ИСТИНА |
Войти в систему Регистрация |
|
ИСТИНА ЦЭМИ РАН |
||
Возможность практического использования функциональных материалов во многом определяется характером происходящих в них фазовых переходов. Магнитные материалы, в которых наблюдаются фазовые переходы первого рода, характеризуются гигантскими значениями магнитотепловых и гальванических свойств (магнитосопротивление, магнитосопротивление, магнитокалорический эффект (МКЭ)). МКЭ и соответствующие материалы являются объектами исследования на протяжении более ста лет. Подобный интерес вызван наличием перспективы использования магнитокалорических материалов в криогенной технике, что позволит уменьшить уровень энергопотребления и причиняемый существующими устройствами охлаждения сопутствующий экологический ущерб, а также в современных технологиях биомедицины: адресная доставка лекарственных средств, магнитожидкостная гипертермия. В последние года среди магнитокалорических материалов принято выделять семейства сплавов и соединений, обладающих гигантским магнитокалорическим эффектом (МКЭ), превышающим 4-5 К/Тл. Как правило, в материалах с гигантским МКЭ наблюдаются сосуществующие магнитно-структурные фазовые переходы, при которых изменения происходят как в магнитной (спиновой), так и решеточной подсистемах. Наличие таких переходов всегда сопровождает гигантский магнитокалорический эффект. При этом, до настоящего времени для большинства подобных материалов остается нерешенным вопрос о причине возникновения самого магнитно-структурного перехода. Знание природы фазовых переходов такого типа позволит не только объяснить, но и прогнозировать величину магнитотепловых эффектов, в частности, МКЭ, в магнитокалорическом материале, а впоследствии синтезировать материал с наилучшими магнитокалорическими свойствами. В настоящее время в связи с наличием разнородных сведений о природе сосуществующих магнитно-структурных переходов моделирование и прогнозирование составов и свойств магнитокалорических сплавов с гигантским значением МКЭ в необходимом диапазоне температур затруднительно. Поэтому, исполнители предлагаемой заявки, имеющие опыт работы с подобными системами, в научной деятельности занимаются описанием механизмов возникновения магнитного фазового перехода первого рода. Существует множество материалов, обладающих магнитным фазовым переходом первого рода, но для построения модели, которая описывала бы исследуемый эффект с наименьшим количеством приближений, существует несколько критериев, которые следует учитывать при выборе изучаемого объекта. Во-первых, сплав должен состоять не более чем из двух элементов. Это связано с тем, что при увеличении количества различных типов атомов, входящих в кристаллическую решетку, придется учитывать в модели состояние каждого из типов атомов и их влияние друг на друга. Во-вторых, кристаллическая симметрия сплава не должна изменяться при фазовом переходе. Такое требование упрощает модель, так как не приходится учитывать изменение магнитокристаллической анизотропии. Третьим требованием является наличие у объекта исследования гигантского МКЭ вблизи комнатных температур, что значительно упрощает возможность его экспериментального обнаружения и интерпретацией полученных результатов. Одним из объектов, который удовлетворяет всем этим требованиям, является бинарный сплав железа и родия. В научной литературе существует множество работ, в которых продемонстрированы статические свойства сплавов данного семейства. Однако, больший интерес представляет исследование динамических свойств изучаемого сплава, которые мало изучены. Коллективом группы заявителей был предложен подход по изучению эволюции фазового перехода при помощи анализа релаксационной характеристики намагниченности. Также была разработана адаптированная модель для интерпретации наблюдаемых результатов, построенная на моделях Колмогорова и Бина-Родбелла. Ожидается, что дальнейшее применение данной методики позволит объяснить природу размерных эффектов в сплавах FeRh. С целью продолжения ранее выполненных исследований, посвященных бинарным сплавам, планируется изучение легированных сплавов FeRh. Замещение родия атомами, обладающими разными ионными радиусами (например, Pd, Cr, Co, Ru) приводит к значительному изменению температуры магнитного фазового перехода. Как правило, легированные сплавы обладают тетрагонализованной или октаэдрической кристаллической структурой в отличие от кубической структуры исходного бинарного сплава. Изменение межатомного расстояния приводит к изменению обменных интегралов, которые определяют магнитное состояние системы. Поэтому изучение взаимосвязи магнитных и структурных свойств на примерах тройных сплавов FeRh является еще одним подходом, способным приблизить исследователей к пониманию механизмов, ответственных за возникновение фазового перехода первого рода в таких объектах. Кроме того, важным обстоятельством является тот факт, что при синтезе объемных сплавов Fe49Rh51 почти всегда наблюдается образование парамагнитной гамма-фазы. Причины образования магнитно-неупорядоченной фазы, и ее влияние на эволюцию перехода и на величину МКЭ в сплавах семейство-железо родий качественно очевидно, при этом какие-либо количественные закономерности до настоящего времени не установлены. Одной из целей будущей работы является определение механизмов образования гамма-фазы в двухкомпонентных и трехкомпонентных сплавах, а также изучение ее влияния на динамику фазового перехода.
