Вплив термічного та лазерного відпалу на магнітоімпедансний ефект у нанокрісталічному сплаві Co59Fe5Ni10Si11B15

В. Г. Кравець, Д. Ю. Манько, Л. В. Поперенко

Размещено на http://www.allbest.ru/

24

ISSN 1560-9189 Реєстрація, зберігання і обробка даних, 2008, Т. 10, № 2 23

УДК 537.632

Інститут проблем реєстрації інформації НАН України

Вплив термічного та лазерного відпалу на магнітоімпедансний ефект у нанокрісталічному сплаві Co59Fe5Ni10Si11B15

Аморфні металеві сплави (АМС) харктеризуються поліпшеними в порівнянні з їхніми кристалічними аналогами магнітними властивостями, завдяки яким знаходять своє застосування в пристроях магнітоелектроніки [1, 2]. Незвичайна комбінація магнітних і механічних властивостей даного класу матеріалів може бути використана в голівках магнітних пристроїв зчитування і у високочутливих сенсорах магнітних полів. У зв'язку з цим важливими є дослідження магнітоімпедансного ефекту (МІЕ), виявленого в середині 90-х років у аморфних стрічках і дротах [3]. У наступні роки дослідники докладали зусиль для з'ясування фізичної сутності МІЕ і прагнули підвищити цей ефект у наведених вище матеріалах технологічним шляхом. Так, у літературі можна знайти дані про вплив термічного та лазерного відпалу [4-6] або джоулевого тепла при протіканні змінного струму через зразок [7], а також про вплив деформацій і ударних хвиль [8] на МІЕ. Аналіз накопичених даних показує, що ефект збільшення магнітоимпеданса (МІ) може бути досягнутим найбільш ефективно шляхом термічного відпалу при відповідному виборі сполуки зразка. У результаті даного відпалу аморфні матеріали стають наноструктурованими. Розміри отриманих у такий спосіб наногранул і їхня структура істотно впливають на величину МІЕ.

У даній роботі проведений аналіз впливу термічного та лазерного відпалу на величину МІЕ. Для цього був обраний зразок стрічки АМС Co59Fe5Ni10Si11B15 зі значним ефектом МІ у вихідному стані. Важливо, що цей сплав характеризується гранично малою величиною магнітострикції. Величина МІ залежить від глибини проникнення електромагнітної хвилі в стрічку ( -- порядку 1-5 мкм). У цьому випадку модифікація поверхневого шару за допомогою лазерного відпалу сприяє істотному збільшенню МІ. Проведені магнітні та магнітооптичні дослідження дозволили з'ясувати роль феромагнітних гранул, що утворилися, в процесі еволюції магнітоімпедансного ефекту.

При дослідженні зазначених сплавів не ставилося завдання домогтися максимальної величини МІЕ у вихідному аморфному стані. Його метою стало визначення складу поверхні АМС і характеру впливу термічної та лазерної обробок на величину МІЕ.

Методика експерименту

Зразки АМС були отримані методом спинінгування з розплаву у вигляді стрічок шириною 10-20 мм і товщиною 20-25 мкм. Структура стрічок була досліджена методами рентгенівської дифракції й електронної мікроскопії високої роздільної здатності. Зразки піддавалися термічній обробці -- відпалу у вакуумі (10-6 мм. рт. ст) і лазерному відпалу, методика проведення якого детально описана в роботах [6, 9]. Відпал проводився лазерним випромінюванням із довжиною хвилі 1064 нм і густиною енергії порядку 2,5-3,5 кВт/см2 за умов прикладання зовнішнього магнітного поля (Н 2300 Е) уздовж осі стрічки АМС. Температура нагрівання поверхневого шару стрічки в результаті лазерного відпалу була оцінена розрахунковим шляхом і становила близько 350 оС. Такий відпал у технологічному аспекті є більш вигідним, тому що за його допомогою модифікуються тільки верхні шари поверхні стрічок АМС, що є відповідальними за МІЕ. Саме такому відпалу властиве швидке варіювання енергетичних параметрів і можливість здійснення його на повітрі або в атмосфері аргону, коли усувається окислювання поверхні. Порівняння результатів впливу лазерного відпалу без прикладання зовнішнього магнітного поля Н і в його присутності на величину МІ свідчили про збільшення ефекту після відпалу в магнітному полі. Надалі експериментальні дані для МІЕ наведені для випадку лазерного відпалу в присутності зовнішнього поля Н.

