Научная статья на тему 'Гистерезисные свойства изотропных быстрозакаленных порошков сплава Nd4Fe78B18 после кристаллизации'

Гистерезисные свойства изотропных быстрозакаленных порошков сплава Nd4Fe78B18 после кристаллизации Текст научной статьи по специальности «Химические науки»

CC BY
145
53
i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.
i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.

Похожие темы научных работ по химическим наукам , автор научной работы — Савченко А. Г.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.
i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.

Текст научной работы на тему «Гистерезисные свойства изотропных быстрозакаленных порошков сплава Nd4Fe78B18 после кристаллизации»

УДК 621.318.12 А.Г. Савченко

ГИСТЕРЕЗИСНЫЕ СВОЙСТВА ИЗОТРОПНЫХ БЫСТРОЗАКАЛЕННЫХ ПОРОШКОВ СПЛАВА Ш^е78В18 ПОСЛЕ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ

ууанокомпозиционные магнитотвёрдые материалы [1], состоящие из нанодисперсных кристаллитов магнитотвёрдой и магнитомягкой фаз, привлекают повышенное внимание исследователей в связи с потенциальными возможностями их использования при получении высокоэнергетических постоянных магнитов [2-6]. Посредством микромагнитного моделирования было показано [7-9], что максимальное энергетическое произведение, (BH)max, в нанокомпозиционных магнитах может достигать величины в 1 МДж/м3, что гораздо больше, чем это может быть получено в обычных, микрокристаллических магнитотвёрдых материалах. В нанокомпозиционных магнитах благодаря наноразмерам кристаллитов магнитомягкой и магнитотвёрдой фаз между их магнитными моментами возникает ферромагнитное обменное взаимодействие и, как следствие, существенно повышаются и намагниченность насыщения Ms, и остаточная намагниченность Mr [9,10]. Наблюдается так называемое обменное усиление остаточной намагниченности. В обменно-связных нанокомпозиционных магнитах отношение Mr/Ms больше 0.5, - максимального значения, получаемого расчётным путём с использованием модели Стонера-Вольфарта [11] для ансамбля однодоменных невзаимодействующих одноосных частиц. Расчёты показывают [12], что высокие значения коэрцитивной силы Hcl, Mr и (BH)max в обменно-связных магнитотвёрдых нанокомпозитах достигаются в том случае, когда линейные размеры кристаллитов магнитомягкой фазы не превышают удвоенной толщины доменной границы магнитотвёрдой фазы. В системах (Fe3B,a-Fe)/Nd2Fe14B это соответствует случаю, когда линейные размеры магнитомягких и магнитотвёрдых кристаллитов имеют величину примерно 10 и 20 нм соответственно.

Однако, несмотря на интенсивность и широкий спектр исследуемых систем нанокомпозиционных магнитотвёрдых материалов, магниты, получаемые сегодня даже в лабораторных условиях, по своим характеристикам сильно отстают от теоретических предсказаний. На практике очень трудно добиться оптимального соотношения размеров зёрен магнитотвёрдой и магнитомягкой фаз, а также их однородного распределения по объёму материала.

Обычно нанокомпозиционные магнитотвёрдые материалы на основе систем (Fe3B,a-Fe)/Nd2Fe14B получают путём кристаллизации соответствующих аморфных сплавов. Но, как известно, фазы Fe3B, a-Fe и Nd2Fe14B образуются не одновременно [13-15]. Температура кристаллизации магнитомягких фаз обычно меньше, чем магнитотвёрдой. По результатам анализа имеющихся литературных данных [6,14-16] последовательность образования фаз в системе Fe3B/Nd2Fe14B в зависимости от температуры кристаллизации можно представить в таком виде:

>560°C

Ато ^ Am1 + o-Fe3B ^ (1)

>580° C „

^ {o-Fe3B ^ t-Fe3B} Am2 + t-Fe3B + Nd2Fe23B3 ^ (2)

>600°C „

* Am3 + t-Fe3B + Nd2Fe23B3 + Nd2Fe14B + a-Fe ^ (3)

>630°C „

* {Nd2Fe23B3 ^ Nd2Fe14B + a-Fe} t-Fe3B +

+ Nd2Fe14B + a-Fe ^ (4)

>680°C „

* {Nd2Fe14B ^ Nd1+eFe4B4 + a-Fe} t-Fe3B+

+ Nd2Fe14B + Nd1+eFe4B4 + a-Fe ^ (5)

> 850°C

^ {t-Fe3B ^ Fe2B + a-Fe} Fe2B +

+ Nd1+eFe4B4 + a-Fe , (6)

где Aml - аморфная фаза, o-Fe3B и t-Fe3B - орторомбическая и тетрагональная модификации интерметаллического соединения Fe3B соответственно. Температуры реакций (1), (3) и (4) приведены для случая неравновесной кристаллизации (в режиме непрерывного нагрева), а реакций

(10) и (11) - для случая продолжительных (несколько часов) изотермических выдержек аморфных порошков.

