Waiting
Login processing...

Trial ends in Request Full Access Tell Your Colleague About Jove
JoVE Journal Engineering
Click here for the English version

Engineering

Métodos de Ex Situ e In Situ investigações de transformações estruturais: O caso de cristalização de vidros metálicos

Published: June 7, 2018 doi: 10.3791/57657
Automatic Translation
1,2, 3, 3, 4, 4, 5
1Institute of Nuclear and Physical Engineering, Slovak University of Technology in Bratislava, Slovakia, 2Department of Nuclear Reactors, Czech Technical University in Prague, Czech Republic, 3Department of Experimental Physics, Palacky University Olomouc, Czech Republic, 4Institute of Physics, Slovak Academy of Sciences, Bratislava, Slovakia, 5Institute of Laboratory Research on Geomaterials, Faculty of Natural Sciences, Comenius University in Bratislava, Slovakia

Summary

Aqui, apresentamos um protocolo para descrever as investigações ex situ e em situ das transformações estruturais em copos metálicos. Utilizamos métodos analíticos baseados em nuclear que inspecionam interações hyperfine. Vamos demonstrar a aplicabilidade da espectrometria de Mössbauer e espalhamento frontal nuclear de radiação síncrotron durante experimentos orientados a temperatura.

Abstract

Vamos mostrar o uso de dois métodos analíticos baseados em nuclear que pode acompanhar as modificações do arranjo microestrutural de óculos metálicos à base de ferro (mg). Apesar da sua natureza amorfa, a identificação das interações hyperfine revela fracas modificações estruturais. Para esta finalidade, nós empregamos duas técnicas que utilizam a ressonância nuclear entre níveis nucleares de isótopo estável 57Fe, nomeadamente espectrometria de Mössbauer e espalhamento frontal nuclear (NFS) de radiação síncrotron. Os efeitos do tratamento térmico sobre (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 MG são discutidos usando os resultados de experimentos ex situ e em situ , respectivamente. Como ambos os métodos são sensíveis a interações hyperfine, informações sobre o arranjo estrutural, bem como na microestrutura magnética estão prontamente disponíveis. Mössbauer espectrometria realizada ex situ descreve como o arranjo estrutural e microestrutura magnética aparece à temperatura ambiente após recozimento sob determinadas condições (temperatura, tempo), e, portanto, esta técnica inspeciona constante Estados-Membros. Por outro lado, dados NFS são gravados em situ durante mudar dinamicamente a temperatura e NFS examina estados transitórios. O uso de ambas as técnicas fornece informações complementares. Em geral, eles podem ser aplicados a qualquer sistema apropriado, em que é importante saber seu estado estacionário, mas também Estados transitórios.

Introduction

À base de ferro MGs preparados pelo resfriamento rápido de um derretimento representam materiais industrialmente atrativos com inúmeras aplicações práticas1. Especialmente, uma vez que suas propriedades magnéticas são muitas vezes superiores ao convencional (poli) ligas cristalino2,3. Para melhor beneficiar seus parâmetros vantajosos, sua resposta a temperaturas elevadas deve ser conhecida. Com o aumento da temperatura, a estrutura amorfa relaxa e, finalmente, começa a cristalização. Em alguns tipos de MGs, isso pode levar à deterioração de seus parâmetros magnéticos e, consequentemente, desempenho mais pobre. Há, no entanto, várias famílias de MGs com base em ferro com composições especiais4,5,6,7 em que o recém-formado grãos cristalinos são muito finas, geralmente abaixo de aproximadamente 30 nm em tamanho. Os nanocristais estabilizar a estrutura e assim, preservar parâmetros magnéticos aceitáveis ao longo de uma escala de temperatura larga escala8,9. Estas são as ligas nanocristalina so-called (NCA).

A confiabilidade a longo prazo do desempenho de MGs, especialmente sob temperaturas elevadas e/ou em condições difíceis (radiações ionizantes, corrosão, etc.) exige conhecimento profundo de seu comportamento e parâmetros físicos individuais. Porque MGs são amorfos, a variedade de técnicas analíticas que são adequados para a sua caracterização é bastante limitada. Por exemplo, métodos de difração fornecem amplos e inexpressivo reflexões que podem ser usados somente para a verificação de amorphicity.

É notável que vários, geralmente existem métodos indirectos que fornecem rápido e não-destrutivos caracterização de MGs (por exemplo, linha de retardo magnetoestrictivos princípio de detecção). Este método fornece rápida caracterização dos Estados estruturais e de estresse, incluindo a presença de heterogeneidades. Foi vantajosamente aplicado para rápido e caracterização não-destrutiva ao longo do comprimento inteiro de MG fitas de10,11.