The possibility of practical use of functional materials is largely determined by the nature of the phase transitions occurring in them. Magnetic materials in which phase transitions of the first order are observed are characterized by gigantic values of magnetothermal and galvanic properties (magnetoresistance, magnetoresistance, magnetocaloric effect (MCE)). MCE and related materials have been the objects of research for over a hundred years. Such interest is caused by the prospect of using magnetocaloric materials in cryogenic technology, which will reduce the level of energy consumption and the associated environmental damage caused by existing cooling devices, as well as in modern biomedicine technologies: targeted delivery of drugs, magnetic fluid hyperthermia. In recent years, among magnetocaloric materials, it is customary to distinguish families of alloys and compounds with a giant magnetocaloric effect (MCE) exceeding 4-5 K / T. As a rule, in materials with a giant MCE, coexisting magnetic-structural phase transitions are observed, at which changes occur both in the magnetic (spin) and lattice subsystems. The presence of such transitions always accompanies a giant magnetocaloric effect. At the same time, until now, for the majority of such materials, the question of the cause of the appearance of the magnetic-structural transition itself remains unresolved. Knowledge of the nature of phase transitions of this type will make it possible not only to explain, but also to predict the magnitude of magneto-thermal effects, in particular, MCE, in a magnetocaloric material, and subsequently to synthesize a material with the best magnetocaloric properties. At present, due to the availability of heterogeneous information about the nature of coexisting magnetic-structural transitions, modeling and predicting the compositions and properties of magnetocaloric alloys with a giant MCE value in the required temperature range is difficult. Therefore, the executors of the proposed application, having experience with such systems, in their scientific activities are engaged in the description of the mechanisms of occurrence of a magnetic phase transition of the first kind. There are many materials with a first-order magnetic phase transition, but to build a model that would describe the effect under study with the least number of approximations, there are several criteria that should be taken into account when choosing the object under study. First, the alloy must be composed of no more than two elements. This is due to the fact that with an increase in the number of different types of atoms included in the crystal lattice, the state of each of the types of atoms and their influence on each other will have to be taken into account in the model. Second, the crystal symmetry of the alloy should not change during the phase transition. This requirement simplifies the model, since it is not necessary to take into account the change in the magnetocrystalline anisotropy. The third requirement is that the object of study has a giant MCE near room temperatures, which greatly simplifies the possibility of its experimental detection and interpretation of the results obtained. One of the objects that meets all these requirements is a binary alloy of iron and rhodium. In the scientific literature, there are many works that demonstrate the static properties of alloys of this family. However, of greater interest is the study of the dynamic properties of the alloy under study, which have been little studied. The team of the group of applicants proposed an approach to study the evolution of the phase transition using the analysis of the relaxation characteristics of magnetization. An adapted model was also developed to interpret the observed results, based on the Kolmogorov and Bean-Rodbell models. It is expected that further application of this technique will explain the nature of size effects in FeRh alloys. In order to continue the previously performed studies on binary alloys, it is planned to study alloyed FeRh alloys. The replacement of rhodium by atoms with different ionic radii (for example, Pd, Cr, Co, Ru) leads to a significant change in the temperature of the magnetic phase transition. As a rule, alloyed alloys have a tetragonalized or octahedral crystal structure, in contrast to the cubic structure of the original binary alloy. A change in the interatomic distance leads to a change in the exchange integrals that determine the magnetic state of the system. Therefore, the study of the relationship between magnetic and structural properties using the examples of ternary FeRh alloys is another approach that can bring researchers closer to understanding the mechanisms responsible for the occurrence of a first-order phase transition in such objects. In addition, an important circumstance is the fact that during the synthesis of bulk Fe49Rh51 alloys, the formation of a paramagnetic gamma phase is almost always observed. The reasons for the formation of a magnetically disordered phase and its effect on the evolution of the transition and on the magnitude of the MCE in family-iron-rhodium alloys are qualitatively obvious, while no quantitative regularities have yet been established. One of the goals of future work is to determine the mechanisms of the formation of the gamma phase in two-component and three-component alloys, as well as to study its influence on the dynamics of the phase transition.