С целью комплексного изучения процессов кристаллизации в настоящей работе исследовано влияние температуры и длительности низкотемпературного изотермического кристаллизационного отжига на гистерезисные свойства и фазовый состав перезакалённых порошков обогащённого бором сплава Nd4Fe78B18, определены условия и режимы формирования в них обменно-связного состояния.

2. Методика эксперимента и образцы

Сплав номинального состава Nd4Fe78B18 выплавляли в вакуумной индукционной печи в атмосфере очищенного аргона и закаливали на барабане из нержавеющей стали диаметром 200 мм, вращающемся с поверхностной скоростью 40 м/с. Сплав после закалки имел вид чешуек или фрагментов лент длиной до 20 см, шириной от 3 мм до 30 мм и толщиной 20-30 мкм. При приготовлении образцов для магнитных и рентгеновских исследований их измельчали и просеивали через сито с размером ячеек 40 мкм. Термическую обработку быстрозакалённых порошков в интервале температур от 500 до 800 оС продолжительностью 5, 10, 20 и 40 мин проводили в вакуумной лабораторной печи ретортного типа, оснащённой водоохлаждаемым холодильником, что позволяло и нагрев и охлаждение порошков проводить в ускоренном режиме. Однородность и точность поддержания температуры в рабочей зоне печи были не хуже ± 2 °С.

Измерение гистерезисных свойств порошков проводили в замкнутом магнитном потоке с помощью лабораторного гистерезисграфа на призматических образцах, намагниченных до насыщения в импульсных магнитных полях напряжённостью не менее 4.8 МА/м, полученных формованием и последующей полимеризацией смесей порошок + 30 объёмных % полимерной связки.

Исследования структуры и фазового состава порошков при комнатной температуре в исходном состоянии и после различных режимов теромобработки проводили на порошковых образцах с использованием дифрактометра ДРОН-3М (V = 35 кВ, I = 30 мА) на СиКа-излучении по точкам с шагом 0,05 град. в диапазоне от 25 до 126 градусов в единицах 20. Количественный рентгеновский фазовый анализ проводили упрощенным метода Ритвельда с использованием программного пакета PHAN%, разработанного на кафедре физического материаловедения МИСиС.

3. Результаты и обсуждение

3.1. Кривые размагничивания. Экспериментально полученные кривые размагничивания порошков быстрозакалённого сплава Nd4Fe78B18 можно разделить на три группы.

Первая группа - кривые размагничивания, типичные для аморфных магнитомягких материалов [17]. К ней относятся кривые размагничивания порошков сплава Nd4Fe78B18 в исходном состоянии, после отжига длительностью 5 минут в интервале температур 590-650 °C, рис. 1, а также после отжига большей длительности при температурах ниже 560 °C. Можно предположить, что эти порошки или целиком аморфные (Hcl ~ 0), или же матричная аморфная фаза в них занимает основную долю объёма и содержит лишь сравнительно небольшое количество дисперсных выделений кристаллических фаз (соответствующая Hcl < 10 кА/м). Последнее подтверждается результатами рентгенографических исследований, рис. 2.

Вторая группа - кривые размагничивания, характерные для нанокомпозитов в обменносвязном состоянии [18]. Примером кривых, относящихся к этой группе, могут служить кривые размагничивания порошков, отожжённых при 570 °C и 580 °C в течение 40 мин, приведённые на рис. 3. Их особенностью является то, что (1) соответствующее отношение Mr/Ms больше 0.5 и (2) эти кривые имеют вид, типичный для однофазных материалов, - односвязная выпуклая кривая без каких-либо признаков присутствия магнитомягкой и магнитотвёрдой фаз, наличие которых подтверждается результатами рентгеновских исследований, рис. 4.