Mais pormenorizada introspecção desordenado arranjo estrutural pode ser conseguida através de interações hyperfine que refletem sensivelmente o local arranjo atômico dos átomos ressonantes. Além disso, variações na ordem Short-Range topológica e química podem ser reveladas. A este respeito, os métodos, como espectrometria de ressonância magnética nuclear (NMR) e/ou espectrometria de Mössbauer, ambas executadas em 57núcleos de Fe, devem ser consideradas12,13. Enquanto o antigo método fornece resposta exclusivamente para interações hyperfine de dipolo magnético, o último é sensível também para as interações de quadrupolo elétrico. Assim, espectrometria de Mössbauer faz simultaneamente disponíveis informações sobre o arranjo estrutural e os Estados magnéticos dos núcleos de ferro ressonante14.

No entanto, para obter estatísticas de razoáveis, a aquisição de um espectro de Mössbauer geralmente leva várias horas. Esta restrição deve ser considerada, especialmente quando experiências de temperatura-dependente estão previstas. Temperatura elevada que é aplicada durante o experimento provoca modificações estruturais no MGs investigadas15. Consequentemente, só ex situ experimentos realizados em temperatura ambiente com amostras que foram primeiro recozido a determinada temperatura e depois voltou para as condições do ambiente fornecem resultados confiáveis.

A evolução das estruturas de MG durante tratamento térmico rotineiramente é estudada por técnicas analíticas que permitem a aquisição de dados rápida, como por exemplo a difração de raios x de radiação síncrotron (DSR), diferencial de varredura (DSC), a calorimetria ou magnética medições. Apesar de experimentos em situ são possíveis, a informação obtida diz respeito a características magnéticas (dados magnéticos) ou estrutural (DSR, DSC). No entanto, no caso de DSC (e medidas magnéticas) a identificação do tipo de grãos (nano) que surgem durante a cristalização não é possível. Por outro lado, dados do DSR não indicam os Estados magnéticos do sistema investigado. Uma solução para esta situação é uma técnica que faz uso de interações hyperfine: NFS de radiação síncrotron16. Pertence a um grupo de métodos que explora processos de dispersão de ressonância nuclear17. Devido ao extremamente alto brilho de radiação obtido a partir da terceira geração os síncrotrons, temperatura NFS experiencias em situ condições tornou-se viável18,19,20,21 ,22,23.

Tanto Mössbauer espectrometria e NFS são regidas pelos mesmos princípios físicos relacionados com ressonância nuclear entre níveis de energia dos núcleos de Fe 57. No entanto, enquanto as antigo varreduras hyperfine interações no domínio da energia, este último fornece interferograms no domínio do tempo. Desta forma, os resultados obtidos em ambos os métodos são equivalentes e complementares. Para avaliar os dados NFS, deve ser estabelecido um modelo físico razoável. Este desafio pode ser realizado com a ajuda da espectrometria de Mössbauer, que fornece a primeira estimativa. Complementaridade entre estes dois métodos significa que em situ NFS inspeciona estados transitórios e Mössbauer espectrometria reflete os Estados estáveis, viz. , a inicial e/ou o estado final de um material estudado ex situ.

Este artigo descreve em aplicações de detalhe selecionado destes dois métodos menos comuns de ressonâncias nucleares: aqui, podemos aplicá-los para a investigação de modificações estruturais que ocorrem em um (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1 B14 MG exposto a um tratamento térmico. Esperamos que este artigo atrai o interesse de pesquisadores de usar essas técnicas para a investigação de fenômenos semelhantes e, eventualmente, com diferentes tipos de materiais.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Protocol

1. preparação de um MG

Nota: Para demonstrar uma ampla gama de capacidades de diagnóstico de NFS em combinação com a espectrometria de Mössbauer, uma composição adequada em MG foi projetada, ou seja (Fe3Co1)76Mo8Cu1B15 (at.%). Este sistema mostra a transição magnética do ferromagnético para paramagnético estado abaixo o início da cristalização. Além disso, os cristalitos que surgem durante a primeira etapa de cristalização formam bcc-Fe, fase de Co. Porque cobalto substitui o ferro em algumas posições atômicas da treliça bcc, nas interações hyperfine respectivas verificarem.