1. План работы по исследованию динамики фазового перехода в бинарных системах FeRh (Образцы: пленка Fe49Rh51 56нм на подложке MgO, объемные сплавы Fe49Rh51 различной толщины 100мкм, 1,5 мм с объемной долей гамма фазы до 10%, объемный сплав Fe49Rh51 c объемной долей гамма фазы более 15%). 1) Провести механическую обработку образцов, синтезированных с помощью дуговой плавки, электроэрозионной пилой с последующей шлифовкой. Один образец должен иметь характерный размер более 1,5мм, другой существенно меньше (100-300мкм). 2) Определить количество гамма фазы при помощи сканирующей электронной микроскопии во всех образцах. 3) Определить элементный состав обеих фаз с использованием EDX приставки в электронном микроскопе. 4) Измерить температурную зависимость намагниченности в различных магнитных полях для каждого из образцов 5) Рассчитать магнитокалорический эффект из экспериментальных температурных зависимостей намагниченности для всех образцов 6) Измерить полевую зависимость намагниченности сплавов вблизи температуры фазового перехода для объемных сплавов 7) Измерить временную зависимость намагниченности вблизи условий фазового перехода для объемных сплавов 8) Измерить прямым способом магнитокалорический эффект объемных сплавов 9) Исследовать микромагнитное состояние образца в местах локализации гамма-фазы при помощи магнитной-силовой микроскопии на поверхности объемных сплавов 10) Построить модель для описания роста ферромагнитной фазы 2. План работы по изучению фазового перехода в тройных системах FeRhCr. Образцы: два слитка Fe49Rh50Cr1 с различной термической обработкой (быстро закалённый и медленно охлажденный) 1) Провести механическую обработку образцов, синтезированных с помощью дуговой плавки, электроэрозионной пилой с последующей шлифовкой. 2) Определить количество гамма фазы при помощи сканирующей электронной микроскопии. 3) Определить элементный состав обеих фаз с использованием EDX приставки в электронном микроскопе. 4) Провести рентгено-структурные исследования 5) Измерить температурную зависимость намагниченности в различных магнитных полях для каждого из образцов 6) Рассчитать магнитокалорический эффект из экспериментальных температурных зависимостей намагниченности 7) Измерить полевую зависимость намагниченности сплавов вблизи температуры фазового перехода 8) Измерить прямым способом магнитокалорический эффект 9) Из первопринципных расчетов получить значения магнитного момента на атом, энергетической зависимости плотности электронных состояний, минимума свободной энергии для выбранного состава
Исследование фундаментальных и прикладных аспектов фазового перехода в железо-родиевых системах ведется членами научной группы на протяжении уже более пяти лет. В работах [1–6] членами коллектива обсуждаются свойства объемных сплавов на основе FeRh. В работе [1] впервые было продемонстрировано влияние структурных дефектов объемного сплава на величину магнитокалорического эффекта (МКЭ), а также ее необратимость при циклическом перемагничивании. Зависимость магнитных и структурных свойств бинарного сплава от параметров синтеза была продемонстрирована членами коллектива в работах [2,3]. Результаты работы [2] продемонстрировали тот факт, что быстрая закалка образца способствует увеличению значения МКЭ, а в работе [3] было показано, что индукционная плавка образцов с составом Fe49Rh51 приводит к уменьшению объемной доли парамагнитной гамма-фазы в образце. В рамках обменно-стрикционной модели в работе [4] из теоретических расчетов была продемонстрирована взаимозависимость температуры Кюри и температуры структурного перехода, которая была подтверждена экспериментально. В работах [5,6] были показаны структурные и магнитные свойства легированных Pd сплавов. В данных работах продемонстрирована тетрагонализация кристаллической решетки и изменение температуры фазового перехода при легировании. Прикладные преимущества использования данных сплавов для криогенных установок были обсуждены авторами в обзорах [7,8]. Исследования, проведенные в работах [9–11], впервые показали принципиально новый метод адресной доставки лекарств, который основан на использовании композитов из магнитокалорического материала и термочувствительного полимера. Помимо использования изучаемого сплава для адресной доставки лекарств, в работах [12–14] представлены исследования, согласно которым предлагается использовать наночастицы FeRh в методе магнитной гипертермии.
