Доменная структура трехосных ферромагнетиков и ее роль в формировании свойств магнитомягких сплавов Драгошанский, Юрий Николаевич

Введение к работе

Актуальность темы обусловлена тем обстоятельством, что іагнитная доменная структура определяет практически все провесы и явления, происходящие в ферромагнитных телах под лиянием различных внешних воздействий. Знания о ее виде и оведении составляют основу, необходимую для интерпретации шзических явлений магнитной анизотропии и нагнитного тне-ерезиса, процессов намагничивания и перемагничивания — важ-ейших разделов физики магнитных явлений. С другой сторо-ы, доменная структура оказывает исключительно большое вли-ние на формирование практически важных магнитных свойств >ерромагнетиков, в значительной мере определяя механизмы лияния внешних факторов на уровень коэрцитивной силы, ос-аточной индукции, магнитной проницаемости, магнитострикции магнитных потерь сплавов. Ока предопределяет чрезвычайно шрокое разнообразие использования ферромагнитных матери-лов в различных областях техники — от мощных устройств лектроэнергетики, электротехники до миниатюрных элементов амяти электронно-вычислительных машин. Именно в связи с остоянной потребностью улучшения свойств магнитных мате-иалов, изучение процессов, обусловленных доменной струхту-ой магнетиков, механизмов.формирования их свойств, состав-яет актуальную задачу физики мапштомягких ферромагнети-ов и физики магнитных явлений в целом.

Многие вопросы з этой области науки успешно решались и ешаются теоретически. Таковыми являются термодинамические ринципы расчета доменной структуры, созданные Ландау и Лиф-іицем и позволившие предсказать конкретный вид доменов, оп-вделить зависимость толщины и энергии междоменных границ г констант материала; закон магнитной кристаллографической ани-этропии Акулова, позволивший предсказать характер распреде-гния магнитных доменов в размагниченном образце, типы соседств ежду ними и процессов их перестройки; образование вторичных змеиных структур при локальных неоднородностях материала, еобратимость смещения границ вблизи них и. вклад этих факто-эв в величину коэрцитивной силы, предсказанные Кондорским; ^временные исследования, связанные с зарождением домечов в роцессе квазистатического перемагничивания, с распределением

магнитных фаз в различных кристаллах и решением некоторых динамических задач.

Однако, достоверность и полнота теоретического бписания вида доменной структуры, процессов ее перестройки и формирования свойств реальных образцов, решение сложных (обычно нелинейных) уравнений с учетом множества количественных параметров магнитной системы и факторов, определяющих ее поведение, практически невозможны без опоры на экспериментальные исследования. В фактическом поведении доменной структуры все эти факторы проявляются автоматически. Именно накопление экспериментальных данных о виде и реальном поведении доменной структуры под влиянием внешних воздействий расширяет представления о действительных механизмах формирования свойств ферромагнетиков разной симметрии, размеров и формы, развивает теорию процессов намагничивания, позволяет сознательно воздействовать на свойства технических материалов путем целенаправленного изменения их доменной структуры и ее параметров. Важность таких исследований определила и разработку многообразных экспериментальных методов наблюдения доменной структуры, из которых для металлических магнетиков наиболее широкое применение получили метод порошковых фигур, магнитооптические методы с применение;., эффекта Керра, использованные в диссертационной работе.

В настоящей работе исследовалась доменная структура и свойства группы металлических магнитомягких ферромагнитных сплавов железа в виде тонких листов и лент, находящихся, в кристаллическом, аморфном или нано фазном состояниях. Все эти сплавы (на основе Fe-Si, Fe-Al, Fe-Co, Fe-Si-B, Fe-Nb-Cu-Si-B) выгодно отличает высокая магнитная индукция насыщения (-1,5-2,5 Тл), магнитная мягкость — малая коэрцитивная сила (-1 А/м), высокая магнитная проницаемость (-КгМО⁴ при частоте 1 кГц) и повышенное (в 5-10 раз) значение электросопротивления по сравнению с железом. Такое сочетание магнитных и электрических свойств позволило создать на их основе магнитные материалы, имеющие исключительно широкое применение в технике. Среди них особое внимание привлекают магнитотекстурованные железо-кремнистые сплавы с 3-4% кремния. Эти сплавы обладают достаточно высокой константой магнитокристаллической анизотропии (к-4*10⁴ Дж/м ), крупнозернистой макроструктурой и поэтому имеют четко выра-

сенную широкодоменную структуру.' Они и были выбраны в ка-естве модельных объектов изучения большого класса магнитот-ехосных ферромагнетиков, в которых, как и предполагалось, ме-анизмы формирования свойств должны отличаться большим раз-ообразием и сложностью, по сравнению с машитоолноосными Ферромагнетиками. В то же время именно эти сплавы являются сновой и анизотропных электротехнических сталей, широко ис-ользуемых в тонколистовых многослойных магніггопроводах в еременных магнитных полях и определяющих уровень свойств, адежность и экономичность работы электрогенераторов, транс-юрматоров, двигателей и многих других электротехнических уст-ойств.

Развитие науки и технологии обеспечили реализацию тра-иционных металлофизических методов улучшения свойств маг-итомягких сплавов — создание острой кристаллографической гкстуры при оптимальном составе и пластичности, а также плос-остное распределение намагниченности; изготовление образов в виде лент оптимальных толщин и размеров кристалличес-ого зерна, соответствующих минимуму полных магнитных по-грь в заданном режиме перемапшчивания; уменьшение содер-:ания вредных примесей и неоднородных внутренних напряже-ий. Это позволило существенно снизить коэрцитивную силу и істерезисную составляющую магнитных потерь. Дальнейший рогресс в электротехнических сплавах, согласно теоретических абот Вильямса, Шокли, Киттеля, Прая и Бина, можно было ожп-ать за счет снижения мощности вихретоковых потерь, связан-ых с крупноразмерностью доменной ^г .-руктуры, с неоднород-ым распределением магнитной проницаемости по объему об-азца. Теоретические расчеты, не учитывающие этого, приводнії к значительному расхождению в величинах магнитных по-зрь, по сравнению с реально измеряемыми. Эти особенное агнитного состояния ферромагнетиков наиболее отчетливо провились в современных высокотекстурованных сплавах, обладающих большими размерами кристаллических зерен и магнит-ых доменов, а также в новых аморфных ферромагнитных спла-IX, что и обусловило в последние роды активизацию исследова-ий доменной структуры ферромагнетиков в отечественных и фубежных научных центрах.

Цель диссертации состояла во всестороннем, последователь-

ном изучении вида и поведения доменной структуры листовых кристаллов сплава Fe-3% Si, прежде всего типа (110)(00.1} и (100)(001]. одна или две тетрагональные оси которых совпадали или были близки к плоскости листа. Именно такая ориентация характерна и для кристаллитов современных анизотропных листовых электротехнических сталей с ребровой и кубической текстурами. С учетом установленных общих закономерностей и особенностей формирования квазистагических и динамических свойств этого модельного сплава предстояло определить новые пути и разработать научные основы (вплоть до конкретных способов) повышения технически важных характеристик магнитомягких сплавов на основе железа. В работе были поставлены следующие задачи:

1. Изучить в тонколистовых образцах (толщиной 5-500 мкм) магнитогрехосного ферромагнетика перестройки вида и поведения доменной структуры под влиянием изменения размерных и ориентационных параметров образца, одноосных, двухосных и плоскостных упругих деформации. Выяснить физические механизмы перестройки, количественные параметры магнитной доменной струк'пфы при указанных воздействиях, а также влияние на эти процессы магнитной многоосности ферромагнетика. Сравнить данные эксперимента с результатами расчетов моделей доменных структур. Выяснить роль характера этих процессов перестройки доменов в формировании свойств образца, в том числе коэрцитивной силы, магнитной проницаемости и магнитострикции. Определить возможности получения информации о доменной структуре в объеме образца по изучению этой структуры на его поверхности.

