Механизмы перемагничивания магнитных материалов. Моделирование процессов перемагничивания. Учебное пособие

Физический смысл НА ограничен. Согласно теории микромагнетизма НА – это поле, при приложении которого к идеальному бездефектному однодоменному кристаллу в направлении оси легкого намагничивания (ОЛН) кристалла впервые возникает зародыш перемагничивания. Для идеальной бездефектной однодоменной частицы в направлении оси легкого намагничивания поле анизотропии НА является предельным значением коэрцитивной силы IНс. Приближенно НА можно считать пределом IНс в идеальном бездефектном кристалле, когда магнитный гистерезис обусловлен трудностью в образовании зародыша перемагничивания.

Достижение высоких значений магнитной энергии становится возможным при условии использования одноосных ферромагнитных соединений с намагниченностью насыщения более 2,44 Тл. Среди классических ферромагнетиков такой намагниченностью насыщения при климатических температурах обладают сплавы Fe–Co (2,45 Тл), при температурах жидкого гелия – редкоземельные металлы тербий Tb (3,27 Тл), гольмий Ho (3,75 Тл), диспрозий Dy (3,70 Тл), эрбий Er (3,42), тулий Tm (2,72 Тл).

11

2 Общие положения о механизмах перемагничивания

Причинами магнитного гистерезиса магнитотвердых материалов являются необратимые процессы изменения магнитного состояния при намагничивании. В настоящее время выделяют три основных причины магнитного гистерезиса:

-- трудность отрыва доменной стенки от места ее закрепле-

ния;

-- необратимые процессы вращения вектора намагниченности в однодоменных частицах;

-- трудность образования устойчивого зародыша перемагничивания.

Каждый из этих механизмов различным образом определяет величину коэрцитивной силы IHc материала.

2.1 Трудность отрыва доменной стенки от места ее закрепления

При задержке смещения границ доменов коэрцитивная сила определяется максимальным градиентом энергии доменной границы

где γ – удельная плотность энергии доменной стенки.

Причиной изменения энергии доменной границы могут быть или неферромагнитные включения, или внутренние напряжения. При наличии только неферромагнитных включений

а при наличии только внутренних напряжений

где d и S – толщина и площадь доменной границы соответственно; λs – константа магнитострикции; s – внутренние напряжения.

12

Механизм закрепления и отрыва доменной стенки достаточно детально был разработан Р. Кителем, Е. И. Кандорским и другими исследователями.

Реализация механизма, связанного с трудностью отрыва доменной стенки от мест закрепления, была осуществлена на первых этапах развития материалов для постоянных магнитов. С использованием распада пересыщенных твердых растворов за счет процессов дисперсионного старения подбирались такие режимы термообработки, чтобы выделившиеся частицы второй фазы были эффективными местами закрепления доменной стенки. В настоящее время материалом для постоянных магнитов такого типа являются сплавы системы Sm–Co–Fe–Cu–Zr, в которых в результате термической обработки образуется ячеистая структура, состоящая из ромбоэдрической фазы типа Sm2Co17, которая разделена на ромбики размером 150×70 нм выделениями гексагональной фазы типа SmCo5 толщиной 4–10 нм. Предполагается, что эти выделения являются местом закрепления доменной стенки.

2.2 Необратимые процессы вращения вектора намагниченности в однодоменных частицах

Для реализации при перемагничивании процесса вращения вектора намагниченности необходимо исключить образование доменной структуры и соответственно смещения доменной стенки. Достичь этого можно только при существенном уменьшении размера ферромагнетика, то есть тогда, когда энергия, необходимая для существования доменной стенки, больше энергии размагничивающего поля, создаваемого магнитными зарядами на поверхности частицы. В этом случае в частице будет только один домен, и вектор намагниченности в нем будет направлен вдоль направления легкого намагничивания.

Критический радиус частицы, меньше которого она будет однодоменной, можно оценить по формуле

R = 9γ , 4πJs2

где γ – удельная поверхностная энергия доменной стенки; Js – намагниченность насыщения.