1. Для синтезированных сплавов Fe49Rh51 (с малым содержанием гамма фазы) и Fe49Rh51 (с большим содержанием гамма фазы) будут определены структурные параметры (объемная доля гамма фазы, элементный состав обеих фаз). Также будет проведен всесторонний анализ поведения намагниченности образцов (температурная, полевая, временная зависимости). Визуализация поведения фазового перехода вблизи интерфейса альфа/гамма фаз будет осуществлена при помощи магнито-силовой микроскопии. Будут получены результаты измерения магнитокалорических свойств, полученные, как прямым, так и косвенным методом, а также проведен их сравнительный анализ. 2. На основе экспериментальных данных будет предложена модель, которая описывает рост ферромагнитной фазы в бинарных соединениях FeRh 3. Для синтезированных сплавов FeRhCr будут определены структурные параметры (параметры кристаллической ячейки, объемная доля гамма фазы, элементный состав обеих фаз). Также будет проведены температурные, полевые зависимости намагниченности. Будет проведен сравнительный анализ измеренных прямым и косвенным методом магнитокалорических свойств исследуемых тройных сплавов. 4. Экспериментальные данные будут дополнены первопринципными расчетами (расчеты магнитного момента на атом, энергетическая зависимость плотности электронных состояний, минимум свободной энергии для каждого из рассматриваемых сплавов), выполненные с помощью пакета программ VASP 5. По итогам работы планируется подготовка не менее двух статей в журналы, индексируемые в базах WoS или Scopus, представление 1-2 докладов на международных конференциях. Также результаты работы будут использованы в двух магистерских диссертациях.
Физический факультет МГУ им. М.В. Ломоносова, кафедра магнетизма | Координатор |
грант РНФ |
# | Сроки | Название |
1 | 1 января 2022 г.-31 декабря 2022 г. | Исследование механизмов роста ферромагнитной фазы в сплавах на основе FeRh |
Результаты этапа: Исследовательские работы по данному проекту были выполнены согласно заявленному плану работ. Работы в целом посвящены изучению структурных, магнитных и калорических свойств сплавов на основе FeRh. Научная работа, проведенная в 2022 г., условно может быть разделена на две тематики. Первая посвящена изучению кинетики фазового перехода на примере бинарных околоэквиатомных сплавов FeRh. Вторая - изучению свойств легированных сплавов (FeRhCr). План работ по первой тематике включал десять задач, которые были успешно решены в 2022 г.: были исследованы образцы Fe49Rh51 с двумя различными характерными размерами (два образца), образец Fe49Rh51 с увеличенным содержанием дополнительной гамма-фазы, образец Fe50Rh50, тонкая пленка Fe49Rh51. На примере образцов с различными толщинами было продемонстрировано, что толщина образца существенно не влияет на фазовый переход, поэтому в отчете представлены результаты для остальных 4х образцов. 1) Синтезированные в дуговой печи и отожжённые бинарный сплав Fe49Rh51 был разрезан при помощи электроэрозионной пилы. Всего было сделано два образца с характерными размерами – 4*4 мм. Толщина образцов (третий характерный размер) составляла 0.15 мм и 4 мм, для каждого элементного состава . Затем образцы были отшлифованы с использованием шлифовальных дисков различной зернистости (320-2500) и суспензий (2, 1 мкм). 2) Для каждого из образцов был определен элементный состав при помощи микроскопа с EDX анализом. Объемные образцы с элементным составом Fe49Rh51 содержат 5% и 35% (по объему) дополнительной кристаллографической гамма-фазы, обогащенной родием. Сплав с составом Fe50Rh50 является однофазным. Реальный состав совпал с номинальным. 3) Элементный состав дополнительной кристаллографической фазы – Fe38Rh62. Основная фаза в двух образцах с номинальным элементным составом Fe49Rh51 имеет реальный элементный состав Fe48.8Rh51.2 (в образце с 35% гамма-фазы) и Fe48.5Rh51. (в образце с 5% гамма-фазы). Пленочный образец имеет реальный состав Fe49Rh51 и также не обладает дополнительными фазами. Рисунок 1 в приложении демонстрирует изображения с электронного микроскопа для всех образцов. 