2. Исследовать процесс формирования развитой многодоменной структуры из 180- и 90-градусных доменов магнитотрехосного ферромагнетика в тонколистовых образцах различной кристаллографической ориентации при уменьшении напряженности внешнего магнитного поля, предварительно доводящего их до магнитного насыщения. Выяснить роль замыкающих областей и субобластей в формировании основных доменов обратной намагниченности. Определить механизмы перестройки доменной структуры в квазистатически изменяющихся магнитных полях, произвольным образом ориентированных (а>0), а также вращающихся в плоскости листа и роль этих механизмов в формировании магнитных свойств образца.

3. Исследовать особенности динамики структур — полосовойм
замыкающими доменами, в сравнении с квазнстатикой. Устано-

ить физические механизмы и количественные параметры наблю-аемых динамических эффектов и влияние этих эффектов на ве-ичину вихретоковых магнитных потерь.

4. Изучить влияние ориентационных, упруго-деформационных,
азмерных, структурных особенностей образца и дестабилизации
оменных границ (термомагнитной обработкой) на динамику до-
іенной структуры, величину вихретоковых и полных маппгшых
гатерь. Выявить на этой основе возможности сознательного уп-
іавления доменами и свойствами образца. Дать физическое обо-
нование новым путям, разработать научные основы и конкрет
не способы снижения вихретоковых и гистерезисних магнят-
1ых потерь, повышения проницаемости и оптимизации мапигго-
трикции в современных текстурованных полихристаллитах и
морфных мапнггомягких сплавах на основе железа.

Науннуюаишпаиу работы составляют:

1. Обнаружение и расчет энергий объемных структур доман-
1ых комплексов (слоистых, клиновых, разветвленных, иризмати-
іеских типа В и С) В кристаллах Fe-Si, близких к типу (110). Уста-
ювление зависимости их типа от размерных и ориентационных
іараметров кристаллитов. Предсказание и экспериментальное обо-
нование взаимосвязи пар поверхностных 180-градусных с взгут-
»иобъемными 90-градусными замыкающими областями в гонко-
лстовых кристаллах. Объяснение на основе указанных моделей
ффекта поверхностного намагничивания к механизмов измепе-
[ия свойств ферромагнетиков при создании упругих растяжений
г мапштоструктурных барьеров.

2. Эффекты сужения основных доменов (в 2-3 раза) и повыше-
шя плотности замыкающих областей (до 90% от максимально воз-
южного), в листовых кристаллах Fe-Si при малом отклонении (на
-4) их поверхности от оси легчайшего намагничивания. Противо-
юложный вклад этих факторов в магнитные потерн (снижение
ихретоковой и рост гистерезисной составляющих). Факт роста (а
іе снижения) магнитных потерь в сплавах на основе железа с по-
ышением остроты их кристаллографической текстуры. Выявле-
[ие ориентационных параметров моно- и поликристаллитов, соот-
етствующих минимуму их магнитных потерь.

3. Особенности процессов формирования многодоменного со-

стояния при перемагничивании одноосных и магнитотрехосных листовых ферромагнетиков, с. большой ролью 90-градусных междоменных границ во втором случае. Условия превращения субобластей в основные домены при снижении магнитного поля от поля насыщения. Однотипность роста и вида развитой равновесной доменной структуры в трехосных кристаллах разной кристаллографической ориентации. Установление и использование метода определения кристаллографической ориентации листовых моно- и поликристаллитов по виду их поверхностной доменной структуры.

4. Зависимость периода основных, формы замыкающих доменов и вида междоменных границ трехосных ферромагнетиков от величины и ориентации одноосных и двухосных растягивающих напряжений, ориентированных в плоскости листа. Установление физического механизма указанных изменений доменной структуры, связанного с перераспределением объемов магнитных фаз, отличного от принятых ранее (инверсия доменов; поворот намагниченности в плоскость листа). Обнаружение и объяснение зависимости ширины полосовых доменов не только от длины, но и от толщины кристаллов типа (110), а также ее немонотонного характера в кристаллах, отклоненных от указанных на некоторый угол р>0.

5. Обнаружение фронтального механизма перестройки доменной структуры при намагничивании ферромагнитных кристаллов под произвольным углом к оси [001] и эффекта "памяти" исходных ра

6. Экспериментальное обнаружение сложного характера динамического изгиба плоскостей междоменных границ (с амплитудной и фазовой компонентами) и зависимости его параметров от условий перемагничивания. Объяснение на его основе нелинейной (вопреки модели Прая-Бина) зависимости вихретоковых потерь от ширины доменов и полевых характеристик, опрел еляю-щих скорость перемагничивания. Выявленные физические механизмы динамического уменьшения периода полосовой доменной структуры, связанные с переходом замыкающих доменов в основные, а также с наличием градиентов эффективного поля или поля напряжений, вызывающих дополнительное сужение доменов (в

условиях одноиапрапленного поступательного перемещения доменных границ) Способ повышения устойчикосги узколоменмого состояния сплавов и снижения их вихрето>;опых потерь за счет нового вида термомагнитной обработки (а переменных магнитных полях повышенной частоты),

7. Закономерности влияния структурного состояния ферромагнетиков на их доменную структуру и магнитные свойства. Среди них: достижение максимума эффекта снижения магнитных потерь или повышения магнитострикции при оптимуме текстуры и напряжений; активизация процессов зарождения и измельчения доменов или изменение характера магнитной анизотропии при изменении распределения протяженных магнитных неодиороднос-гей; преобладание степени совершенства кристаллографической гекстуры над фактором величины кристаллического зерна в процессе формирования трансполикристалліітноґ? доменной структу-эы (включая и мелкозернистые состояния ферромагнетика); прак-гическан аддитивность текстурующих и деформационных аочд"н-ггвий, повышающая положительный эффект их-коня\ексно;-о ис-тользовання.

На защиту выносятся впервые получении»» результаты, вымогающие:

1. Объемные моделі: основно:"! и замывающей доменной сгрук-уры и ее перестройки п листовых кристаллах г?па (100)(0311 и 110)(001) Fe-Si сплавов а равновесном размагниченном сосгаяшш і при воздействиях, меняющих магнитную анизотропию, позволившие выявить роль трехосности магнитной анизотропии и пояснения доменов в формировании квазистатичоеккх с;:.онстз ф-рро-іагнетикоз и понять наблюдаемые при эте» необратимые явления іагнитного гистерезиса.

2. Закономерности динамического поїдений полосовой домон-юй структуры в переі^енних магнитных нолях, особенности его ю сравнению с квазистатикой и влияние на вихретокозую состав-яющую магнитных потерь. Результаты сравнительного анализа еоретических моделей динамики 180-гралусних доменних границ используемых для расчета указанных потерь) н эксперименталь-1ых данных, полученных в работе.