Ефект магнітоімпедансу досліджувався в магнітних полях до 100 Е і частотах змінного струму, що протікає через зразок, від 10 до 220 кГц. У ході проведених вимірювань зовнішнє магнітне поле було орієнтовано в площині зразків. Вимірювання величини магнітоімпедансу здійснювалося за схемою, що складається з послідовно з'єднаного низькоомного резистора і досліджуваного зразка. Величина ефекту магнітоімпедансу Z/Z визначалась як

,

де ZH=0 і ZH -- імпеданси зразка при H = 0 і в магнітному полі величиною Н відповідно; UH=0 і UH -- величини спадання напруги на зразку під час відсутності поля й при додатку поля Н.

Склад зразків визначався ваговим вмістом вихідних компонентів перед одержанням розплаву і контролювався за допомогою оже-спектроскопії. Вимірювання розподілу компонент (Co, Fe, Ni, Si, B) в АМС по напрямку від поверхні вглиб стрічок здійснювалося шляхом співставлення інтенсивності максимумів в оже-спектрах при травленні поверхні стрічок іонами Ar+. Ці спектри послідовно реєструвалися в процесі травлення стрічок із кроком 2 нм. Дослідження проводилися за умов, коли глибина травлення сягала порядку 10-15 нм.

Магнітний стан аморфних і відпалених зразків визначався за допомогою керрівского магнітометра, а також вібраційного магнітометра. Згідно з першою методикою вимірювалася величина зміни відбитого сигналу від поверхні зразка. Для цього магнітне поле прикладалося в геометрії поздовжнього ефекту Керра, і вимірювання проводилися на довжині хвилі лазера = 632,8 нм. При проведенні досліджень гістерезисних властивостей за допомогою магнітооптичного ефекту поверхня зразків піддавалась іонному травленню для зняття шарів окислу з поверхні стрічки.

Експериментальні результати та їхнє обговорення

На рис. 1 представлені залежності величин падіння напруги при проходженні змінного струму через стрічку АМС Co59Fe5Ni10Si11B15, що була розташована в магнітному полі. Отримані залежності свідчать про вплив термічних обробок АМС на величину Re(Z/Z). Для цієї аморфної стрічки МІ досягає свого максимуму при частоті змінного струму f 100 кГц. При термічній обробці не змінюється частотна локалізація максимуму. Відносна величина падіння напруги в прикладеному зовнішньому магнітному полі Н сягає рівня 8-9 %. Термічна обробка стрічок АМС Co59Fe5Ni10Si11B15 при 350 єС протягом 10 хвилин призводила до збільшення МІ-ефекту більш ніж у 1,8 разів у порівнянні зі значеннями для вихідного стану зразка. Збільшення температури відпалу до 400 єС призводить до зворотного ефекту: величина Re(Z/Z) падає практично до початкового рівня. Таке зменшення Re(Z/Z) пов'язано, вочевидь, зі структурними змінами, що відбулися в стрічках. Після відпалу аморфна матриця містить нанокристалічні включення, частина яких утворює провідну сітку. Внаслідок цього відбувається зменшення МІ-ефекту, що властиво аморфним структурам на основі Со. Зсув максимуму Re(Z/Z) в область низьких частот відбувається за рахунок внеску в МІ-ефект магнітоопору, обумовленого наногранульованою структурою. Також свіжезагартований зразок піддавався лазерній обробці за допомогою Nd3+ лазера з довжиною хвилі 1064 нм (2,5 кВт/см2). На рис. 1 видно, що лазерна обробка приводить до збільшення МІЕ приблизно в 1,7 рази.