4) Были измерены температурные зависимости намагниченности в различных магнитных полях (от 1кЭ до 16кЭ) для всех образцов (рисунок 2 в приложении). Все образцы имеют разные температуры фазового перехода. Наибольшей температурой фазового перехода обладает эквиатомный сплав Fe50Rh50 (434К). Объемные сплавы с элементным составом Fe49Rh51 обладают температурами фазового перехода 310К и 333К для образцов с 5% и 35% гамма-фазы, соответственно. Температура фазового перехода для пленочного образца - 367К. Все данные представлены для фазового перехода из антиферромагнитного в ферромагнитное состояние во внешнем магнитном поле 1000 Э. Ширина температурного фазового перехода для эквиатомного образца 10К. Объемные сплавы с элементным составом Fe49Rh51 имеют ширину гистерезиса 13К и 14К для образцов с 5% и 35% гамма-фазы, соответственно. Наибольшая ширина температурного гистерезиса наблюдалась для пленочного образца (27К), что объясняется наличием локальных напряжений от подложки. Также были определены значения температуры Кюри для всех образцов. Для этого для каждого из образцов были измерены температурные зависимости намагниченности в поле 3кЭ. Температура Кюри для образца Fe50Rh50 (663К) выше, чем для остальных образцов (640К для пленки, 642К для образца Fe49Rh51 5%, 651К для образца Fe49Rh51 35%). Данный результат можно связать с общей тенденцией для ферромагнитных материалов, согласно которой температура Кюри коррелирует с концентрацией атомов железа. Однако, можно заметить, что температура Кюри образца с 35% гамма-фазы выше, чем у остальных образцов. Данный факт может быть связан с тем, что реальная концентрация железа в альфа-фазе этого образца варьируется от 49 до 50%. Также стоит отметить, что по имеющейся у авторов информации, температура Кюри пленочного образца была определена впервые. Тонкая пленка крепилась на керамическую пасту для проведения высокотемпературных измерений. Контакт поверхности пленки с пастой при высокой температуре привел к разрушению образца по завершению эксперимента. 5) По измеренным данным при помощи соотношений Максвелла было рассчитано изменение энтропии (рисунок 3 в приложении). Отдельно было проанализировано поведение изменения энтропии в малом магнитном поле (1 кЭ) и в поле 16кЭ. Объемные сплавы в поле 1кЭ демонстрируют изменение энтропии не более 0.6 Дж/(кг*К). Изменение энтропии у пленочного образца в этом же поле составляет 4.5 Дж/(кг*К). Данный результат может быть объяснен следующим образом. Во-первых, пленочный образец обладает относительно маленьким полем насыщения (порядка 500 Э) по сравнению с объемными сплавами (порядка 3 кЭ). Во-вторых, анизотропия, наводимая механическими напряжениями от подложки, способна увеличить значение изменения энтропии. В поле 16кЭ изменение энтропии сплавов оказалось близким к значениям, известным из литературы. Эквиатомный сплав обладает изменением энтропии 9.5 Дж/(кг*К), образец с малым содержанием гамма-фазы (5%) демонстрирует изменение энтропии 15.2 Дж/(кг*К), образец с 35% гамма-фазы обладает чуть меньшим значением – 11.5 Дж/(кг*К). Для тонкой пленки изменение энтропии в поле 16кЭ составляет 13.3 Дж/(кг*К). 6) Из температурных зависимостей намагниченности были определены температуры, при которых образцы находятся в ферромагнитном состоянии. При этих температурах были измерены полевые зависимости намагниченности (петли гистерезиса и кривые намагничивания). Кривые намагничивания в области насыщения были аппроксимированы законом Акулова с целью определения эффективных констант анизотропии: 54.7*104 эрг/см3 (Fe50Rh50), 59.6*104 эрг/см3 (Fe49Rh51 5%), 124.1*104 эрг/см3 (Fe49Rh51 35%), 6.1*104 эрг/см3 (Fe49Rh51 пленка). Значительное изменение величины константы анизотропии для пленки может быть связано с влиянием внешних напряжений со стороны монокристаллической подложки и с малой толщиной пленки. Наличие парамагнитной гамма-фазы в образце приводит к пиннингу магнитных доменов на неоднородностях. Также в образцах с гамма-фазой наблюдается тенденция к уменьшению размеров монокристаллитов. Данные факторы могут объяснить увеличение значения магнитной анизотропии в двухфазном образце. 