3. Результаты влияния на динамику доменной структуры и ихретоковые потери ориентацконных, упруго-деформационных

кристалло-структурных факторов, позволившие выяпить фнзи-

ческие механизмы воздействий, обосновать новые пути улучшения свойств ферромагнетиков, указать параметры структурного состояния сплавов, достижение которых обеспечивает снижение магнитных потерь, оптимизацию магнитострикции, повышение магнитной проницаемости, по сравнению с их уровнем в современных магнитомягких сплавах на основе железа.

4. Химические составы, методы, условия и режимы текстуру-ющих обработок ферромагнетиков: формирования магнитоактив-ных покрытий; охлаждения в присутствии переменного магнитного поля повышенной частоты; наведения магнитоструктурных барьеров (в том числе локального лазерного облучения, введения субструктурных зон, создания слоистой структуры кристаллитов), а также комплексных текстурно-деформационных воздействий, защищенных авторскими свидетельствами и патентами ((59-67J).

Достоверность л обоснованность результатов и положений, сформулированных в диссертации, подтверждается большим экспериментальным материалом, многократно повторенном на значительном числе образцов; применением надежно апробированных методик визуализации доменной структуры и измерений магнитных свойств; использованием в работе монокристальных образцов, аттестованных по макроструктурному состоянию; воспроизведением другими авторами в более поздние сроки и иными методами значительного числа полученных в диссертации результатов.

Научная и практическая значимость диссертации определяется тем, что ее научные положения и выводы вносят заметный вклад в развитие представлений о доменной структуре, физике процессов намагничивания и перемагничивания в многоосных ферромагнетиках, раскрывают роль магнитной многоосной анизотропии в этих процессах и механизмы формирования магнитных свойств ферромагнетиков. Раскрытые в работе объемные модели реальных доменных структур, количественные параметры ее фактического поведения в различных условиях перемагничивания были использованы в новых теоретических исследованиях в ИФМ УрО РАН и других отечественных и зарубежных научных центрах для расчетов энергетической устойчивости и перестройки доменных структур, для определения величин вихретоковой составляющей н анизотропии магнитных потерь в магнитомягких многоосных ферромагнетиках. Многие результаты диссертационной работы вошли в монографии, обзорные статьи различных авторов и могут быть

также включены в учебники для студентов, специализирующихся в области физики магнитных явлений.

В практическом плане результаты работы выявляют возможности сознательного управления видом и поведением доменной структуры, раскрывают физически обоснованные пути дальнейшего улучшения свойств анизотропных электротехнических сталей и аморфных магнитомягких сплавов, содержат рекомендации о наиболее оптимальных макроструктурных параметрах этих материалов, о видах, условиях и режимах текстурующих и деформационных воздействий на них. Эти результаты могут быть полезны физикам и технологам — разработчикам магнитомягких электротехнических материалов нового поколения.

Апробация работы, Материалы диссертационной работы докладывались на 11 Всесоюзных конференциях по физике магнитных явлений (с 1963 по 1991 гг), на 10 Всесоюзных совещаниях по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов (с 1965 по 1995 гг), на 12 научно-технических конференциях Межведомственной секции "физика магнитомягких ферромагнетиков" (1977-1992 гг, Запорожье, С.-Петербург, Екатеринбург), на 5 выездных и ежегодных сессиях Научного совета РАН по проблеме "Магнетизм" (1989-1995 гг, Алушта, Москва), иа 4 Международных конференциях, в том числе по магнетизму J1963 и 1973 гг — СССР) и по физике магнитных материалов (1933 и 1984 гг — Венгрия, Польша). Основные результаты работы представлены в 67 научных пуб-шкациях (включая 9 авторских свидетельств и патентов на изо-Эретения), опубликованных в отечественных и зарубежных изда-яиях. Список этих публикаций приведен в конце автореферата.

Обтаем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, 6 глав, заключения и списка литературы из 300 наименований. Полный объем диссертации составляет 381 страницу, в том теле 287 страниц машинописного текста, 29 таблиц и 153 рисунка. СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ Во введении рассмотрена актуальность темы, указана группа ізучаемьіх магнитомягких сплавов железа и методы исследования, :формулированы задачи работы и кратко изложено ее содержа-ше. Приведены основные результати исследования, вынесенные іа защиту, отражена их научная новизна.

В первой главе — "Состояние исследований доменной струк-уры магнитотрехосных ферромагнетиков" — дан обзор современ-

ного состояния экспериментального изучения магнитной доменной структуры указанного класса магнетиков. При этом его изложение показывает и то место в общем потоке информации по рассматриваемым вопросам, которое занимают работы, составившие основу диссертации.

В работе кратко изложены известные к началу наших работ результаты исследования доменной структуры размагниченных кристаллов с различной ориентацией поверхности. Эти результаты показывают, что доменная структура, как и предсказывает теория, имеет разнообразный и сложный вид, не поддающийся в деталях теоретическому описанию. Отмечено слабое развитие представлений о доменной структуре магнитотрехосных кристаллов типа (ПО), наиболее важных для практики. Рассмотрены затруднения, встречаемые при объяснении фактического поведения ряда свойств трехосных ферромагнетиков. К ним следует отнести разный характер изменения коэрцитивной силы при утончении листовых кристаллитов с различным по величине отклонением поверхности от кристаллографической плоскости (ПО); различное по знаку изменение максимальной магнитной проницаемости в случаях воздействий небольших (до 100 МПа) или значительных одноосных упругих напряжений; разную чувствительность магнитных и маг-нитоупругих свойств к термомагнитной обработке в кристаллических и аморфных сплавах с различной степенью совершенства кристаллической или магнитной текстуры, взаимоисключающие представления о роли локальных магнитных неоднородностей в процессах зарождения и роста доменов при перемагничивании. Разрешение этих трудностей требовало детального изучения поведения доменной структуры тонколистовых образцов магнитомяг-ких ферромагнетиков в различных условиях намагничивания и той роли, которую играет это поведение в формировании магнитных и других физических свойств. По этим вопросам в литературе были лишь некоторые, часто противоречивые, данные.

Наибольшее внимание в обзоре уделено проблеме электромагнитных потерь в металлических ферромагнетиках, связаш ш со значительным превышением их величины, измеренной экспериментально, по сравнению с рассчитанной по классическим представлениям (без учета доменной структуры). Показана неудача попыток объяснения этого явления с классических позиций. Рассмотрен теоретический подход к расчету вихретоковой составляго-

щей потерь с учетом движения отдельной междоменной границы и простейшей модели доменной структуры в виде полос, когда перемагничивание образца осуществляется смещением системы 180-градусных доменных границ. Указанная ситуация требовала осуществления экспериментов, позволяющих непосредственное сопоставление вихретоковых потерь с теоретически рассчитанными на основе учета количественных параметров динамического поведения доменной структуры. Таких сведений в литературе не было.

Поиск новых путей сознательного влияния на электромагнитные свойства магнитомягких сплавов, в частности, высокоанизотропных кристаллических и аморфных, с малой магнитной анизотропией, требовал изучения влияния на динамику доменной структуры и магнитные потери ферромагнетиков их размерных и ори-ентационш : параметров, данных упруго-деформационного и структурного их состояния. Эти вопросы до наших работ не рассматривались.

На основе анализа состояния физических представлений о доменной структуре Мигнитотрехосных ферромагнетиков, имевшихся на начало наших исследований, и современных требований к уровню понимания происходящих в них физических процессов, формирующих важные в научном и практическом отношении свойства, сформулированы задачи диссертационной работы.