Третья группа - кривые размагничивания, характерные для многофазных микрокристаллических материалов. Обычно они наблюдаются на порошках после продолжительных выдержек, например, после отжига длительностью 40 мин при температурах выше 650 °С, рис. 5, или же выдержек меньшей длительности при более высоких температурах, например, после отжига длительностью 10 мин выше 680 °С. Их отличительными особенностями являются: (1) более или менее выраженный прогиб в отрицательных полях, (2) сравнительно

высокая коэрцитивная сила (~ 50-150 кА/м) и (3) соответствующие отношения Mr/Ms меньше 0.5

[11]. Рентгеновский дифракционный спектр порошка соответствующей группы приведён на рис. 6. Как видно, он практически не отличается от спектра,

1,0 --

4п1, . и

Тл 0,8 - - «8

о ■

а

0,6 - - я

е

0,4 -- Л #590,600,620 °С

& □ 640 °С

0,2 А 650 °С

0,0 ----------------»--------------------------------------------------------------------

й > *

-0,2 а • - -

-0,4 - -

-100 -50 0 50 100 150 200 250 300 350 400

Н, кА/м

Рис. 1. Кривые размагничивания порошков сплава М^е^В^ после отжига длительностью 5 минут в интервале температур 590 ... 650 °С

if) Й а

а a J

ш а в • 590,60 □ 640 ос Д 650 ос 0,620 ос

/

Б г

& Л • Jй • -

й •

20 ,град

Рис. 2. Рентгеновский дифракционный спектр порошка сплава М^е78В18 после отжига длительностью 5 мин при температуре 600 °С

4я1 ,

Тл

1,0

0,8

0,6

0,4

0,2

0,0

-0,2

• * в 8

в

Л .

•8°° л"*9 О 570 °с • 580 °с

У г

Z8

-300

-200

-100

100 200 300 400

H , кА/м

0

Рис. 3. Кривые размагничивания порошков сплава М^е^В^ после отжига длительностью 40 мин при температурах 570°С и 580 °С

Рис. 4. Рентгеновский дифракционный спектр порошка сплава М^е^В^ после отжига длительностью 5 мин при температуре 660 °С

-300 -200 -100 0 100 200 300 400

Н , кА/м

Рис. 5. Кривые размагничивания порошков сплава М^е^В^ после отжига длительностью 40 мин при температурах 650, 720 и 750°С

Рис. 6. Рентгеновский дифракционный спектр порошка сплава Nd4Fe7SBiS после термической обработки при температуре 680 °С в течение 10 минут

приведённого на рис. 4, т.е. порошок имеет многофазную структуру, однако в силу морфологических особенностей (высокотемпературный отжиг приводит к огрублению микроструктуры) эффекты обменного усиления в нём не играют существенной роли при формировании гистерезисных свойств. Частицы магнитомягкой и магнитотвёрдой фаз сравнительно крупные и перемагничиваются практически независимо одна от другой, что обуславливает многосвязность соответствующих кривых размагничивания.

3.2. Влияние температуры кристаллизационного отжига на гистерезисные свойства порошков сплава Nd4Fe78B18. На рис. 7 приведены зависимости намагниченности насыщения Ms, измеренной в поле 1.85 МА/м, приведённой коэрцитивной силы hcl = НС1(кА/м)/320 и относительной остаточной намагниченности Mr/Ms в зависимости от температуры кристаллизационного отжига длительностью 5, 10, 20 и 40 мин соответственно. Для удобства зрительного восприятия полученных результатов для Ms отложены линии трендов, а через точки на графиках, соответствующие hc1 и Mr/Ms, проведены сглаживающие кривые.

Как видно на рис. 7, характерной особенностью полученных результатов является наличие двух максимумов и минимума на зависимостях hc1 и Mr/Ms от температуры отжига. Эти особенности имеют фазово-кинетическую природу. Анализируя свойства порошков после отжига длительностью 20 и 40 мин в интервале 560-570 °С, можно предположить, что равновесная температура кристаллизации исследованного сплава имеет величину чуть больше 560 °С. При меньших длительностях отжига температура начала кристаллизации перезакалённых порошков смещается в область более высоких температур (в интервал 580-600 °С после отжига длительностью 10 мин и 640-660 °С - длительностью 5 мин).