7) Для объемных сплавов были измерены временные зависимости намагниченности в поле 1кЭ при температурах вблизи фазового перехода, которые были определены из п. 4. Для эквиатомного сплава не удалось набрать достаточно экспериментальных данных в силу резкого скачка намагниченности при фазовом переходе (рисунок 2). Для остальных образцов из полученных кривых были определены характерные времена релаксации (из аппроксимации кривых). Также стоит отметить, что с учетом величины размагничивающего фактора между релаксационными кривыми для образцов различной толщины не было выявлено различий. Однако, была обнаружена интересная особенность, а именно наличие ступеней на временных зависимостях намагниченности для всех исследуемых объектов. 8) Температура фазового перехода для образца эквиатомного состава лежит выше доступного для измерений в установке про прямому измерению адиабатического изменения температуры диапазона температур. Поэтому для единообразного сравнения калорических свойств всех сплавов использовались результаты оценки величины изменения энтропии из результатов магнитометрии. 9) На примере образца Fe49Rh51 (35% гамма-фазы) была визуализирована микромагнитная структура на поверхности сплава. Измерения производились при помощи магнитно-силового микроскопа при различных температурах (рисунок 4 в приложении). Выявлены места зарождения ферромагнитной фазы относительно локализации гамма-фазы. 10) На базе полученных экспериментальных результатов была предложена феноменологическая модель, которая описывает кинетику процесса фазового перехода из антиферромагнитного в ферромагнитное состояние. Для этого была рассмотрена одномерная цепочка упруго взаимодействующих атомов. Критерием для перехода пары атомов из антиферромагнитного в ферромагнитное состояние является расстояние между ними. Движение атомов в цепочке определяется температурными флуктуациями и упругой связью между ними. На основе предложенной модели начата работа по написанию программы, реализующей процесс расчета движения и изменения магнитного состояния цепочки атомов системы. План работ по второй тематике включал девять задач, которые были успешно решены в 2022 г. 1) Два синтезированных образца с номинальным составом FeRhCr отличались скоростью закалки. Один образец был охлажден путем быстрой закалки в холодной воде (закаленный образец), второй образец охлаждался после отжига за счет теплообмена с окружающей средой (медленно охлажденный). Образцы были разрезаны и отполированы так же, как и бинарные сплавы. 2) Элементный состав основных фаз в обоих образцах совпал с номинальным (Fe48Cr3Rh49). Элементный состав дополнительной кристаллографической гамма-фазы Fe32Cr10Rh58 был обнаружен в обоих образцах. Как и для бинарного сплава было выявлено увеличенное содержание родия в дополнительной фазе. Достоверность результатов была достигнута за счет набора статистики экспериментальных данных (рисунок 5 в приложении) 3) При помощи микроскопа с EDX анализом было определено объемное содержание дополнительной кристаллографической гамма-фазы в каждом из образцов – 20% в закаленном и 22% в медленно охлажденном. 4) Для обоих образцов были выполнены рентгеноструктурные измерения. Рентгенограммы представлены на рисунке 6 в приложении. Из анализа полученных данных определены параметры элементарных ячеек для альфа и гамма-фаз в обоих образцах. Закаленный образец имеет объемно-центрированную кубическую кристаллическую решетку (альфа-фаза) типа CsCl с параметром элементарной ячейки 2.99639 А. Дополнительная кристаллографическая фаза является кубической гранецентрированной (гамма-фаза) типа CuAu с параметром элементарной ячейки 3.75567 А. Медленно охлажденный сплав имеет те же самые типы кристаллических фаз, что и закаленный сплав. Постоянная решетки альфа-фазы в нем составляет 2.99615 А, гамма-фазы - 3.75492 А. Увеличенный параметр решетки у быстро охлажденного образца, по сравнению с параметром медленно охлажденного образца свидетельствует о наличии локального разупорядочения в кристаллической структуре. Похожая ситуация реализуется в аморфных материалах. Аморфное состояние является предельным случаем разупорядочения, так как быстрое охлаждение (105-106 К/с) приводит к полному отсутствию кристаллической структуры. 