Вторалхдава - "Доменная структура размагниченных магни-тотрехосных кристаллов" — посвящена экспериментальному изучению вида доменной структуры и свойств листовых кристаллов кремнистого (3%) железа толщиной 5-500 мкм, наибольшая поверхность которых совпадает с кристаллографической плоскостью типа (110) или близка к ней, при изменении их толщины и кристаллографической ориентации поверхности. Отметим, что такая ориентация характерна для кристаллитов в современных анизотропных листовых электротехнических сталях, широко используемых в технике.

Показано, что наличие нескольких осей легкого намагничивания (ОЛН), расположенных под углом друг к другу, создает в кристаллах возможность существования нескольких термодинамически равновесных фаз намагниченности и.обеспечивает богатые возможности для замыкания магнитного потока внутри образца. В кристаллах указанной ориентации (длиной L и толщиной d) экспе-

риментально установлена зависимость типа основной доменной структуры от размера кристалла, а именно: переход от слоистой (рис. 1 в, г) к полосовой (рис. 1 а, б) доменной структуре при увеличении L/d или в процессе уменьшения d при заданной L.

Выявлена зависимость вида замыкающей структуры от размера кристаллов. Рассмотрены два типа замыкающих доменных структур с различной ориентацией доменов и междоменных границ в краевых призматических доменных комплексах, соответствующих большей (рис. 1 б) и меньшей (рис. 1 а) толщине d. Найдены величины критических толщин образца, при которых одна из структур является энергетически более выгодной. Экспериментально обнаружены и рассчитаны также разветвленные доменные структуры и показано, что причиной разветвления магнитного потока может, например, являться отличие величины магнитоупругой энергии вблизи края образца от величины эгой же энергии на некотором расе гоянии от края или наклон чгсти поверхности по отношению кОЛН [1, 12].

Для представленных на рис. 1 типов доменных структур рассчитана зависимость равновесных параметров (в частности, ширины магнитных доменов) от длины и толщины образца и результаты расчета проверены экспериментально. При этом установлен факт зависимости ширины доменов D основной структуры не только от длины, но и от толщины образца [19). Последнее связано с резким изменением площади и энергии междоменных границ замыкающих комплексов с изменением d кристалла и оказывается существенным при анализе электромагнитных потерь в листах электротехнической стали.

Как видно из рис. 1, в отличие от магнитоодноосных кристаллов [3, 4), в трехосных листовых кристаллах типа (110) наличие двух ОЛН, составляющих с указанной плоскостью углы -45, позволяет полностью зам кнуть магнитный поток путем формирования призматических замыкающих комплексов с различной структурой дополнительных ферромагнитных областей. В размагниченных кристаллах (110) Fe-Se магнитный поток оказывается замкнутым и в тех случаях, когда на основной поверхности листа замыкающие домены вообще не видны (рис. 1 в, г). Их можно наблюдать при этом внутри образца методами интроскопии или обычными методами поверхностного наблюдения на боковых и торцевых гранях кристалла [1, 4, 23).

В листовых кристаллах Fe-Si типа (110)(001] с поверхностью, наклоненной относительно ОЛН [001) (то есть Zjl>0), обнаружена взаимосвязь между каплевидными замыкающими доменами двух противоположных поверхностей и на основе экспериментальных данных их взаимного расположения и поведения в магнитных полях предложен двухосный объемный вид этой замыкающей структуры. Каждая пара 180-градусных каплевидных областей двух по-вепхностей листа связана 90-градусной внутриобъемной областью с поперечной ориентацией намагниченности (рис. 2). Двухосная структура обеспечивает перенос магнитного потока с одной поверхности кристалла на противоположную и в динамическом режиме перемагничивания перестраивается в основной домен. Структура существенно отличается от одноосной модели, ранее предложенной Гудинафом, не соответствующей поведению структуры при различных внешних воздействиях. Расчет показывает, что появление такой поверхностной замыкающей структуры, с затратой граничной и магнитоупругой энергии и уменьшением магнитостатической, — оправдано энергетически при увеличении угла р между ОЛН и поверхностью кристалла от 0,7-0,8 градуса и более, что и наблюдается экспериментально. Предсказанный двухосный объемный вид замыкающих доменных комплексов с помощью методов интроскопии (рентгеновская дифракционная топография и электронный микроскоп с ускоряющим напряжением в 1 MB) позже был подтвержден Макаровым и Молотиловым (Москва, ЦНИИЧМ), Шленкером (Франция), Даниелсом и Назнри (Англия). Модель позволила выявить механизмы изменения параметров доменов и снижения вихретоковых магнитных потерь в электротехнических материалах при воздействии одноосных или плоскостных растягивающих напряжений [1, 6, 8, 30], а также при введении магнито-структурных барьеров [44, 52, 54). Указанные воздействия преобразуют двухосную замыкающую структуру в одноосную, с уменьшением ее объема в образце; возрастание магнитостатической энергии при этом вызывает сужение основных доменов. Предложенная объемная структура краевых замыкающих комплексов трехосного ферромагнетика [2, б, 18] подтверждена в работах Крэй-ка и МакИнтая (Англия), Имамура и Сасаки (Япония) и учет ее необходим при расчетах магнитных потерь в материалах (см., напр., |12, 14, 19]).

На монокристаллах сплава Fe-Si с р>0 показано, что уменыне-

ниє толщины листа ниже 50 мкм вызывает резкое и неоднозначное изменение поверхностной доменной структуры — меняется форма, размеры, плотность распределения поверхностных замыкающих доменов. Это поведение замыкающих комплексов, обусловленное уменьшением размеров их внутриобъемных областей и исключением участия разных ОЛН в перестройке доменной структуры, раскрывает одну из причин ухудшения свойств (роста коэрцитивной силы и гистерезисной составляющей потерь) при уменьшении толщины листа ниже 100-50 мкм (19, 43J. Поскольку анало-іичное ухудшение магнитных свойств с утончением кристаллов при р=0 наступает при меньших а и вызывается лишь повышением плотности граничной энергии, результаты позволяют указывать возможность смягчения неблагоприятного влияния утончения листа на уровень квазистатических свойств технических материалов, в частности, за счет повышения степени совершенства их кристаллографической текстуры.

Наблюдаемый вид комплексов основных и замыкающих доменных структур, обнаруженных в размагниченных кристаллах Fe-Si тина (110), четко показывает влияние магнитной многоосности ферромагнетика на распределение намагниченности по его объему. Этот фактор магнитной многоосности сказывается и на поведении доменной структуры исследуемых сплавов при различных условиях намагничивания.

В третьей главе — "Поведение доменной структуры при квазистатическом изменении магнитного поля" — рассмотрены перестройки доменной структуры кристаллов Fe-Si типа (1С0) и (110) при намагничивании в знакопеременных и вращающихся магнитных полях, приложенных под произвольным углом к ОЛН [2, 18, 21}. В частности, экспериментально изучено формирование многодоменного состояния в кристаллах при уменьшении напряженности внешнего магнитного поля, предварительно намагничивавшего их до насыщения.