Ещё одной особенностью полученных зависимостей hci(TOTX) является то, что при отжигах малой длительности гистерезисные свойства получающихся порошков становятся очень чувствительными к условиям и режимам нагрева порошков до заданной температуры. Однако и аморфное состояние, и состояние, в котором происходит нарушение обменной связности, хорошо различаются на опыте от состояния, в которых обменная связность имеет место. Отсюда также следует, что структура, формирующаяся в процессе кристаллизации пере-

Температура,°С

а

Температура, °С

в

Температура , °С

г

Рис. 7. Зависимости намагниченности насыщения М, измеренной в поле 1.85 МА/м, приведённой коэрцитивной силы hci = =На(кА/м)/320 и относительной остаточной намагниченности М/Мх от температуры кристаллизационного отжига длительностью 5 мин (а), 10 мин (б), 20 мин (в) и 40 мин (г)

закалённых сплавов, неравновесная и зависит от температуры и длительности кристаллизационных отжигов. Можно предположить, что в окрестности температуры

кристаллизации морфология микроструктуры будет определяться временем выдержки. При небольших перегревах и коротких выдержках (до 5 минут) свойства порошков зависят от морфологии выделений фаз Fe3B и Nd2Fe14B. Учитывая их высокую дисперсность и незавершённость процесса кристаллизации (2), НС1 порошков будет сравнительно низкой. Однако по мере увеличения длительности отжига в этом интервале температур должна сформироваться структура, способствующая реализации обменно-связного состояния, и НС1 резко возрастает.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

Аналогичную особенность мы должны были бы обнаружить при неизменности длительности и при увеличении температуры отжига. Однако вместо этого мы наблюдаем минимум на зависимостях Нс1 и Мг/М8 от температуры. Можно предположить, что эта особенность является следствием конкуренции двух процессов: огрубления морфологии микроструктуры вследствие увеличения скорости протекания диффузионных процессов и изменения состава магнитомягких

фаз. Например, в результате протекания реакции (3), (4): Ат2 + о-Ре3В ^ ^е3В + Ш2Ре14В + а-Ре. Следствием этой реакции может быть фрагментация достаточно крупных зёрен Ре3В и нарушение условий обменной связности, сопровождающееся уменьшением НС1.

При дальнейшем повышении температуры отжига равновесными фазами остаются всё те же ^ Ре3В, Nd2Fe14B и а-Ре, но их размеры и взаимное расположение в объёме материала способствуют реализации условий обменной связности. В частности, изменение высоты первого максимума НС1(Тотж) по мере увеличения длительности отжига на рис. 7 подтверждает это предположение.

Наконец, при высоких температурах и больших длительностях отжига происходит огрубление морфологии микроструктуры, представленной равновесными магнитомягкой (основная) и магнитотвёрдой фазами и, как следствие, резкое падение НС1. Уменьшение ширины последнего максимума с ростом длительности отжига, рис. 7 (г), является наглядным свидетельством в пользу этого предположения.

3.3. Анализ зависимостей Hci(Тотж) и Ы^Т^^). Немонотонный вид зависимостей НС1(Тотж) и Мг(Тотж), рис. 7, свидетельствует о том, что кристаллизация перезакалённых порошков исследованного сплава Nd4Fe78B18 в интервале температур 550-800 оС имеет сложный и многоступенчатый характер.

Для удобства анализа и определения характера процессов, протекающих в различных температурных интервалах, схематично представим зависимости НС1(Тотж) в таком виде, как это показано на рис. 8, и выделим на обобщённой кривой следующие критические точки и параметры: Тх, Т1, Т2 и Т3 - соответственно температуры начала кристаллизации, первого максимума НС1, минимума НС1 и второго максимума НС1; Т4 (>Т2) - температура, при которой НС1 становится больше 150 кА/м; Т5 (>Т3) - температура, при которой НС1 становится меньше 150 кА/м; АТ1 = Т2 - Т1; ДТ2

= Т5 - Т4; ДНс1 = На(Т0 - Нс1(Т2) и ДНс2 = На(Т3) - Нс1(Т2).

Временные зависимости перечисленных выше критических температур приведены на рис. 9, а на рис. 10 представлены изменения АТ1, ДТ2 (а) и АНс1, ДНс2 (б) по мере увеличения продолжительности кристаллизационного отжига.