5) Для каждого из образцов была измерена температурная зависимость намагниченности в различных магнитных полях (до 16кЭ). Результаты представлены на рисунке 7 в приложении. Температуры фазового перехода в нулевом поле из антиферромагнитного в ферромагнитное состояние для медленно охлажденного и быстро охлажденного образцов равны 221К и 210К, соответственно. Данные температуры были определены путем аппроксимации в нулевое поле зависимостей температур фазового перехода в разных полях. Разница температур фазового перехода может быть объяснена за счет влияния дефектов кристаллической решетки. Более дефектные кристаллические структуры обладают меньшей энергией нуклеации фазы. Медленно охлажденный образец продемонстрировал менее резкий фазовый переход (меньшя величина тангенса наклона температурной зависимости намагниченности) по сравнению с закаленным, что согласуется с литературными данными для бинарных сплавов. 6) Из полученных экспериментальных данных намагниченности при помощи соотношений Максвелла было рассчитано изменение магнитной части энтропии (величина магнитокалорического эффекта). Полученные результаты представлены на рисунке 8 в приложении. Величина магнитокалорического эффекта оказалась на 30% больше для быстрозакаленного сплава по сравнению с медленно охлажденным. 7) Полевые зависимости намагниченности были измерены для обоих сплавов при температуре 10К в поле до 14 Тл (рисунок 9 в приложении). Начальный, почти линейный рост намагниченности связан со скосом магнитных моментов антиферромагнитной подрешетки вдоль направления магнитного поля. При критической величине магнитного поля происходит переход из антиферромагнитного в ферромагнитное состояние, который сопровождается резким ростом намагниченности. Оба образца перешли в ферромагнитное состояние в магнитном поле около 12 Тл. Быстрозакаленный образец перешел в ферромагнитное состояние при меньшей величине магнитного поля (10Тл) по сравнению с медленно охлажденным (11Тл), что согласуется с результатами температурных зависимостей намагниченности. 8) Прямым методом не удалось определить величину магнитокалорического эффекта из-за недостаточной массы имеющихся образцов, которые были предоставлены изготовителем. 9) В пакете программ VASP было начато моделирование кристаллической решетки сплава из первых принципов. В таблице 1 представлен вид смоделированных кристаллических структур. Серым цветом обозначены атомы родия. Золотым цветом обозначены атомы железа в ферромагнитном состоянии. В антиферромагнитном состоянии золотой цвет обозначает атомы железа с магнитным моментом, направленным вверх, синим цветом обозначены атомы железа с магнитным моментом, направленным вниз. Фиолетовым цветом обозначено положение атомов хрома. На данный момент рассчитаны свойства эквиатомного сплава и сплава с элементным составом Fe48.1Rh50Cr1.9 (один атом хрома на решетку, состоящую из 128 атомов). Для смоделированных структур были определены константы элементарной ячейки, объем элементарной ячейки, магнитный момент, приходящийся на атом железа, родия и хрома в ферромагнитном и антиферромагнитном состоянии, а также величина свободной энергии, нормированная на один атом (таблица 2 в приложении). Рассчитанные микроскопические результаты в пределах погрешности совпадают экспериментальными результатами рентгеноструктурного анализа и с величиной намагниченности, как для эквиатомного сплава, так и для легированного сплава. | ||
2 | 1 января 2023 г.-31 декабря 2023 г. | Исследование механизмов роста ферромагнитной фазы в сплавах на основе FeRh |
Результаты этапа: |
Для прикрепления результата сначала выберете тип результата (статьи, книги, ...). После чего введите несколько символов в поле поиска прикрепляемого результата, затем выберете один из предложенных и нажмите кнопку "Добавить".