13

В отсутствие внешнего магнитного поля такая частица будет намагничена до насыщения. При приложении внешнего магнитного поля Нвн, направленного вдоль направления легкого намагничивания против направления вектора намагниченности, ее магнитное состояние будет устойчиво вплоть до напряженности внешнего поля, равного полю анизотропии HA. На рисунке 2 представлены петли гистерезиса однодоменной частицы в приведенных координатах: h = HA/Hвн, m = J/Js.

Рисунок 2 – Теоретические петли гистерезиса для однодоменной частицы с различной ориентацией (α)

относительно направления внешнего поля h

Следует отменить, что поле анизотропии в рассматриваемой частице может быть обусловлено любым видом магнитной анизотропии. Для случая магнитной кристаллической анизотропии коэрцитивная сила равна

(Нс )max = HA = 2K1 .

Is

Для случая анизотропии упругих напряжений:

(Нс )max = HA = 3λIsσ.

s

14

Для случая анизотропии формы частицы:

(Нс )max = HA =(Nb −Na )Is.

Все сказанное относится к бездефектной частице, но даже в этом случае различают два типа вращения: когерентное, когда поворачиваются одновременно магнитные моменты всех атомов, оставаясь при этом параллельными друг другу, и некогерентное, когда при повороте их нарушается параллельность магнитных моментов отдельных участков кристалла.

Схема когерентного и некогерентного вращения векторов намагниченности представлена рисунке 3.

Рисунок 3 – Схема механизмов вращения векторов магнитных моментов в однодоменных частицах: а, б – когерентное и некогерентное в цепочке сфер; в – когерентное вращение; г – вращение с кручением; д

– вращение с изгибом в бесконечном цилиндре

Важно отметить, что все приведенные выше теоретические зависимости и соответствующие им формулы отражают процессы, проходящие в конкретном локальном месте той или иной особенности структуры (дефекте кристаллического строения, включении или объеме локального напряжения).

Механизм вращения вектора намагниченности реализуется на практике в сплавах систем: Fe–Ni–Al (альни), Fe–Co– Ni–Al–Ni (альнико, тикональ), Fe–Co–Cr. В этих сплавах в результате термической обработки в магнитном поле и отпусков создается структура, при которой ферромагнитные удлиненные

15

однодоменные частицы, ориентированные магнитным полем, находятся в немагнитной матрице. Схема такой структуры представлена на рисунке 4.

Рисунок 4 – Схематическое строение структуры сплавов системы Fe–Co, Ni–Al

2.3 Механизм перемагничивания, обусловленный трудностью образования устойчивого зародыша перемагничивания

При снятии магнитного поля с образца после намагничивания до насыщения или при приложении отрицательного магнитного поля в материале возникает объем, имеющий противоположное направление вектора намагниченности по сравнению с направлением намагниченности в остальном материале. Такой объем носит название зародыша перемагничивания. Механизм образования зародыша перемагничивания достаточно сложен, тем более что его изучение проводилось в основном на магнитомягких материалах, так как процессы перемагничивания магнитотвердых материалов базировались в основном на первых двух описанных выше механизмах.

Формирование устойчивого зародыша требует дополнительной энергии на образование поверхности и для дальнейшего роста, так как увеличивается площадь доменной стенки. В связи с этим при обсуждении этого механизма использовались термины «поле образование зародыша Но» и «поле старта Нст». Уже это вносит неоднозначность в определение понятия «коэрцитивная сила». Картина усложняется, если учесть то обстоятельство, что в идеальном бездефектном кристалле образование

16

неоднородности намагниченности, то есть зародыша перемагничивания, возможно только при приложении магнитного поля, равного полю анизотропии данного материала HA. В реальных материалах практически при всех механизмах перемагничивания коэрцитивная сила всегда существенно меньше поля анизотропии этого материала. Естественным выходом из этого положения является предположение, что зародыш перемагничивания образуется в месте дефекта кристаллического строения материала, где имеет место локальная неоднородность намагниченности.

В случае материалов для постоянных магнитов к этому механизму перемагничивания обратились, когда открыли соединения редкоземельных металлов с 3d-переходными металлами, в частности SmCo5, у которого константа кристаллической анизотропии K = 2,108 эрг/см3, что в тысячу раз больше кристаллической анизотропии железа. Соответственно поле анизотропии составляет 600–700 кЭ (килоэрстед) при коэрцитивной силе 15– 30 кЭ.