  1. Preparação do degelo
    Nota: Os arranjos atômicos locais através de interações hyperfine de núcleos de Fe 57que estão presentes nas amostras investigadas de verificação Mössbauer espectrometria e NFS. Abundância natural deste nuclido estável entre todos os isótopos de Fe é, no entanto apenas 2,19%. Para diminuir o tempo de aquisição em situ experimentos de NFS, o conteúdo relativo do isótopo 57Fe deve ser aumentado para cerca de 50%.
    1. Pegue um cadinho de vidro de quartzo (forma cilíndrica com um diâmetro de 15 mm), cobrir suas paredes internas com nitreto de boro para evitar a possível contaminação do conteúdo por Si das paredes e inserir 0,4050 g de altamente enriquecido 57Fe (~ 95%) e 0,5267 g de padrão eletrolítico puro ferro (99.95% de pureza) para este cadinho. A massa total da mistura é de 0,9317 g e garante o enriquecimento isotópico de ca. 50% 57Fe.
      Nota: Por causa do alto preço do isótopo estável 57Fe, otimize sua quantia para a menor massa possível. Cerca de 500 mg de 57Fe deve ser suficiente para garantir que o peso total do degelo de aproximadamente 1,5 g. Este é o baixo limite tecnológico do equipamento de preparação.
    2. Adicione 0,3245 g de Co eletrolítico (99,85%), 0,0184 g de Cu (99,8%), 0,2222 g de Mo (99,95%) e 0,0470 g de B cristalina (99,95%) para o mesmo cadinho de vidro de quartzo. A massa total da mistura é de 1,5438 g e a composição pretendida do pó é (Fe3Co1)76Mo8Cu1B15.
    3. Derreta a mistura Obtida de materiais padrão eletrolítico por aquecimento indutivo em um cadinho de vidro de quartzo sob atmosfera de argônio (4N8) protetora para evitar a oxidação e usar um campo de radiofrequência de 90-120 kHz.
      Nota: O campo de radiofrequência garante a mistura dos componentes individuais no cadinho. Suas receitas mistura mais com a ajuda de redemoinhos quando um derretimento é formado. Permita tempo suficiente para a mistura de pó de derreter e formar um líquido. Inspeção visual é suficiente, não há nenhuma necessidade de medir a temperatura do líquido resultante.
    4. Remova o lingote pequeno obtido do cadinho. Verifique visualmente a ocorrência de qualquer vestígios de manchas de escória em sua superfície. Se estiver presente, removê-los pelo polimento mecânico.
  2. Preparação da amostra em forma de fita
    1. Use um aparelho para fundição de fluxo planar. Um exemplo de tal dispositivo é mostrado na Figura 1.
      Nota: O derretimento dentro de um tubo de quartzo é expelido pelo fluxo de Ar sobre uma roda de resfriamento que gira no ar. Não há nenhuma necessidade para condições atmosféricas especiais sob as quais a roda de resfriamento é operado (por exemplo, vácuo ou gás inerte ambiente) para essa composição do degelo.
    2. Devido ao pequeno peso do lingote (~1.5 g), escolha um tubo de quartzo com um bico que possui um orifício redondo de 0,8 mm de diâmetro. Colocar o lingote dentro e derretê-lo usando o aquecimento indutivo. Manter a temperatura de derretimento a 1.280-1.295 ° C.
    3. Ajuste a velocidade de superfície da roda de refrigeração a 40 m/s.
    4. Converter o degelo após a têmpera rotativo sob as condições do ambiente, ou seja, no ar.
      Nota: A faixa resultante é aproximadamente 1,5-2 mm de largura, 25-27 µm de espessura e 5 m de comprimento. O lado do ar da faixa de opções, que foi exposta durante a produção para a atmosfera do ar circundante, é opticamente brilhante (lustroso) enquanto o lado oposto da roda, que estava em contato direto com a roda de resfriamento, é esteira (chata). Estas qualidades sutis fita resultam da baixa massa do degelo. Assim, é importante verificar a composição química final da faixa produzida como extinto devido as baixas entradas massas dos elementos individuais.
  3. Verificação da composição química final da faixa de opções