Установлено, что при любой ориентации лисговых кристаллитов образованию доменов, намагниченность которых ориентирована обратно исходной магнитной фазе, всякий раз предшествует появление доменов с поперечной (относительно поля) ориентацией намагниченности. Домены новых магнитных фаз, как и предсказывает теория, возникают в участках с наибольшей напряженностью размагничивающих полей, приводящих к раэориеитацин маг-

нитных моментов (поверхность кристалла, межзеренные границы наиболее разориентированных зерен, локальные включения). На рис. З, в качестве примера, показан процесс формирования доменной структуры в листовых кристаллах типа (100)(001] кремнистого железа (слева) и наклоненных относительно указанной плоскости на углы р 2 и 6 (справа) при уменьшении магнитного поля, ориентированного вдоль проекций ОЛН [001] на их поверхность. При этом ориентация доменов новой магнитной фазы, как и намагниченности в них (вдоль одной из ОЛН), определяется, как правило, наличием поперечной составляющей намагничивающего поля или распределением эффективного поля, зависящим от формы образца. Чередующаяся полярность границ зародышей перемагничива-ния и вырастающих из них (при уменьшении поля) полосовых доменов развитой магнитной структуры на поверхности трехосного кристалла у лзывает на формирование новых доменов при пере-магничивании путем локального отклонения и последующего закручивания вокруг ОЛН магнитных моментов, как это было установлено ранее для магнипюдноосных кристаллов Кандауровой [3, 5]. Закономерности и условия роста зародышей перемагничивания, изменени"е их формы при этом, выявленные экспериментально [4,6], получили затем адекватное теоретическое описание в работе Филиппова-Лебедева при учете магнитостатической, граничной энергий и энергии внешнего магнитного поля.

Аналогичный процесс перестройки магнитной структуры наблюдается и в кристаллах типа (110), с той лишь разницей, что дополнительные домены, задаваемые иным расположением ОЛН в образце "ребровой" ориентации, принимают более сложный вид. Каждый из них состоит из комплекса областей, элементы которых поочередно намагничены вдоль осей [010] и [1001 создавая результирующую "поперечную" намагниченность на начальных этапах перемагничивания образца [2]. Таким образом, все шесть возможных магнитных фаз участвуют в формировании развитой многодоменной структуры при размагничивании кристаллов типа (110), вопреки прежним представлениям о структуре указанных кристаллитов.

В процессе перемагничивания кристаллитов Fe-Si показана возможность зарождения и роста доменов "обратной" намагниченности на локальных дефектах кристалла, обладающих неоднородными магнитными полями рассеяния (когда возникает одна субоб-

ласть внутри другой), при наличии группы дефектов, а также в случае протяженных дефектов, ориентированных поперек оси магнитной текстуры образца (8). Результаты послужили основой разработки ряда способов сужения доменов и снижения магнитных потерь за счет формирования магнитоструктурных барьеров, в том числе с помощью локального лазерного облучения и локальных изгибов образца с последующим выпрямляющим отжигом (см. главы 5, 6).

Обнаружен неожиданно сложный характер поведения доменной структуры в кристаллах типа (110) при намагничивании. В случае углов сЫ) между полем и ОЛН наряду со смещением 180-градусных границ полосовых доменов основной исходной структуры наблюдается рост основных доменов краевых замыкающих комплексов с магнитными моментами, параллельными осям |010] и [100], составляющими с плоскостью листа и полем большие углы (не менее 45). Этот процесс происходит за счет прорастания указанных доменов от боковых краев образца путем движения фронта границ, разделяющих исходные основные домены от краевых замыкающих, то есть осуществляется при активном участии смещений 90-градусных доменных границ [14, 18].

До первого перегиба кривой намагничивания краевые призматические замыкающие комплексы, с результирующей намагниченностью, близкой к направлению поля, вытесняют соседние комплексы с противоположной ориентацией результирующей намагниченности. Далее движение фронта замыкающих комплексов происходит на крутом участке кривой намагничивания и обнаруживается по удлинению под углом 55 к оси (001J поверхностных замыкающих доменов с намагниченностью вдоль оси [001]. Именно их проявление на поверхности образца, с отличным от исходных полосовых доменов расположением, и обнаруживает другой, чем предполагалось, характер процессов намагничивания в рассматриваемых случаях. В качестве примера на рис. 4 показан выявленный с помощью продольного (меридиального) эффекта Кер-ра, вид доменной структуры на поверхностях образцов в размагниченном состоянии (А, Г) и в поле, составляющем с осью |001] соответственно углы 25 и 90 (Б, Д). Здесь же приведены схемы распределения доменов в объеме образцов в присутствии поля (В, Е).

Дальнейшее намагничивание (за вторым перегибом кривой

намагничивания), как следует из поведения структуры и Керров-ского контраста на поверхности листа, осуществляется путем смещений 90-градусных границ в образовавшемся комплексе доменов и вращений векторов намагниченности в них.

Процесс, аналогичный описанному, но происходящий в обратном порядке, наблюдается при изменении магнитного состояния ферромагнетика, соответственно петле магнитного гистерезиса. При этом доля участия описанных выше процессов и их роль в формировании намагниченности, по сравнению с долей процессов смещения 180-градусных исходных границ, зависит от величины угла а между полем и осью (001J (при а>55 почти полностью определяет величину намагниченности).

Рост доменов "поперечной" (к ОЛН) намагниченности из доменных структур краевых замыкающих комплексов происходит и при вращательном перемагничивании. При этом обнаружено [21), что изменение ширины полосовых доменов, созданное в кристалле типа (ПО) в исходном размагниченном состоянии, сохраняется на всех этапах его перемагничивания, включая и этапы перестройки доменной структуры. На рис. 5 представлены, наряду с кривой намагничивания B=f(H), также и две пары кривых, отражающих зависимость потерь энергии на вращательное перемагничивание от величины напряженности поля для частот 50 (верхняя пара) и 20 Гц (нижняя пара) при разной ширине исходных доменов (1,4 и 0,7 мм — соответственно для верхних и нижних кривых обеих пар). Из рисунка следует, что потери энергии при перемагничивании кристалла на 15-25% меньше (при В_т-1,8 Тл, например) в случае меньшей ширины исходных доменов.

Учет реального поведения доменной структуры в процессе намагничивания и перемагничивания кристаллов типа (110)(001] позволяет объяснить необычное, с точки зрения общих положений теории намагничивания, поведение магнитных свойств. Среди них: особый вид петель гистерезиса с перетяжкой в области слабых полей, с чрезвычайно низкими значениями остаточной индукции, а также значительная величина магнитных потерь при сравнительно малых размерах доменов в случае перемагничивания полем, ориентированным под углом а к ОЛН.

Результаты, представленные в главе 3, отражают существенное влияние магнитной многоосности на процессы намагничивания тонколистовых образцов с четко выделенной осью легчайшего

намагничивания и чрезпычайно вахог/ю роль в формировании свойств ферромагнетиков самой перестройки доменной структуры в магнитном поле. Эги обстоятельства необходимо учитывать при анализе магнитных свойств магнитомногоосных ферромагнетиков и при построении теории процессов их намагничивания и перематичивания.

В четзертоГиааве — "Особенности поведения доменной структуры при динамическом намагничивании" — приведены результаты изучения динамики полосовых доменов с комплексами замыкающих областей в переменном поле, параллельном оси легчайшего намагничивания. Выявление особенностей динамики по сравнению с квазистатикой позволило проверить правомерность теоретических представлений о важной роли самой доменной структуры в формировании вихретоковой составляющей магнитных потерь, а также те модели поведения доменных границ, которые используются при расчете указанных потерь.