17

3 Структура и магнитные свойства высокоанизотропных соединений РЗМ c 3d-переходными металлами

3.1 Структура и магнитные свойства соединения SmCo5

Трудно переценить тот революционный скачек в области магнитотвердых материалов, который произошел при появлении новых материалов для постоянных магнитов на основе соединений редкоземельных (РЗМ) и 3d-переходных металлов. После появления в конце 1960-х годов в российской периодической литературе по химии неорганических материалов сообщения о новых соединениях, обладающих необычайно большой кристаллической магнитной анизотропией, были опубликованы тысячи работ по исследованию магнитных свойств этих соединений. В 1970-х годах К. Стрнатом была запатентована технология получения спрессованных порошковых магнитов из соединения SmCo5. По предлагаемой технологии сплав стехиометрического состава измельчался до среднего размера частиц около 5 мкм (практически монокристаллического). Этот технологический прием был рассчитан на достижение однодоменного состояния. Измельчение сплава приводило к значениям его коэрцитивной силы до 15 кЭ, что в 5–10 раз больше, чем ранее достигнутые на сплавах системы Fe–Ni–Co–Fe–Ti. Затем порошок уплотнялся в присутствии магнитного поля для получения кристаллической текстуры, позволяющей получить остаточную индукцию 9–10 кГс. Максимальная магнитная энергия достигла значения

18МГсЭ.

Впроизводстве постоянных магнитов произошел переход от литейной технологии к порошковой металлургии. Но изменились не только технологические приемы достижения высоких магнитных характеристик, принципиально расширились представления о природе высококоэрцитивного состояния, процессах перемагничивания и возникла возможность новых технических решений, в частности использование метода закалки из жидкого состояния, водородное измельчение, применение способов интенсивной пластической деформации. Впервые появились пленочные постоянные магниты из этого соединения.

18

Существенным шагом в развитии технологии этого класса магнитов явилось использование для повышения плотности, прочности, коррозионной устойчивости (закрытие сквозных пор) процесса спекания предварительно спрессованных и текстурованных заготовок. Использование жидкофазного (с наличием жидкой фазы), а позднее и твердофазного спекания повышало плотность магнитов, соответственно и плотность магнитного потока, в результате чего максимальная магнитная энергия магнитов достигает 20 МГсЭ.

Получение сплава возможно или выплавкой в вакуумных индукционных печах их чистых компонентов, или методом прямого восстановления из окислов. При обоих методах получения порошок перед прессованием промывается и просушивается. Средний размер частиц порошка – 1–5 мкм. Порошок текстуруется в магнитном поле с дополнительным уплотнением в режиме всестороннего сжатия. Спекание заготовок проводится при температуре 1120–1180 °С в течение 30–60 мин. Возможны комбинации смесей порошка для проведения жидкофазного или твердофазного спекания. Термическая обработка заключается в охлаждении заготовок с температуры спекания до 850–950 °С со скоростью 1,5 °С/мин, выдержке 15–30 мин и дальнейшем охлаждении со скоростью выше 150 °С/мин. Режим термообработки обусловлен метастабильностью соединения SmCo5. Спекание и термообработку проводят в среде инертного газа. В качестве легирующих элементов используется лантан, вводимый как раскислитель. Для повышения остаточной индукции соединение SmCo5 легируется празеодимом до соотношения Sm0,5Pr0,5Co5. По ГОСТ 21559–76 регламентировано производство сплавов, приведенных в таблице 2.

Существенным недостатком магнитов на основе SmCo5 является большой по сравнению с литыми магнитами системы Fe–Co–Ni–Al температурный коэффициент магнитной индукции (ТКИ) в интервале температур 20–100 °С, а именно, 0,036–0,043 %/°С. В настоящее время разработаны композиции, в которых Sm замещается частично тяжелыми РЗМ, образующими с Со ферромагнетик с положительным ТКИ. На

магнитах из сплава Sm0,575Gd0,425Co5 ТКИ равен 0,0015 %/°С в интервале 0–100 °С при Br = 0,635 Тл, BHc = 454 кА/м,

(ВН)мах = 74,4 кДж/м3.

19

Рисунок 5 – Диаграмма состояния системы Sm–Co

Рисунок 6 – Кристаллическая структура SmCo5

20