Рис. 1. Залежності магнітоімпедансу Re(Z/Z) для стрічки АМС Co59Fe5Ni10Si11B15:

1 -- свіжезагартований зразок; 2 -- термічний відпал при Т = 350 оС;

3 -- лазерний відпал (Nd3+ лазер); 4 --термічний відпал при Т = 400 оС

Про суттєву різницю характеру впливу термічного та лазерного відпалу на фізичні характеристики матеріалів, у першу чергу, свідчать результати дослідження структурного стану зразків. На рис. 2а,б представлені результати дослідження структури зразка АМС Co59Fe5Ni10Si11B15 як після його термообробки при температурі 350 єС, так і після лазерного відпалу, отримані за допомогою електронного мікроскопа. Можна помітити, що кластери, які випадають, у результаті термічного відпалу не мають характерного розміру, відрізняються за формою, і їхній розкид за розмірами дуже істотний. Така структура виникає завдяки еволюційним процесам дифузії атомів до існуючих в аморфному стані мікрокристалічним зародків. Повільність цих процесів сприяє створенню неоднорідного структурного стану. Лазерний відпал дає можливість атомам металу і металоїдів набути більшої енергії і переміщатися на значні відстані.

Такий відпал сприяє також випаданню кластерів, збагачених металевими компонентами (рис. 2), що підтверджують проведені мікрозондові дослідження. На рис. 2 представлені результати мікроскопічних досліджень сплаву після лазерного відпалу із щільністю енергії Рw 3,5 кВт/см2 (рис. 2б відповідає Рw 2,5 кВт/см2). Відпал було проведено для створення більш впорядкованої структури в наногранулах із метою визначення кристалічних фаз. Видно, що лазерний відпал призводить до формування hcp a-Co фаз, про що свідчать кільця й (рис. 2в). Кількість нанокристалитів, впорядкованих у fcc Co структуру є незначним, про що свідчить мала інтенсивність розсіювання світла від {002}fcc площин Co. Експериментальні результати вказують також на формування впорядкованих фаз на основі a-Co + Co3B, Co2B, CoSi, CoFe, CoNi. Аналіз отриманих дифрактограм за допомогою дифракції лазерного випромінювання на окремих нанокристалах підтвердив більшу ступінь впорядкованості атомів З в hcp фази з кутом між відповідними площинами, рівним 60є (вставка рис. 2в).

Рис. 2. Електронна мікроскопія структури стрічки АМС Co59Fe5Ni10Si11B15: а) термічний відпал при Т = 350 єС; б) лазерний відпал (Nd3+ лазер); в) дифрактограма нанокристалу, сформованого лазерним відпалом

Розміри кластерів (гранул) при лазерному відпалі слабко залежать від розмірів і розташування зародків, що існують в аморфній матриці. Отже, такі кластери мають близькі розміри, на відміну від кластерів, отриманих шляхом термообробки стрічки АМС. Варто також підкреслити, що при термообробці відбувається випадіння фаз метал-метал і метал-металоїд, причому фази метал-металоїд рухаються в напрямку до поверхні, про це свідчать дані оже-електронної спектроскопії, отримані при послідовному травленні поверхні стрічок іонами Ar+. Ці дослідження вказують на збагачення поверхневого шару відпалених стрічок атомами В и Со. Розподіл компонентів сплаву Со59Fe5Ni10Si11B15 по його товщині в приповерхневому шарі після лазерного відпалу стає зрозумілим після проведення послідовного виміру оже-спектрів і показане на рис. 3. Товщина стравленого шару d на рис. 3 відлічується від поверхні стрічок вихідного стану до моменту травлення. На рис. 3 не представлені дані для атомів О и С, якими збагачена тільки поверхня стрічок. У той же час слід зазначити, що в зразку сплаву Со59Fe5Ni10Si11B15, а також після його термічної обробки, частка атомів В коливається залежно від стравленої товщини d, але залишається близькою до оптимальної концентрації (13-16 ат. %). \

Рис. 3. Розподіл компонентів сплаву по його товщині в приповерхневому шарі за результатами оже-спектроскопії для сплаву Со59Fe5Ni10Si11B15 (Si -- крива 1; B -- крива 2;

Fe -- крива 3, Co -- крива 4; Ni -- крива 5)

МІЕ в значній мірі визначається залежністю магнітної проникності АМС від магнітного поля [10, 11]. Для АМС на основі Со зв'язок між прикладеним магнітним полем і магнітною індукцією є нелінійним. У свою ж чергу, магнітна проникність залежить від рухливості dw(, H) доменних стінок і від повороту rot(, H) магнітних моментів [5, 12]:

.

