CC BY
116
© Т. Бречко, А.Б. Залетов, Д.С. Быков, Г.А. Лебедев, Д.И. Захаров, С.Е. Ильяшенко, В.В. Коледов, Р.М. Гречишкин, 2007
УДК 621.318.1+669.018.5
Т. Бречко, А.Б. Залетов, Д.С. Быков,
Г.А. Лебедев, Д.И. Захаров, С.Е. Ильяшенко,
В.В. Коледов, Р.М. Гречишкин
МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА И СТРУКТУРА МОНО-, ПОЛИ- И НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ ГЕЙСЛЕРА
Сочетание ферромагнетизма и структурных фазовых превращений в сплавах Гейслера открывает новые перспективы для создания устройств, с помощью которых возможно управление формой и размерами образцов при наложении внешнего магнитного поля. Структурные фазовые превращения в сплавах этого типа осуществляются путем перехода из кубической высокотемпературной аустенитной фазы в тетрагональную низкотемпературную мартенситную фазу [1]. Благодаря интенсивным исследованиям сплавов №2+хМп1-хДа, проводимым в последние годы, были выявлены рекордно высокие (до 10%) значения магнитоуправляемой деформации [2]. Существуют также и другие перспективные, но менее изученные группы сплавов Гейслера, в частности, соединения на основе Co-Ni-Ga [3-5].
Для разработки теории магнитоиндуцированных явлений в сплавах Гейслера необходимы детальные экспериментальные данные о закономерностях формирования и перестройки как мартенситной, так и магнитной доменной структуры (ДС). Эти вопросы уже начали находить своё отражение в работах разных исследовательских групп [6-12]. Однако имеющиеся данные в значительной степени фрагментарны и нуждаются в развитии и обобщении.
Целью данной работы явилось экспериментальное иссле-дование мартенситной и магнитной доменных структур (ДС) в моно-, поли- и нанокристаллических образцах сплавов №2+хМп1-хСа и Со2+*№^а.
Методика эксперимента. Сплавы №2+хМп1-хСа и Со2+х№1-хСа с различными значениями х от 0,12 до 0,19 были получены методом дуговой плавки. После выплавки прово-дился гомогенизирующий отжиг при 800 оС в течение 100 часов с последующей закалкой в воду. Монокристаллы этих соединений выращивались методом Бриджмена в печи сопро-тивления в корундовых тиглях из слитков, полученных трёх-кратной дуговой переплавкой. Исходная загрузка нагревалась и выдерживалась в вакууме порядка 10-4 мм рт. ст. при 1200 оС. Затем камера заполнялась аргоном особой чистоты для минимизации испарения марганца в процессе роста, температура поднималась до 1350 оС и образовавшийся рас-плав выдерживался один час. Последующее вытягивание тигля с расплавом проводилось со скоростью 20 мм в час. Нано-кристаллические ленты получали методом сверхбыстрой закал-ки в атмосфере гелия путём разлива на быстровра-щающийся медный барабан со скоростью охлаждения около 105 К/с, в результате чего были получены образцв в виде тонких и пластичных лент толщиной 30-40 мкм. Нанокристаллические плёнки толщиной 0,5-5 мкм получали методом ВЧ магнетрон-ного расплыения.
Температуры мартенситных и магнитных переходов опре-делялись методом термомагнитного анализа (ТМА) по темпера-турной зависимости начальной магнитной восприимчивости. Наблюдения микроструктуры и магнитных доменов прово-дились поляризационно-оптическим методом на модифици-рованном металлографическом микроскопе МИМ-8 с цифро-вой регистрацией и обработкой изображений. Использовались взаимно дополняющие друг друга методики выявления ДС с помощью эффектов Керра, техники порошковых осадков и магнитных индикаторных плёнок [10, 11].
Наблюдение мартенситной и магнитной доменной структур сплавов Гейслера с эффектом памяти формы связано с рядом особенностей, к числу которых относятся существование оптического контраста между соседними мартенситными доменами, обусловленного как
оптической анизотропией, так и наличием рельефа поверхности, глубина которого достигает нескольких десятков мкм и изменяется в процессе структурных
Х,относ . ед.
