POLITECHNIKA POZNAŃSKA LABORATORIUM MATERIAŁÓW O SZCZEGÓLNYCH WŁAŚCIWOŚCIACH FIZYCZNYCH	Paweł Wojtalewicz
	WYDZIAŁ
	BMiZ
PROWADZĄCY	ROK STUDIÓW
dr inż. A. Miklaszewski	I st. II
Ćwiczenie odrobiono dnia:	Sprawozdanie oddano dnia:
16.12.2014r.	13.01.2015r.
NR	TEMAT ĆWICZENIA:
5.	Szkła metaliczne

Odpowiedzi na pytania:

Zad. 1.

A)

Na podstawie badań rentgenowskich można stwierdzić, że struktura szkła metalicznego Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5B₉ w stanie wyjściowym była całkowicie amorficzna, co na dyfraktogramie ujawnia się jako pojedynczy szerokokątowy pik. Wyżarzanie taśmy w temperaturze 550°C spowodowało nanokrystalizację termiczną stopu. W miejscu szerokokątowego piku charakterystycznego dla fazy amorficznej pojawił się pik [od płaszczyzny (110)] znacznie węższy o dużej intensywności. Ponadto można dostrzec obecność dwóch innych pików od fazy krystalicznej: (200) oraz (211) o wyraźnie mniejszych intensywnościach. Po procesie wysokoenergetycznego mielenia obrobionej cieplnie taśmy na dyfraktogramie materiału proszkowego zaobserwowano amorfizację nanostruktury. Wysoki pik od nanokrystalicznej fazy α-Fe zmniejszył znacznie swoją intensywność, natomiast dwa pozostałe piki zanikły. Wszystko to świadczy o zmniejszeniu udziału fazy krystalicznej w sosunku do amorficznej.

B)

Rysunek B) przedstawia pięć dyfraktogramów materiału proszkowego Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5B₉ po HEBM różniących się czasem mielenia (1÷5h). Po 1h mielenia zaobserwowano 3 piki od fazy krystalicznej α-Fe: wyraźniejszy, pochodzący od płaszczyzny (110), jak również dwa znacznie niższe – (200) oraz (211). Na podstawie dyfraktogramów materiałów proszkowych po dłuższych czasach mielenia nietrudno wysnuć wniosek, iż w miarę upływu czasu następowała amorfizacja struktury. Objawia się to stopniowym poszerzaniem dominującego piku (110) oraz zanikiem dwóch pozostałych pików już po drugiej godzinie mielenia.

Zad. 2.

1. Stan materiału: po wyżarzaniu

Dyfrakcja elektronowa wyżarzonej taśmy ukazuje zbiór wyraźnych, cienkich pierścieni, ujawniających strukturę krystaliczną stopu. Pierścienie są wynikiem tworzenia obrazu dyfrakcyjnego przez wiele ziaren, co jest charakterystyczne dla nanomateriałów. Materiał o większych ziarnach dałby notomiast obraz punktowy, pochodzący z obszaru jednego krystalitu. Obraz TEM potwierdza wcześniejsze wnioski, obserwujemy na nim bowiem znaczny udział ciemnych pól. Są to obszary silniej rozpraszające wiązkę, pochodzące od fazy krystalicznej. Obszary jaśniejsze natomiast ukazują fazę amorficzną.

1. Stan materiału: po 5h mielenia

Dyfrakcja elektronowa materiału proszkowego ukazuje zbiór rozmytych pierścieni, ujawniających strukturę amorficzną. Należy jednak dostrzec obecność drobnych, jasnych punktów. Są one rezultatem istnienia nanokrystalitów α-Fe w osnowie amorficznej. Nanokrystality te widać wyraźnie na obrazie TEM dzięki zastosowaniu kontrastu dyfrakcyjnego jako liczne sferyczne ciemne plamki na znacznie jaśniejszym tle, pochodzącym od amorficznej osnowy. W odróżnieniu od obrazu TEM dla wyżarzonej taśmy nanokrystality są raczej odseparowane od siebie, nie tworzą skupisk.

Zad. 3.

Rysunek 1. Wykres zależności wpływu czasu mielenia na średnią wielkość krystalitów

Rysunek 2. Wykres zależności wpływu czasu mielenia na wartość koercji

Rysunek 3. Zestawienie zależności wpływu czasu mielenia na wielkosć krystalitu oraz koercję dla nieodprężonego materiału proszkowego

Rysunek 4. Zestawienie wpływu czasu mielenia na wielkość krystalitu oraz koercję materiału proszkowego odprężonego w 350°C

Zad. 4.