В результате экспериментальных исследований выявлено три особенности динамического поведения доменной структуры: ее дробление в процессе перемашичивания (уменьшение периода доменной структуры), однонаправленное поступательное перемещение доменных границ (наряду с их колебательным движением), изгиб плоскостей доменных границ (неоднородное перемагничи-вание. по сечению образца).

В диссертации впервые показано, что увеличение числа доменов осуществляется за счет превращения в основные домены некоторых замыкающих областей, расположенных на поверхности листа [?). Однако, во-первых, этот процесс имеет место лишь d сужающихся основных доменах, поскольку только в них замыкающие области намагничены вдоль направления поля, и, во-вторых, лишь при оптимальной (р-2-3) ориентации поверхности листа относительно кристаллографической плоскости (ПО). Последнее верно, поскольку при больших (J усиливается измельчение поверхностных замыкающих областей, их взаимосвязь с внутриобъем-ными поперечно намагниченными областями и с границами основных доменов, а при р меньших, чем оптимальные, замыкающих "капель" в образце не возникает вовсе.

Установлено, что основной механизм динамического измельчения доменной структуры связан с новым динамическим явлением - однонаправленным перемещением доменных границ в про-

странственно однородном переменном магнитном поле [10, 49], которое возникает наряду с колебательным движением доменных границ. Как выявлено на кристаллах Fe-Si типа (110) в форме прямоугольных полос, треугольников, дисков, это перемещение доменных границ (и доменной структуры в целом) обусловлено наличием градиентов эффективного магнитного поля в реальном образце конечных размеров (из-за градиентов размагничивающих полей или градиентов напряжений). Оно приводит к сближению границ в одних участках и к зарождению новых доменов в других участках образца, то есть является разновидностью процесса дробления доменной структуры.

Экспериментально показано, что это явление имеет пороговый характер, зависит от частоты, амплитуды индукции, исходного размера полосовых доменов, распределения размагничивающих полей и напряжений в ферромагнетике. Изменяя факторы, приводящие к различным условиям колебания границ в переменном поле (изгибом образца, внесением поверхностных или локальных напряжений, увеличением частоты или амплитуды напряженности магнитного поля и т. п.,, удается управлять этил процессом — прекращать, вызывать, ускорять, усиливать, перемещать или стабилизировать его, существенно влияя на величину магнитных потерь при перемагннчивании [10, 50J. С этим явлением непрерывного однонаправленного динамического движения доменных границ связана и нелинейная зависимость магнитных потерь от частоты пере-магничивания и от размеров доменов (D/d). Это явление в последние годы обнаружено на неметаллических ферромагнетиках (итт-риевый феррогранат), в образцах пленочной формы, в условиях воздействий температурных градиенто". что указывает на общность природы этих динамических особенностей в разных материалах, не обязательно связанную с вихревыми токами. В настоящее время различные разновидности этого явления активно изучаются в УрГУ, ИФТТ, ИРЭ, хотя теории, описывающей движение доменной структуры как целого в однородном переменном магнитном поле пока не создано. На ее создание направлены и экспериментальные результаты наших исследований.

Динамический изгиб доменных границ, предсказанный Поливановым, связан с неоднородным (из-за скин-эффекта) распределением индукции по сечению образца - в приповерхностных слоях она выше, чем во внутренних (амплитудный изгиб). В диссерта-

ции экспериментально, методами стробоскопических наблюдений и скоростной фотосъемки 1на установке "Лупа времени"), выявлена предсказанная теоретически Филипповым и Жаковым вторая компонента динамического изгиба границ [11, 13, 17]. Она связана с разностью фаз колебания участков границы, расположенных по сечению образца (фазовый изгиб). Это видно из рис. 6, где приведено изменение в течении полуцикла изменения поверхностной (кривая 2) и средней по сечению индукции в образце (кривая 1) при частоте керемапшчнвания 25 Гц и амплитуде индукции 0,5 Тл. В работе показано, что эта компонента, в отличие от первой, наиболее четко проявляется при относительно низких скоростях пере-мапшчиванйя (малых частотах и амплитудах индукции).

В работе непосредственным сопоставлением потерь с поведением доменной структуры показано влияние описанных выше динамических особенностей доменной структуры на мощность вихрегоковых потерь. Уменьшение периода доменной структуры приводит к снижению вихрегоковых потерь, что качественно согласуется с расчетами Прая и Бина для модели смещения 180-градусных границ, как жестких плоскостей. Однако, в отличие от этих расчетов, экспериментальная зависимость указанных потерь от параметра D/d (D — средняя ширина доменов, d — толщина образца) оказывается нелинейной. Выяснено, что эта нелинейность связана с динамическим изгибом доменных границ. Причем, фазовая компонента изгиба увеличивает, а амплитудная — уменьшает вих-рётоковые потери по сравнению с рассчитанными по модели Прая и Бина [И, 13, 17). Это видно из рис. 7, где сопоставлены результаты измерения зависимости вихрегоковых потерь при частоте 40 Гц , от D/d для разных значений амплитуды индукции (0,5; 0,8; 1,0 Тл -кривые 1-3, соответственно) с рассчитанными по Праю и Бину (прямые l'-З'). При В_т=0,5ТЛ, когда четко выражен фазовый изгиб доменных границ, кривая I проходит заметно выше прямой.' В других случаях, когда заметную роль начинает играть их амплитудный изгиб, экспериментальные точки располагаются существенно ниже указанных прямых.

Определены количественные параметры динамического изгиба доменных границ в широком интервале изменений частоты и амплитуды индукции. Учет их в расчетах Филиппова и Жакова позволяет объяснить нелинейность экспериментальных зависимостей вихретоковых потерь от частоты перемагничивания, от амп-

литуды индукции и от размерного параметра D/d. Это видно из рис. 8, где сопоставлены частотные зависимости вихретоковых потерь, рассчитанные по Праю и Бину (прямые 1 а, 2 а), по Филиппову и Жакову (сплошные кривые 1 и 2) с экспериментальными зависимостями (штриховые кривые) для двух значений амплитуды индукции (0,5 и 1,0 Тл).

Этими результатами показано, что в формировании вихрето-ко ой составляющей магнитных потерь важное значение имеет сам характер динамического поведения доменной структуры (доменных границ), чему до сих пор в литературе не уделялось должного внимания. Наряду с этим выявлены сильные и слабые стороны моделей динамического поведения 180-градусных доменных границ, используемых при теоретических расчетах вихретоковых потерь.

Пятая глава — "Доменная структура ц магнитные потери кристаллов Fe-3% Si при текстурующих и деформационных воздействиях" — посвящена изучению влияния дополнительной одноосной, двухосной и плоскостной магнитной анизотропии .на динамику доменной структуры и магнитные потери листовых кристаллов типа (110), (100) и с небольшим отклонением (до 6-8) указанных плоскостей от поверхности листа. До наших работ таких исследований не проводилось, хотя они имеют не только научный, но и большой практический интерес, поскольку указанные отклонения реально имеют место в анизотропных электротехнических сталях. Листовая форма образца создает анизотропное распределение трех ОЛН кристалла Fe-Si, выделяя либо две (кристалл типа (100)), либо одну (кристалл типа (ПО)) ось легкого намагничивания. Для моно- и поликристаллов типа (ПО) рассмотрены [7, 16] две ситуации: 1) когда эти отклонения связаны с отклонением оси [001] от плоскости листа (угол Р), а поле ориентировано параллельно ее проекции на эту плоскость и 2) когда поле составляет угол а с осью [001] в плоскости листа типа (ПО).