Аналіз магнітних властивостей зазначених АМС показує, що для низьких частот (f < 100 кГц) магнітна проникність, обумовлена рухливістю доменних стінок, є основною (dw > rot). Поворот магнітних моментів феромагнітних атомів відіграє більшу роль при високих частотах (dw < rot). магнітоімпедансний термічний лазерний аморфний

Експериментальним шляхом установлено, що МІ збільшується з ростом величини t. У зв'язку з цим дослідження магнітних характеристик АМС може дати відповідь щодо залежності ролі доменів по формуванню залежності Re(Z/Z) від магнітного поля. Проведені дослідження гістерезисних кривих намагніченості М від магнітного поля Н показали, що АМС на основі Со в основному характеризуються S-подібною характеристичною кривою М(Н). Вісь легкого намагнічування розташовується в площині стрічки, а величина коерцитивної сили становить близько 200 А/м. Після термічного та лазерного відпалу гістерезисні криві М(Н) здобувають форму, характерну для феромагнітних матеріалів (рис. 4). Форма кривих М(Н) у такому разі наближається до прямокутної, і збільшується коерцитивна сила НС 5,6-7,2 кА/м. Слід зазначити, що розходження магнітних станів сплаву Co59Fe5Ni10Si11B15 після термічного та лазерного відпалу незначне. Але після лазерного відпалу в зовнішньому магнітному полі приповерхнева область стрічки сплаву глибиною порядку скін-шару (30 нм) характеризується вже однорідною доменною структурою, про що може свідчити прямокутний характер кривої М(Н) (рис. 4). Таке поводження залежності М(Н) для сплаву Co59Fe5Ni10Si11B15, відпаленого за допомогою лазера в зовнішньому полі, вказує на більшу величину доменної складової магнітної проникності dw (див. співвідношення (2)) у ньому в порівнянні з термічно відпаленим.

Рис. 4. Магнітооптичні гістерезисні криві М(Н) для стрічок АМС Co59Fe5Ni10Si11B15:

1 -- термічний відпал при Т = 350 єС; 2 -- лазерний відпал (Nd3+ лазер);

3 -- лазерний відпал (Nd3+ лазер) при додаванні зовнішнього магнітного поля 240 кА/м

Слід також зазначити, що такий відпал призводить до зміщення гістерезисної петлі кривої намагніченості М(Н) на величину НС 0,80-0,96 кА/м. Така поведінка може бути пояснена на основі існування додаткової обмінної взаємодії між верхнім шаром, збагаченим атомами Со і В, і більш глибокими шарами, що містять усі елементи сплаву, а саме: Co, Fe, Ni, Si і B (рис. 3). Подібний зсув петлі гістерезису спостерігався і в роботах [13, 14] для аморфних сплавів на основі Со після їхньої термічної обробки в постійному магнітному полі. Цей додатковий експериментальний факт пояснюється тим, що термомагнітний відпал призводить до виділення дисперсійних фаз -Со з більш високою коерцитивною силою в порівнянні з аморфною матрицею. Напрямок намагніченості в цих кластерах (наймовірніше в -Со-кластерах) визначається зовнішнім магнітним полем у процесі відпалу. Отже, в результаті обмінної взаємодії між магнітом'якою фазою, що перемагнічується і магнітожорсткими фазами, що не перемагнічуються [13, 14], відбувається зсув петлі гістерезису М(Н) (рис. 4). Подібна фізична картина, ймовірно, фіксується при дослідженні гістерезисних кривих М(Н) за допомогою магнітооптичного ефекту Керра, що має високу чутливість до поверхневих шарів металевих сплавів. Цей експериментальний факт також може свідчити про те, що лазерний відпал у магнітному полі сприяє формуванню у верхніх шарах стрічки структурних утворень, що характеризуються відмінними від об'ємних шарів магнітними характеристиками. Різний характер дипольної взаємодії пари сусідніх атомів у сплаві, а саме розходження сил взаємодії пари атомів метал-метал типу Со в порівнянні з парами атомів Со-Fe (Ni) або метал-металоїд, призводять до виникнення орієнтаційного структурного впорядкування при лазерному відпалі в магнітному полі. Це обумовлює появу пов'язаної з таким упорядкуванням магнітної одноосьової анізотропії.