    1. Preparar vários (até cinco) peças curtas da faixa de opções, cada uma com uma massa de aproximadamente 0,70 mg. escolheu de diferentes partes da fita produzida ao longo de seu comprimento.
    2. Dissolver cada pedaço de fita em 1 mL de concentrado (67%) Ácido de3 HNO e encha com água até atingir o volume total de 50 mL da solução.
    3. Determine o teor de Mo e B por espectrometria de emissão óptica com plasma indutivamente acoplado (ICP-OES). Use o método de calibração externa, conforme previsto no manual do instrumento. Gravar os sinais com os seguintes comprimentos de onda: Mo no 203.844 nm e 204,598 nm e B a 249.773 nm.
    4. Determine o teor de Fe, Co e Cu por espectrometria de absorção atómica de chama (F AAS). Use o método de calibração externa prevista no manual do instrumento e selecione estes comprimentos de onda: Fe no 248.3 nm, Co 240,7 nm e Cu no 324.7 nm.
  4. Caracterização estrutural das fitas produzidas
    1. Verificar a natureza amorfa das fitas produzidas por meio de difração de raios x (XRD) em geometria Bragg-Brentano; Use o ânodo de Cu com um comprimento de onda de 0.154056 nm, registro o padrão de difração de 20-100° de 2Θ com um passo angular de 0,05 ° e aquisição de tempo de 20 s para um ponto.
      Nota: O XRD diffractogram de uma amostra amorfa é caracterizada por picos de ampla reflexão, como as mostradas na Figura 2. Não há linhas estreitas que indicam a presença de cristalitos devem estar presentes.
    2. Prepare-se pequenos pedaços das fitas produzidas com uma massa total de cerca de 3-5 mg e colocá-los em um cadinho de grafite de um equipamento de DSC.
      Nota: Pequenos pedaços de cerca de 2 mm de comprimento podem ser cortados da faixa de opções por tesoura.
    3. Realizar o experimento de DSC com uma rampa de temperatura de 10 K/min em uma faixa de temperatura de 50-700 ° C, sob atmosfera de Ar.
    4. Determine a temperatura de início da cristalização Tx1, que é tomado da dobra do pico mais pronunciado na curva de DSC.
      Nota: A temperatura de início da cristalização Tx1 é indicada na Figura 3 por uma flecha.
    5. Escolheu cinco temperaturas de recozimento que cobrem as duas regiões pré-cristalização e cristalização sobre o DSC para mais ex situ recozimento.
      Nota: No nosso caso, temperaturas adequadas são 370, 410, 450, 510 e 550 ° C, conforme mostrado na Figura 3.
  5. Ex situ recozimento
    1. Prepare-se cinco grupos de ~ partes longas de 7 cm (comprimento total) da faixa de opções como-saciada. As fitas individuais devem ser pelo menos 1 cm de comprimento.
    2. Para ex situ recozimento, use um forno (Figura 4). Configurar a temperatura do destino e esperar 15 minutos para sua estabilização.
      Nota: O projeto de forno garante tempos de início mínima para recozimento isotérmico. Este forno é composto por duas partes: superior e inferior redondo enormes blocos de cobre niquelados que atuam como um homogeneizador de temperatura. Tiras de Kanthal A aquecer os blocos com alta dinâmica de regulação da temperatura e estabilização. A temperatura do destino é determinado na etapa 1.4.5.
    3. Insira pedaços da fita na zona evacuada e termicamente estáveis. Para fazer isso, abra uma abertura de 7-10 mm entre os dois blocos e deslizar as fitas diretamente para o centro da zona aquecida.
    4. A lacuna imediatamente. Desta forma, a temperatura da amostra atinge a temperatura do forno em menos de 5 s dentro de uma diferença de 0,1 K.
    5. Execute o recozimento em 370, 410, 450, 510 e 550 ° C por 30 min sob vácuo para evitar a oxidação da superfície.
    6. Após recozimento, retire as fitas aquecidas e colocá-los em uma carcaça fria dentro do sistema de vácuo. Isso garante o resfriamento rápido das amostras à temperatura ambiente.
      Nota: Tratamento térmico das fitas como extinto induz mudanças estruturais que eventualmente levam a cristalização do material originalmente amorfo.