Обнаружен качественно различный характер зависимости потерь от величины этих углов (см. рис. 9). При увеличении угла а (рис. 9 а) суммарные потери (кривая 1) только увеличиваются, при увеличении угла р" они изменяются немонотонно: сначала уменьшаются, при р-2-3 принимают минимальное значение и затем увеличиваются (кривая 1 рис. 9 б). Показано, что такое поведение потерь связано с разным динамическим поведением доменной

структуры: с увеличением Э (а=0) период структуры уменьшается не только в размагниченньх образцах, но и происходит более интенсивное дробление ее в процессе перемагничивания за счет перехода некоторых поверхностных замыкающих доменов в основные, уплотнения и зарождения доменов при однонаправленном поступательном перемещении доменных границ. Вследствие этого существенно снижаются вихретоковые потери по сравнению с их мощностью в образцах, у которых а=6=0 (кривая 2 рис. 9 б). До тех пор, пока это снижение не уравновешивается ростом плотности замыкающих доменов и гистерезисных потерь с увеличением р (кривая 3 рис. 9 б), заметно уменьшаются и суммарные магнитные потери.

При увеличении а (Р=0) период полосовой доменной структуры изменяется менее значительно, поэтому зависимость потерь от а определяется в основном поведенгем гистерезисных потерь, ко-торие растут как с ростом а, так и р* (кривые 3 рис. 9).

В рассматриваемых кристаллах обнаруживается качественно различная эффективность наведенной магнитоупругой анизотропии (9]. Это видно из рис. 10, где приведены зависимости относительного уменьшения потерь, (Ро-Ро)/Ро> ^в результате упругого растяжения при разных значениях В_га (от 0,5 до 1,7 Тл). При нагрузке с-60 МПа (рис. 10 б, в) это уменьшение с ростом угла р увеличивается, ас ростом угла а — снижается. При меньших нагрузках, например, при о=30 МПа (рис. 10 а), выявляется немонотонная зависимость эффективности растяжения от угла р. Она сначала растет, достигает максимума и затем снижается. Причем высота и положение этого максимума зависят от амплитуды индукции. С ростом ее максимальный эффект снижается и по положению сдвигается в область меньших значений р. На основании этого видна возможность использования наведенной анизотропии для снижения потерь в анизотропной ст<іли, в особенности при текстуре, когда оси (001] кристаллите^ отклонены от плоскости листа на углы р-2-3. В диссертации это показано на примере использования магнитоак-тивных (растягивающих) безгрунтовых электроизоляционных покрытий с коэффициентом теплового расширения (КТР) меньшим, чем КТР сплава {60, 62. 64, 65].

Показана чрезвычайно высокая чувствительноаъ основных и замыкающих доменных структур (их вида и размерных параметров, втом числе периода полосовой доменной структуры) к малым

значениям одноосной и двухосной анизотропии (-1% от кристаллографической), наводимой за счет упругих растяжений (6, 9, 37, 53]. Раскрыт физический механизм этих изменений, обусловленный перераспределением объемов продольно и поперечно намагниченных доменов, не затрагивающий сил кристаллографической анизотропии, как это ошибочно принималось ранее. Показано влияние этого перераспределения намагниченности между различными ОЛН на квазистатические и динамические магнитные свойства сплава, в том числе на величшгу магнитных потерь.

Наряду с описанными выше ситуациями, в этой главе рассмотрена [14, 17] анизотропия магнитных потерь и их составляющих в плоскости (ПО). В литературе по этому вопросу имелись противоречивые данные, которые к тому же не обсуждались с точки зрения поведения доменной структуры. Выявлена резкая анизотропия потерь кристаллах типа (110)(001] (см. рис. 11). Суммарные и вихретоковые потери (кривые со светлыми и черными кружками соответственно) при увеличении угла а между полем и осью [001] изменяются немонотонно: сначала растут, при а=55 достигают максимальных значении и далее снижаются. Причем значения вихретоковых потерь при а=90 оказываются близки к значениям при а=0. Гистерезисные потери (кривая с крестиками) с ростом а только увеличиваются и становятся максимальными при а=90, когда они составляют в суммарных более 50%. Впервые показано, что характер анизотропии вихретоковых потерь обусловлен изменением (при изменении а) эффективного размера доменов, участвующих в перемагничивании, а гистерезисных — ростом (с увеличением а) объема образца, неремагничиваемого смешением 90-градусных границ.

Сложный характер анизотропии вихретоковых потерь в рассматриваемом случае качественно был описан Филипповым и Жаковым на основе соответствующего подбора модели экспериментально наблюдаемого поведения доменной структуры и использования полученных экспериментально его количественных параметров (штрихпунктирная кривая).

Наведенная г.н изотропия воздействует на магнитные потери (как и на квазистатические свойства) по разному вдоль различных осей в плоскости (110). Так, растяжение вдоль оси, составляющей с осью [001] углы а<55 увеличивает, при а>55 - резко снижает, а при а=55 практически не меняет их. Такое поведение потерь объ-

яснено на основе измерений (под влиянием наведенной анизотропии) доменной структуры и размагниченных образцах и ее поведения в магнитном поле. В первой ситуации при этом стабилизируются исходные полосовые домены, затрудняется их перестройка — растут гистерезисные потери; во второй ситуации перераспределяются ОЛН, изменяется тип доменной структуры и ширина доменов, тип смещающихся доменных границ — снижаются вих-ретоковая и гистерезисная составляющие потерь.

Рассмотрена анизотропия эффекта термомагнитной обработ-х /. (ТМО) в сплаве Fe-Si [40]. Показано, что ТМО в постоянном поле вызывает улучшение магнитных свойств вдоль направления поля, приложенного при охлаждении, и ухудшает их в перпендикулярном направлении. Термомагнитная обработка квадратных образцов в переменном поле улучшает свойства как при обработке вдоль направления поля, так и в поперечном направлении. Пред-лож _н [50, 67] новый вид ТМО — охлаждение ферромагнетика в переменном ноле повышенной частоты ({=50 Гц и выше), позволяющий существенно снижать величину магнитных потерь текс-турованных широкодоменных сплавов. При этом анизотропные магнитные неоднородности в ферромагнетике, по-видимому, частично выстраиваются вдоль оси действующего поля, возникает дополнительная индуцированная магнитная анизотропия и заметно умет.шается ширина полосовых доменов. Непрерывное изменение доменной структуры в участках стыков основных 180-градусных и-замыкающих 90-градусных доменов приводит к дестабилизации доменной структуры (при уменьшении объема 90-градусной фазы в результате обработки).

Показано, что введение узких протяженных зон магнитных неоднородностей, ориентированных поперек оси магнитной текстуры, создает магнитные поля рассеяния, дополнительные источники зародышей пер^магничивания, растяжения в межэонных промежутках и приводит к сужению основных доменов в кристаллитах разной ориентации (8). На этой основе разработаны способы дробления магнитного потока, снижения вихретоковых и полных магнитных потерь в -юокотекггурованных широкодоменных ферромагнетиков за счет создания в них субструктурных прослоек (15, 20, 25], зон локальных деформаций (путем локального лазерного облучения [42, 44, 45] или локальных изгибов образца [44, 56, 59]), а также формированием слоистой структуры кристал-

лов [39, 63].