Рис. 1. Температурная зависимость начальной магнитной восприимчивости % для поликристаллических текстурированных образцов Ni2I2Mn088Ga. 1 - состояние после выплавки, 2 - после гомогенизации при 800 С в течение 100 часов.
переходов. Последнее обстоятельство затрудняет использование магнитной силовой микроскопии.
Результаты и обсуждение
Термомагнитный анализ
На рис. 1 представлены данные ТМА (кривые темпе-ратурной зависимости начальной магнитной восприимчивости %) для поликристаллических текстурированных образцов сплава Ni2.i2Mna88Ga в состоянии после выплавки и после гомогенизации при 800 °С в течение 100 часов. Видно, что отжиг приводит к некоторому изменению характерных точек перегибов кривых ТМА, уменьшению гистерезиса кривых ТМА и усилению их крутизны в области фазовых переходов -магнитного перехода порядок - беспорядок (правая безгистерезисная часть кривых ТМА) и структурного перехода аустенит-мартен-сит (гистерезисные левые части).
Представленные на рис. 1 кривые ТМА являются типичными для исследованных в работе моно- и поликристаллических массивных образцов ферромагнитных сплавов Гейслера и играют важную диагностическую роль, т.к. чётко указывают не только на наличие структурного перехода и его характерные температуры (начала и конца прямого и обратного мартенситного переходов), но также позволяют определять относительное содержание мартенситной фазы и качественно оценивать степень однородности материала.
Кривые ТМА для быстрозакалённых лент качественно подобны таковым для моно- и поликристаллов. Как для исходных (непосредственно после закалки), так и для отожжённых образцов лент перегибы на зависимостях %(Т) свидетельствуют о прохождении структурного и магнитного переходов при температурах, близких к температурам соответствующих переходов исходных массивных сплавов. Формы кривых %(Т) варьируют в зависимости от режимов отжига и от условий измерений (ориентации ленточных образцов относительно измерительных катушек). Последнее объясняется анизотропией формы (соответственно разными факторами размагничивания) лент. На рис. 2 представлена температурная зависимость начальной магнитной восприимчивости х(Т) для быстрозакалённой тонкой ленты Ni53Mn23.5Ga23.5 при измерении в направлениях вдоль и поперёк длинной стороны образца. Несмотря на отличие абсолютных значений измерительного сигнала, кривые подобны друг другу и дают близкие значения температур мартенситного и магнитного перехода.
Мартенситная и магнитная доменная структура
На рис. 3, а представлен рельеф мартенситной структуры на различных кристаллографических поверхностях ориентированного монокристалла Co48Ni22Ga30. Мартенситные пластины проходят через весь монокристаллический образец. Это свидетельствует о высоком качестве монокристалла. В поликристаллических образцах более сложное распределение внутренних напряжений приводит к образованию пересечений двойниковых систем разной ориентации.
Мартенситный рельеф образуется после прямого мартенситного перехода на поверхности образца, отшлифованного и отполированного при повышенной температуре в аустенитном состоянии. При подготовке шлифа на образце в мартенситном состоянии рельеф отсутствует при условии, что температура образца не изменялась. В этом случае мартенситная структура выявляется за счёт оптической анизотропии при наблюдениях в поляризованном свете (рис. 4).
%, относ. ед.
^ °С
Рис. 2. Температурная зависимость начальной магнитной восприимчивости % для образца быстрозакалённой тонкой ленты NІ5зMn2з.5Ga2з.5, отожжённой в вакууме при температуре 800°С в течение 5 часов: 1 - поле параллельно длинной оси ленты, 2 - поле ориентировано в плоскости ленты перпендикулярно её длинной оси
Рис. 3. Мартенситный рельеф ориентированного монокристалла Co4SNІ22Gaзo с размерами 3x3x6 мм (а) и обусловленные рельефом интерференционные полосы, наблюдаемые при наложении плоскопараллельной индикаторной пластинки на поверхность образца (б)
Рис. 4. Мартенситная структура поликристаллического образца №21бМпо.8^а, выявленная на механически полированной поверхности при наблюдениях в поляризованном свете, х120
Рис. 5. Мартенситный рельеф на плоскости (110) монокристалла Со^Ь^а30 и его связь с магнитной доменной структурой.