На рис. 9 видно, что по мере увеличения длительности отжига температуры Т3, Т4 и Т5 изменяются немонотонно, а изменения Тх, Т1 и Т2 имеют асимптотический характер. Учитывая общие закономерности фазовых превращений в сплавах (уравнения (1) - (6)), можно предположить, что асимптоты Тх, Т1 и Т2 являются характеристиками материала и соответствуют равновесным температурам фазовых превращений, тогда как временные зависимости Т3, Т4 и Т5 отражают изменения в морфологии микроструктуры [6, 14-16]. Это подтверждается также соответствующими изменениями АТ1 и ДТ2, рис. 10, а. Приближение к равновесному состоянию по мере увеличения длительности отжига определяет асимптотический характер зависимости ДТ^отж) и экстремальный характер зависимости ДТ2^отж).

Из совокупности рассмотренных выше реакций (1) ... (6) с Тх однозначно можно связать температуру начала кристаллизации аморфного сплава Nd4Fe78B18. Асимптотическое значение Тх > 560оС, рис. 10, а, соответствует равновесной температуре кристаллизации сплава исследованного состава, которая по величине очень хорошо согласуется с имеющимися в литературе данными [20, 21].

Рис. 8. Схематичное представление температурных зависимостей коэрцитивной силы и определение их критических точек и параметров

О

л

а.

ь

(ТЗ

а

с

5

а

800

750

700

650

600

550

•т2

V от4 ♦Т* АТ3

1 N Л \

А\ 'а ц\ п \ \\ \ »\\ \ " ~ ^ ит, к-

■ \ \ \ Т V \ <5 \ ' V \ N

г 1 >-

к-

1 1-

10 20 30 40

Длительность отжига , мин

50

Рис. 9. Изменения критических температур в зависимости от длительности кристаллизационного отжига

Учитывая значения НС1 и величину отношения Мг/М8 в окрестности Т1, можно предположить, что эта критическая температура соответствует преимущественной кристаллизации магнитотвёрдого интерметаллида Nd2Fe14B и фазы Ре3В с оптимальными, с точки зрения реализации эффективного обменно-связного состояния, соотношением и размерами кристаллитов. Из выше приведённой последовательности реакций температуре Т1, по всей видимости, соответствует ближайшая окрестность нижней температурной границы реакции (3).

В точке Т2 наблюдается резкое уменьшение и НС1, рис. 10, б, и отношения Мг/М8, рис. 7. Такое возможно в случае, когда в процессе кристаллизации обогащённого бором сплава образуются крупные кристаллы магнитомягкой фазы, например, Ре3В и/или а-Ре. В соответствии с последовательностью упоминавшихся реакций, последнее может иметь место в том числе и при распаде интерметаллида №2Ре23В3 (реакция (4)), образующегося на начальных этапах низкотемпературного интервала (до 680 оС) кристаллизации перезакалённых лент.

Последующее увеличение НС1 (при Т > Т2) может быть связано с формированием магнитотвёрдого композиционного материала с микрокристаллическими магнитомягкой (Ре3В + а-Ре) и магнитотвёрдой (М2Ре14В) компонентами, НС1 которого целиком определяется свойствами магнитотвёрдой фазы и морфологией микроструктуры. Об этом, в частности, свидетельствуют: (а) характер изменения температурных границ интервала выбранных значений НС1 (более 160 кА/м) -монотонное уменьшение Т5 и немонотонное, с минимумом, изменение Т4, рис. 10 (в этой связи

можно предположить, что отжиг длительностью более 45 мин при Т > Т2 не позволит получить материал с НС1 > 160 кА/м, а при ещё более длительных выдержках зависимости НС1(Т) примут вид, показанный пунктиром на рис. 8); (б) экстремальный характер зависимости ДТ2^отж), рис. 10, а, и (в) экстремальный вид зависимости ДНс2 от длительности отжига (с очевидной тенденцией устремления ДНс2 к нулю и далее в область отрицательных значений при ^тж > 40 мин), рис. 10, б.

Длительность отжига, мин

а

Длительность отжига, мин

б

Рис. 10. Изменения АТ1, ЛТ2 (а) и АНс1, ЛНс2 (б) в зависимости от длительности кристаллизационного отжига

Заключение

В результате проведённых систематических исследований влияния кристаллизационных отжигов порошков перезакалённого сплава Nd4Fe78B18 в интервале температур от 560 до 800 °С в течение 5, 10, 20 и 40 минут на их гистерезисные свойства и фазовый состав установлено, что равновесная температура начала кристаллизации аморфного сплава Nd4Fe78B18 имеет величину примерно 560 °С, а изменения гистерезисных характеристик исследованных порошков в зависимости от температуры и длительности кристаллизационного отжига имеют немонотонный характер: максимумы коэрцитивной силы наблюдаются в интервалах

температур 570-600 °С и 680-730 °С. После отжигов длительностью 20-40 мин в окрестности 590 °С НС1 порошков может достигать 250 кА/м.