Wpływ czasu mielenia na średnią wielkość krystalitu:

Wydłużenie czasu mielenia pociąga za sobą rozdrobnienie nanokrystalitów niezależnie, czy materiał proszkowy został odprężony po procesie HEBM, czy też nie. Odprężanie w 350°C (bez przemian fazowych) jest częstym zabiegiem technologicznym, pozwalającym usunąć z materiału nadmiarową ilość energii, implikując jednocześnie jego większą stabilność. Zaletą odprężania jest niewątpliwie również zanik naprężeń mechanicznych indukowanych mieleniem na skutek odpuszczania dyslokacji. Odprężony materiał proszkowy charakteryzował się jednak nieznacznie większym średnim wymiarem krystalitu w stosunku do nieodprężonego, co jest zapewne wynikiem rozrostu ziarna tudzież koalescencji (złączania ziaren) na skutek podwyższonej temperatury.

Wpływ czasu mielenia na właściwości magnetyczne:

Wydłużenie czasu mielenia implikuje:

• nieznaczny spadek maksymalnego natężenia pola magnetyczego H_max, jakie można przyłożyć materiału proszkowego, licząc na wzrost jego indukcji magnetycznej B (zarówno dla materiału odprężonego, jak i nieodprężonego); należy dodać, iż najwyższe H_max odnotowano dla nieobrobionej cieplnie taśmy, natomiast po wyżarzaniu w 550°C H_max jest porównywalne z wartościami dla materiałów proszkowych;

• praktycznie stały poziom indukcji nasycenia B_max (wahania tejże wartości nie tworzą wyraźnego trendu i są raczej wynikiem nieidealnego pomiaru); konieczne trzeba jednak dodać, iż najwyższe B_max odnotowano dla obrobionej cieplnie taśmy i wartość ta jest 2 rzędy wielkości większa aniżeli dla materiałów proszkowych, taśma surowa (as quenched) charakteryzuje się natomiast niewiele mniejszą indukcją nasycenia w stosunku do taśmy po krystalizacji termicznej; przedstawione zależności są słuszne zarówno dla materiału odprężonego, jak i nieodprężonego;

• praktycznie stałą wartość B_r dla materiałów mielonych, zarówno poddanych następnie odprężaniu w 350°C, jak i nieodprężonych; należy dostrzec ogromną różnicę w remanencji zmierzonej dla zarówno dopiero co wytworzonej taśmy, jak i taśmy po krystalizacji termicznej w porównaniu do jej wartości odnotowywanych dla materiałów proszkowych (2 rzędy wielkości);

• wzrost koercji intensywniejszy dla materiałów proszkowych bez odprężania; remanencja taśmy surowej niewiele różni się od remanencji materiałów proszkowych po 1h mielenia; taśma wyżarzona charakteryzuje się natomiast wyraźnym spadkiem B_r.

Materiały proszkowe odprężone po HEBM w stosunku do nieodprężonych charakteryzowały się (ten sam czas HEBM):

• nieznacznią mniejszą wartością H_max,

• ok. dwukrotnie większą indukcją nasycenia B_max,

• ok. trzykrotnie większą remanencją B_r,

• mniejszym polem koercji H_c (coraz wyraźniejsze różnice dla dłuższych czasów mielenia).

Wyjaśnienie wpływu czasu mielenia na właściwości magnetyczne:

Wydłużenie czasu mielenia pociąga za sobą zmniejszenie średniego wymiaru krystalitów, a ponadto zmniejszenie wielkości cząstek proszku oraz ich rozrzutu, jak również zmianę ich morfologii w kierunku cząstek równoosiowych kosztem cząstek o większym stosunku długości do szerokości (obserwacje dot. wielkości i morfologii cząstek proszku na podstawie zdjęć SEM).

Niewielki rozmiar krystalitów (rzędu ~10nm) powoduje prawdopodobnie, iż są to cząstki jednodomenowe. Dla takich materiałów dalsze rozdrabnianie ziarna (implikowane dłuższym czasem mielenia) powinno pociągać za sobą raczej spadek pola koercji niż jego wzrost.

Rysunek 5. Poglądowa zależność pola koercji od wielkości ziarna

Podobny wpływ powinien mieć fakt wzrostu udziału cząstek równoosiowych w materiale proszkowym w miarę upływu procesu HEBM. Kształt jak najbardziej zbliżony do kuli, która to nie posiada kierunków wyróżnionych, implikuje mniejszą anizotropię magnetokrystaliczną. Powinno przełożyć się to natomiast na mniejsze pole koercji H_c.

Zaobserwowano jednakże wzrastające wartości H_c w funkcji czasu mielenia rozdrobnionych taśm. Tenże pozorny paradoks można wyjaśnić natomiast rosnącym zdefektowaniem struktury materiałów proszkowych (wzrost gęstości dyslokacji). Defekty struktury krystalicznej stanowią bowiem przeszkodę dla łatwego przemieszczania się domen, a jednocześnie łatwego przemagnesowania magnetyka. Mniej intensywny wzrost H_c dla materiału odprężonego w stosunku do nieodprężonego jest wynikiem odpuszczania dyslokacji wskutek wyżarzania w 350°C, czyli redukcji potencjalnych barier dla przemieszczających się domen.