Для выявления магнитной доменной структуры и её взаимосвязи с мартенситными двойниками эффективно использование индикаторных магнитных плёнок. На рис. 5 показан мартенситный рельеф на плоскости (110) монокристалла Со48№2^а30 и его связь с магнитной доменной структурой, а
на рис. 6 - магнитная доменная структура ориентированного монокристалла №49Мп29.^а21.3.
В поликристаллических образцах с произвольной кристаллографической ориентацией поверхностей конфигурации магнитных доменов усложняются (рис. 7 и рис. 8).
Рис. 6. Структура 180° магнитных макродоменов на плоскостях {100} ориентированного монокристалла Ni49Mn29.7Ga2l.з с линейными размерами 1.2x1.5x2.5 мм
Представленные экспериментальные данные показывают, что главной особенностью мартенситной и магнитной доменной структуры изученных материалов является их взаимосвязанный характер. 180-градусные магнитные домены непрерывны в пределах кристаллитов, при этом они пересекают плоские параллельные между собой границы мартенситных доменов. Намагниченность магнитных доменов модулирована мартенситными доменами, т.к. с-оси последних, являющиеся направлениями лёгкого намагничивания, находятся под углами 90о друг по отношению к другу. В результате границы между мартенситными доменами также выполняют роль 90-градусных магнитных доменных стенок без свободных зарядов М=0) (рис. 9).
Конфигурации мартенситной и магнитной доменной структуры на различных поверхностях образцов зависят от их кристаллографической ориентации. Плоскость (001) свободна от зарядов, границы магнитных доменов ориентированы под углами 45о к мартенситным границам. В плоскостях типа (100) и (010) чередуются домены с намагниченностью, параллельной и нормальной к поверхности образца.
Рис. 7. Магнитная доменная структура текстурированного поликристалла Co48Ni22Gaзo, выявленная с помощью индикаторной феррит-гранатовой плёнки. Ось текстуры параллельна длинной стороне образца. Размеры образца 3.3х3х9.4 мм
Рис. 8. Визуализация доменной структуры кристалла Co2Ni0.85Ga с помощью гранатовой пленки. Слева -мартенситная структура, наблюдаемая в поляризованном свете, справа - структура магнитных доменов того же участка образца, выявленная с помощью индикаторной феррит-гранатовой плёнки
Для произвольных ориентаций кристалла угловые соотношения между линиями выхода мартенситных и магнитных доменных границ с поверхностью образца являются более сложными.
Мартенситная структура быстрозакалённых лент в состоянии после отжига не имеет особенностей и качественно подобна структуре массивных поликристаллов (рис. 10). Средняя ширина доменов значительно уменьшается и доходит до значений порядка 1 мкм и менее.
Рис. 9. Субструктура магнитных доменов, образующаяся при сечении кристалла плоскостями типа (hh1). Кубический элемент объёма (слева) разделён на две части мартенситной границей, лежащей в плоскости (110).
Плоскости ^М) - группа плоскостей, получаемых при повороте плоскости (001) относительно оси [1 10]. Стрелки и знаки (+) и (-) характеризуют ориентации векторов намагниченности 180 магнитных доменов
Рис. 10. Мартенситная и магнитная доменная структура одного и того же участка быстрозакалённой ленты
№53Мп23.5С-я23.5
При исследовании структуры нанокристаллических плёнок, полученных методом магнетронного распыления было обнаружено, что в состоянии остаточной намагниченности они способны сохранять конфигурацию действовавших на них полей (рис. 11). Это свойство обусловлено наличием одноосной текстуры в направлении, перпендикулярном плоскости образцов.
Выводы
Основные закономер-ности формирования и взаимодействия взаимосвя-занных структур мартенси-тных и магнитных доменов моно-, поли- и нанокристал-лических ферромагнитных сплавов Гейслера Со^^іь^а и №2+жМпі_ ^а. подобны друг другу и согласуются с теорети-ческой моделью, впервые разработанной Г.С. Кандауровой с соавторами для полидвой-никовых сплавов типа CoPt [13].