Висновки

Виявлено вплив термічної та лазерної обробок на збільшення магнітоімпедансного ефекту в аморфному сплаві Co59Fe5Ni10Si11B15. Така поведінка може бути пояснена на підставі експериментальних фактів з доказом перерозподілу компонентів сплаву в приповерхневому шарі й зміни магнітного стану поверхні стрічки. Дані оже-електронної спектроскопії свідчать, що в приповерхневому шарі при лазерній обробці АМС без впливу магнітного поля випадають кластери метал-метал і метал-металоїд. При лазерній обробці в магнітному полі в кристалічних фазах -Со виникає ще й магнітна анізотропія. Внаслідок цього відбувається зсув гістерезисних кривих намагнічування. Таким чином, ефект, викликаний такою обробкою стрічок сплаву, збагаченого Со, та зміна магнітних властивостей у приповерхневих шарах сприяє як виникненню магнітної анізотропії, так і збільшенню магнітоімпедансного ефекту.

Література

Marin P., Hernando A. Applications of Amorphous and Nanocrystalline Magnetic Materials // J. Magn. Magn. Mater. -- 2000. -- Vol. 215-216. -- P. 729-734.

Ripka P. New Directions in Fluxgate Sensors // J. Magn. Magn. Mater. -- 2000. -- Vol. 215-216. -- P. 735-739.

Panina L.V., Mohri K., Bushida K. and Noda M. Giant Magneto-Impedance and Magneto-Inductive Effects in Amorphous Alloys // J. Appl. Phys. -- 1994. -- Vol. 76. -- P. 6198-6203.

Knobel M. and Pirota K.R. Giant Magneto-impedance: Concepts and Recent Progress // J. Magn. Magn. Mater. -- 2002. -- Vol. 242. -- P. 33-40.

Ahn S.J., Jang K.J., Kim C.G. The Variation of Giant Magneto-Impedance Ratio in Amorphous Co66Fe4NiB14Si15 Ribbon Annealed by Pulsed Nd:YAG Laser // J. Magn. Magn. Mater. -- 2000. -- Vol. 215-216. -- P. 484-487.

Булавин Л.А., Кравец В.Г., Винниченко К.Л., Манько Д.Ю. Оптические свойства в ИК области спектра и магниторезистивные характеристики аморфных Со-содержащих сплавов // Журнал прикладной спектроскопии. -- 2001. -- Т. 68. -- С. 599-604.

Brunetti L., Tiberto P., Vinai F. and Chiriac H. High Frequency Giant Magneto-impedance in Joule-Heated Co-based Amorphous Ribbons and Wires // Mater. Sci. Eng. -- 2000. -- Vol. 304-306. -- P. 961-964.

Kurlyandskaya G.V., Barandiaran J.M., Vazquez M., Garcia D., Dmitrieva N.V. Influence of Geometrical Parameters on the Giant Magneto-impedance Response in Amorphous Ribbons // J. Magn. Magn. Mater. -- 2000. -- Vol. 215-216. -- P. 740-742.

Kravets V.G., Petford-Long A.K., Portier X. The Influence of Laser Annealing on the Crystallization Processes in Amorphous Co-rich Alloys // J. Mater. Science. -- 2002. -- Vol. 37. -- P. 2773-2780.

Ландау Л.Д., Лифшиц Е.М. Электродинамика сплошных сред. -- М.: Наука, 1982. -- 621 с.

Кекало И.Б. Нанокристаллические магнитомягкие материалы. -- М.: МИСИС, 2000. -- 225 с.

Тикадзуми С, Физика ферромагнетизма, магнитные характеристики и практическое применение. -- М.: Мир, 1987. -- 419 с.