На основании анализа зависимостей НС1 от температуры и длительности отжига, фазового состава кристаллизованных порошков, формы соответствующих кривых размагничивания и величины возврата предполагается, что явление обменного усиления в исследованном сплаве наблюдается после отжигов в интервале температур 570-590 °С длительностью 20-40 мин.

Обменно-связное состояние в кристаллизованных порошках сплава Nd4Fe78B18 реализуется также после обработок при более высоких температурах. Границы соответствующих температурных интервалов зависят от длительности отжига и совпадают с максимумами на зависимостях Hc1 от температуры отжига.

Автор выражает глубокую признательность и искреннюю благодарность Ш.И. Ярову за помощь, настойчивость и аккуратность при проведении экспериментов.

--------------------------------------------------- СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Coehoorn R., D.B. deMooij, C. de Waard - J. Magn. Magn. Mater., 1988, 80, 101.

2. KnellerE.F., HawigR. - IEEE Trans. Magn., 1991, 27, 3588.

3. Manaf A., Buckley R.A., Davies H.A. - J. Magn. Magn. Mater., 1993, 128, 302.

4. Skomski R., J.M.D. Coey - IEEE Trans. Magn., 1994, 29, 2860.

5. Davies H.A. - J. Magn. Magn. Mater., 1996, 157/158, 11.

6. Hirosawa S., Shigemoto Y., Murakami K., Kanekiyo H. - in Proc. 18th Int. Symp. Magn. Anisotropy and Coercivity in RE-TM Alloys. - The Japan Inst. of Metals, 2000, S127.

7. Skomski R. - J. Appl. Phys., 1994, 76, 7059.

8. Schrefl T, Fidler J. - IEEE Trans. Magn., 1999, 34, 3223.

9. FukunagaH., Kuma J., Kanai Y. - IEEE Trans. Magn., 1999, 35, 3235.

10. Kronmuller H., Fischer R., Bachmann M., Leineweber T. - J. Magn. Magn. Mater., 1999, 203, 12.

11. StonerE.C., Wohlfarth E.P. - Phil. Trans. R. Soc. London, 1948, 240, 599.

12. Schrefl T., Kronmuller H., Fidler J. - J. Magn. Magn. Mater., 1993, 127, L273.

13. Yang S., Li S., Liu X., SongX., Gu D., Du Y. - J. Alloys and Comp., 2002, 343, 217.

14. Cheng Z.-H., Shen B.-G., MaoM.-X., Sun J.-J., Y.-D. Zhang, F.-S. Li - Phys. Rev. B, 1995, 52, 9427.

15. Li S., Gu B.X., Yang S., Bi H., Dai Y., Tian Z., G. Xie, Du Y., Yuan Z. - J. Phys. D: Appl. Phys., 2002, 35, 732.

16. Hirosawa S., Kanekiyo H., Shigemoto Y., Murakami K., Miyoshi T., Shioya Y. - J. Magn. Magn. Mater., 2002, 239, 424.

17. Савченко А.Г. - Изв. вузов. Черная металлургия. - 1992, 1, 59.

18. Савченко А.Г. - in Proc. of 2nd Russian-Japanese seminar „Perspective Technologies, Materials and Equipments of Solid-State Electronic Components”. MISA-ULVAC Inc., April 6th, 2004. - Moscow, MISA Publ., 2004, 280.

19. Zhang H.-W., Zhang W.-Y., Yan A-r., Sun Z.-G., Shen B.-G., Tung I-C., Chin T.-S. -Mater. Sci. Eng., 2001, A304-306,

997.

20. Yang C.J., ParkE.B., Hwang Y.S., Kim E.C. - J. Magn. Magn. Mater., 2000, 212, 168.

21. Li S., Gu D., Bi H., Tian Z., Xie G., Zhu Y., Du Y. - J. Appl. Phys., 2002, 92, 7514.

— Коротко об авторах -------------------------------------------------

Савченко А.Г. - Московский институт стали и сплавов (технологический университет), 119049 Москва, Ленинский пр. 4 [email protected]

i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.