-----------------------------------СПИСОК ЛИТЕРА ТУРЫ
1. Васильев А.Н., Бучельников В.Д., Такаги Т., Ховайло В.В., Эстрин Э.И. Ферромагнетики с памятью формы //УФН. 2003. Т. 173. С. 577-606.
2. Marioni M.A., O’Handley R.C., Allen S.M., Hall S.R., Paul D.I., RichardM.L., Feuchtwanger J., Peterson B.W., Chambers J.M., Techapiesancharoenkij R. The ferromagnetic shape-memory effect in Ni-Mn-Ga //J. Magn. Magn. Mater. 2005. V. 290-291. P. 35-41.
3. WuttigM., Li J., Craciunescu C. A new ferromagnetic shape memory alloy system //Scr. Mater. 2001. V. 44. P. 23932397.
4. Craciunescu C.M., Wuttig M. New ferromagnetic and functionally graded shape memory alloys //J. Optoelectr. Adv. Mater. 2003. V. 5. P. 139-146.
5. Craciunescu C., Kishi Y., Lograsso T.A., WuttigM. Martensitic transformation in Co2NiGa ferromagnetic shape memory alloys //Scr. Mater. 2002. V. 47. P. 2S5-2SS.
6. Likhachev A.A., Ullakko K. Magnetic-field-controlled twin boundaries motion and giant magneto-mechanical effects in Ni-Mn-Ga shape memory alloy // Phys. Letters. 2000. V. A275. P. 142-151.
7. Pan Q., James R.D. Micromagnetic study of Ni2MnGa under applied field // J. Appl. Phys. 2000. V. 87. P.4702-4706.
S. Murakami Y., Shindo D., Oikawa K. et al. Magnetic DS in a ferromagnetic SMA Ni51Fe22Ga27 studied by electron holography and Lorentz microscopy //Appl. Phys. Lett. 2003. V. 82. P. 3695-3697.
9. Kishi Y., Craciunescu C., SatoM., Okazaki T., Furuya Y., WuttigM. Microstructures and magnetic properties of rapidly solidified CoNiGa ferromagnetic shape memory alloys //J. Magn. Magn. Mater. 2003. V. 262. P. L1S6-L191.
10. Корпусов О.М., СмирновЮ.М., КоледовВ.В., Залётов А.Б., Чигиринский С.А., Юленков Д.С. Мартенситная и магнитная доменная структура ферромагнитных сплавов Гейслера //Вестник ТвГУ. Сер. Физика. 2004. № 4(6). С. 81-87.
11. Korpusov O.M., Grechishkin R.M., Koledov V.V., Khovailo V.V., Takagi T., Shavrov V.G. Simultaneous observation and thermomagnetic analysis of phase transitions in shape-memory Ni-Mn-Ga alloys //J. Magn. Magn. Mater. 2004. V. 272-276. P. 2035-2037.
12. Chernenko V.A., Lopez A.R., Kohl M., Ohtsuka M., Orue I., Barandiaran J.M. Magnetic domains in Ni-Mn-Ga martensite thin films //J. Phys.: Condens. Matter, 2005. V. 17. P. 5215-5224.
13. Vlasova N.I., Kandaurova G.S., Schegoleva N.N. Effect of the polytwinned microstructure parameters on magnetic DS and hysteresis properties of the CoPt-type alloys // J. Magn. Magn. Mater. 2000. V. 222. P. 8474-8476.
Коротко об авторах
Бречко Т. - Department of Metal Physics and Nanotechnology, University of Warmia & Mazury, 10736 Olsztyn, Poland,
Залетов А.Б., Быков Д.С., Гречишкин Р.М., Ильяшенко С.Е. - Тверской государственный университет, ул. Желябова,, 33, 170000 Тверь, Россия, Лебедев Г.А., Захаров Д.И., Коледов В.В. - Институт радиотехники и электроники РАН, ул. Моховая, 11, 101999 Москва,
E-mail: Rostislav.Grechishkin@tversu.ru