В целом приведенные в данной главе результаты раскрывают природу анизотропии магнитных потерь в кристаллах Fe-Si типа (110)(001] и в текстурованной электротехнической стали. Они являются хорошей экспериментальной иллюстрацией правомерности представлений о непосредственной связи мощности вихретоко-вых потерь с размером доменов в сложных случаях перемагничи-вания. Показывают возможности повышения электродинамических свойств анизотропных электротехнических сталей и сплавов, по сравнению с современными, за счет особого характера их кристаллографической текстуры и создания в них наведенной анизотропии и локальных деформаций.

Щестая глава — "Управление доменной структурой и способы оптимизации магнитных свойств сплавов на основе железа" — посвящена изучению влияния на магнитные, магнитоупругие и электромагнитные свойства тонких листов и лент магнитомягких сплавов кристаллоструктурных факторов, текстурующих и деформационных воздействий. На основе закономерностей поведения магнитной доменной структуры и свойств, установленных для мо-нокристалъных образцов сплава Fe-3% Si при различных внешних воздействиях, определены пути, условия и режимы, разработаны научные основы указанных выше воздействий и конкретные способы их реализации для снижения магнитных потерь, повышения магнитной проницаемости тончайших лент анизотропных электротехнических сталей на основе Fe-Si и аморфных ферромагнитных сплавов на основе Fe-Si-B, используемых в области повышенных частот перемагничивания, повышения магнитострикции сплавов на основе Fe-Al, перспективных в качг тве магнитострикционных материалов.

ность приводит к получению широкодоменной структуры, измельчающейся в процессе локального лазерного облучения. Наибольший эффект проявляется в образцах с близкой к идеальной ориентации ((110)(001), а=р=0), когда структурные неоднородности ориентированы перпендикулярно оси текстуры. В образцах с иной ориентацией, особенно отличающихся по углу а, их эффективность мала и даже может иметь отрицательный знак (увеличение потерь).

Выявлено, что наиболее целесообразны для лазерной обработ-к л анизотропной стали режимы с увеличенной плотностью энергии облучения, в результате которых даже после отжига на снятие упругих напряжений магннтопроводы имеют сниженный уровень потерь. Показано (с использованием метода рентгеновской топографии), что состояние с минимальными магнитными потерями характеризуется в этом случае разьитой полигональной структурой J зоне воздействии при налич ни сложной остаточной деформации с растяжением материала в межзонных промежутках (20J. Она приводит, по сравнению с недеформированным состоянием, к более узким доменам в размагниченных образцах и к дополнительному дроблению доменной структуры в процессе перемагни-чивания (29J.

Величина и даже характер изменения потерь в тонкой мелкозернистой (диаметр зерна -100 мкм) анизотропной ленте при упругом растяжении или воздействии магаитоактивных электроизоляционных покрытий также зависят от степени совершенства кристаллической текстуры. Их положительный эффект наблюдается в материале с высокой степенью совершенства текстуры и тем относительно больший, чем совершеннее степень текстуры (28, 29). Это видно из рис. 12, где приведено изменение суммарных потерь при упругом растяжении образцов с разной степенью совершенства текстуры (длина агрезка пропорциональна абсолютной величине этого изменения, а стрелки указывают его знак относительно исходных значений). Отсюда следует, что упругие воздействия, как и субструктурние прослойки, можно использовать для снижения потерь только в высокотексгурован>;ых сталях. В материале с низкой степенью совершенства текстуры (В₂₅оо51,8Тл) они бесполезны или приводят к отрицательному эффекту. В высокотекстуро-ванном материале, независимо от размера зерна, упругое растяжение нагрузками о-ЗО МПа выводит магнитные потери на их

уровень в материале с оптимальным зерном (рис. 13).

Для практической реализации эффекта сужения доменов и снижения вихретоковых магнитных потерь, наблюдаемых при одноосных и двухосных упругих напряжениях, разработаны химические составы, способы и режимы формирования магнитоактивных (растягивающих) безгрунтовых электроизоляционных покрытий различного назначения. Имея КТР меньший, чем у сплава и созда-ве. плоскостные растягивающие напряжения при охлаждении композита сплав-керамика, они позволяют не только снижать мощность вихретоковых потерь в многослойных (многовитковых) маг-нитопроводах из лент и полос магнитомягких электротехнических сплавов (увеличивая электросопротивление ферромагнетика), но и заметно улучшать свойства самих ферромагнитных материалов, существенно упрощать технологию производства магнитных материалов за счет совмещения рекристаллизационного и спекающего отжигов [60J; получать положительный эффект в ферромагнетиках как в кристаллическом (60, 64), так и в аморфном [65] состояниях и усиливать этот эффект за счет обеспечения анизотропии воздействия [62].

За счет оптимизации текстуры и сжимающих напряжений в перспективных магнитострикционных экономно легированных сплавах на основе Fe-AJ создается магнитная структура с чередующимися 180- и 90-градусными доменами. Это позволило в сплаве Fe-7%Al-2%Co увеличить продольную магнитострикцию насыщения до значений -70*10"* [61], соответствующих магнитострикции сплавов типа псрмендюр, содержащих до 50% дорогостоящего кобальта.

С использованием обнаруженного эффекта практической аддитивности текстурующих и деформационных воздействий, уменьшающих объем поперечно намагниченных фаз и создающих магнитные поля рассеяния, а также дополнительные зародыши пере-магничивания, выявлена возможность оптимизации доменной структуры и мапштных свойств электротехнических материалов за счет комплексных воздействий. В частности, в тонких лентах магнитомягких кристаллических (Fe-3% Si), аморфных (Fe₈iSi₇B_ti) и нанофазных (Feyasr^CuiSiusBg) сплавов комплексная обработка, включающая отжиг на снятие неоднородных внутренних напряжений (ТО); формирование магнитоактивных покрытий из нитридов и оксидов А1, В, Si, Ті, Сг (с КТР меньшим, чем КТР сплавов)

методом ионно-плазменного осаждения; создание магнитострук-турных барьеров (путем локальных лазерного облучения или изгиба образца - МСБ) и термомагнитную обработку в переменном поле повышенной частоты [67], позволила получить растягивающие напряжения в материале -8-10 МПа, достаточно однородно распределенные по образцу (по данным рентгеновской топогра-фин), узкодоменную структуру с подвижными доменными границами и снижение магнитных потерь (см., напр., рис. 14).

В отличие от имеющихся в литературе представлений, приведе нные выше результаты показывают высокую эффективность метода мапштоструктурных барьеров не только в крупнозернистых, но и в мелкокристаллических поликристаллах (в связи с их широкодоменной структурой), а эффект магнитоактивных покрытий и не меньшей степени, чем ог разности между КТР и толщинами металла и покрытия, зависит от адгезии покрытия к металлу. Полученные здесь результаты подтверждают сделанные в главе 5 выводы о требованиях к макроструктурным параметрам электротехнических материалов полого поколения с более низкими мощностями магнитных потерь и повышенной магнитострикцией, чем современные, а также о возможностях их дальнейшего улучшения за счет создания дополнительно наведенной одноосной анизотропии.

Заключение содержит перечисление основных результатов, полученных в диссертации и рекомендации о путях улучшения и уровне макроструктурных параметров, необходимых для получения магнитомягких материалов нового поколения.