Znaczne zmniejszenie zarówno B_max, jak i B_r materiałów proszkowych w stosunku do taśm (obrobionej i nieobrobionej cieplnie) wiąże się z dużo łatwiejszym odmagnesowaniem cząstek proszku w porównaniu do litego materiału. Większe wartości indukcji nasycenia oraz remanencji dla proszku odprężonego w stosunku do nieodprężonego stanowią zapewne rezultat silniejszych oddziaływań wymiennych między nanokrystalitami w pierwszych z nich.

Podsumowanie:

Zbyt długie mielenie rozdrobnionych taśm Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5B₉ jest niekorzystne ze względu na obniżające się właściwości magnetyczne, biorąc pod uwagę, iż są to materiały magnetycznie miękkie. Powodem negatywnego wpływu jest przede wszystkim wzrost pola koercji H_c materiału proszkowego. Zabieg wyżarzania odprężającego po procesie HEBM jest natomiast jak najbardziej korzystny ze względu na większą stabilność materiału oraz zmniejszenie H_c i wzrost B_max w stosunku do materiału nieodprężonego.

Zad. 5-6.

Rysunek 6. Wykres zależności indukcji nasycenia B_s kompozytu: matryca silikonowa – cząstki magnetyczne w funkcji udziału masowego cząstek proszku dla różnych frakcji [μm] proszku użytych do wytworzenia kompozytu

Rysunek 7. Wykres zależności przenikalności magnetycznej μ_max (dla H=3kA/m) kompozytu: matryca silikonowa – cząstki magnetyczne w funkcji udziału masowego cząstek proszku dla różnych frakcji [μm] proszku użytych do wytworzenia kompozytu

Wpływ udziału masowego proszku na właściwości magnetyczne kompozytu:

Wzrost udziału masowego proszku (w przedziale 75÷85%) wpływa na:

• wzrost indukcji nasycenia B_s kompozytu,

• nieznaczny wzrost remanencji B_r,

• wzrost pola koercji H_c dla frakcji ziarnowych 750÷1200 oraz 300÷500μm,

• wzrost maksymalnej przenikalności magnetycznej μ_max,

• nie wpływa natomiast na H_max.

Zwiększenie B_s, B_r, μ_max oraz H_c wraz ze wzrostem udziału masowego proszku jest rezultatem zwiększenia udziału fazy magnetycznej w stosunku do niemagnetycznej osnowy. Wzrost B_s, B_r oraz μ_max przy niezmiennym udziale masowym proszku w kompozycie dla większych frakcji ziarnowych wiąże się natomiast z większą sumaryczną intensywnością oddziaływań wymiennych między nanokrystalitami w kompozytach o większym średnim rozmiarze cząstki proszku. Spadek pola koercji H_c w przypadku zastosowania większych wielkości magnetycznych cząstek (przy niezmiennym udziale masowym proszku w kompozycie) stanowi z kolei wynik ułatwionego przemieszczania się domen. Dodatkowo wygląda na to, iż przy dość znacznej różnicy wielkości cząstek frakcji 750÷1200 oraz 300÷500μm w stosunku do frakcji 25÷75μm morfologia cząstek proszku nie ma wpływu na H_c. Frakcje 750÷1200 oraz 300÷500μm charakteryzują się bowiem płytkowym kształtem cząstek magnetycznych, który generalnie przyczynia się do wzrostu pola koercji. Frakcja 25÷75μm składa się natomiast raczej z cząstek globularnych, a to ona wykazywała się każdorazowo największym polem koercji. Warto zauważyć ponadto pewną anomalię, a mianowicie maksymalną wartość pola koercji dla frakcji 25÷75μm nie dla 85%, aczkolwiek dla 75% udziału masowego proszku w kompozycie. Okazuje się bowiem, iż przy takiej wielkości cząstek magnetycznych większy dodatni wpływ na H_c, aniżeli rosnąca zawartość fazy magnetycznej, miała izolacja sferycznych cząstek, utrudniająca przemagnesowanie.

Wnioski:

Wytwarzanie kompozytów: silikonowa osnowa – cząstki magnetyczne stopu Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5B₉ wiąże się ze spadkiem właściwości magnetycznych w stosunku do szkła metalicznego. Technologia ta jest jednak niezbędna, jeśli wytworzony stop ma być zastosowany w praktyce, przykładowo w technice wysokich częstotliwości jako toroidalny rdzeń w transformatorze impulsowym. Szkło metaliczne byłoby bowiem zbyt kruche oraz miałoby również zbyt dużą przewodność dla prądów wirowych. Prądy te pociągają za sobą natomiast straty mocy proporcjonalne do kwadratu częstotliwości.

Wielkość cząstek proszku magnetycznego w kompozycie dobiera się przede wszystkim ze względu na zakres częstotliwościowy pracy gotowego rdzenia kompozytowego oraz wartość przenikalności magnetycznej.