2. métodos de investigação

  1. Espectrometria de Mössbauer
    Nota: O uso do ferro, enriquecido a cerca de 50% em 57Fe para a produção do MG estudado garante tempos de aquisição suficientemente curto para em situ experimentos NFS. Por outro lado, a espessura efetiva das fitas é significativamente maior. Isto coloca questões relacionadas com a altíssima alargamento das linhas espectrais de absorção Mössbauer gravadas em um experimento de geometria de transmissão convencional. É por isso que devem ser consideradas técnicas de superfície sensíveis da espectrometria de Mössbauer. Ou seja, espectrometria de Mössbauer de elétrons de conversão (CEMS) e espectrometria de Mössbauer de raio-x de conversão (CXMS) podem ser aplicados. Enquanto CEMS examina subsuperficiais regiões à profundidade de cerca de 200 nm, CXMS fornece informações de áreas mais profundas que se estendem para baixo sobre a 5-10 µm.
    1. Preparar as amostras para experimentos CEMS/CXMS; usar de 6 a 8 pedaços de ~ fitas longas de 1 cm para uma amostra.
    2. Anexar a fitas lado a lado para um suporte de alumínio para formar uma área compacta de cerca de 1 x 1 cm2; Use fita adesiva sobre as extremidades das fitas; todas as fitas devem ser colocadas com seus lados de ar para cima.
      Nota: Certifique-se que há um contato elétrico entre as fitas e o titular e que a parte central da amostra (cerca de 8 x 10 mm2) é limpa de qualquer contaminação da superfície, por exemplo, restos de fita adesiva.
    3. Encaixe o suporte de alumínio com a amostra do detector CEMS/CXMS.
    4. Antes da medição, Lave cuidadosamente o volume interior do detector com um fluxo do gás deteção de expulsar todo o ar residual. Permitir que 10-15 min realizar este procedimento.
    5. Ajuste o fluxo de gás através do detector por uma válvula de agulha para 3 mL/min.
    6. Conectar uma alta tensão para o detector: um valor típico é aproximadamente 1.2 kV para CEMS e cerca de 200 V superior para CXMS.
    7. Recorde o CEMS e espectros de Mössbauer CXMS usando um espectrômetro de aceleração constante, equipado com uma fonte radioativa de Co/Rh de 57. Opere o espectrômetro com um detector de gás à temperatura de acordo com o manual.
    8. Realizar a detecção de elétrons de conversão e raios-x por um detector de gás cheio com um + CH4 e mistura de gás de Ar + CH4 , respectivamente. Manter a quantidade de CH4 a 10% em ambos os casos.
    9. Repita as etapas 2.1.2 a 2.1.8 para o lado da roda das fitas investigadas.
    10. Execute a calibração de velocidade14 do aparelho usando uma folha fina de α-Fe (12,5 µm).
    11. Avaliar os espectros CEMS/CXMS; Cite o isômero obtido valores de deslocamento em relação a um espectro de Mössbauer temperatura da película de α-Fe de calibração.
      Nota: Os obtidos espectros de Mössbauer podem ser avaliados por qualquer código de encaixe apropriado, por exemplo pelo software Confit24.
  2. NFS
    1. Realizar os experimentos NFS usando uma trajetória adequada ressonância nuclear em um síncrotron. Uma opção possível: ID 18 no Europeu radiação síncrotron Facility (ESRF), em Grenoble, França. 25
    2. Sintonizar a energia do feixe de fótons a 14.413 keV com uma largura de banda de ~ 1 meV.
    3. Coloque um aproximadamente 6 mm longa fita de MG o investigado em um forno a vácuo.
    4. Recorde o domínio do tempo NFS padrões durante o aquecimento contínuo da amostra a uma temperatura de até 700 ° C, com uma rampa de 10 K/min. uso 1-min tempo intervalos para aquisição de dados experimentais durante o inteiro em situ processo de recozimento.
      Nota: A geometria de transmissão da experiência NFS garante que informações sobre interações hyperfine são obtidas em massa da amostra.
    5. Avalie os dados experimentais de NFS usando um software apropriado (por exemplo, www.nrixs.com).
      Nota: Durante o experimento em situ , tipicamente até 100 padrões de tempo-domínio NFS são registrados. Durante a sua avaliação pelo pacote de software do CONUSS26,27, considere a aplicação de um software livre especial chamado Hubert que pode avaliar tais quantidades enormes de dados em um modo semiautomático de28.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Representative Results

O padrão XRD na Figura 2 exibe picos de difração inexpressivo amplo. O observados reflexões demonstram que a fita produzida da (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 MG é XRD amorfo.

Devido à sua sensibilidade, XRD tem algumas limitações no desvelamento cristalização de superfície. A presença de cristalitos no montante de menos de cerca de 2-3% do MG não é crítica. Assim, o termo 'XRD amorfo' às vezes é usado.

A diminuição inicial do DSC gravado na Figura 3 é causada pelo relaxamento estrutural do MG como extinto, que se realiza durante o tratamento térmico a uma temperatura moderada até ~ 400 ° C. A seguinte pronuncia-se diminuição do sinal DSC corresponde à primeira etapa de cristalização. A temperatura de início da cristalização é cerca de 400 ° C com a rampa de 10 K/min. As temperaturas selecionadas de recozimento são indicadas por círculos sólidos.

Bem as posições dos átomos de ferro ressonante em um reticulado cristalino, que exibem simetria de tradução de ordem de longo alcance sobre várias constantes de treliça, fornecem linhas espectrais estreitas em espectros de Mössbauer correspondentes. Eles apresentam valores discretos dos parâmetros espectrais que são exclusivos para arranjos estruturais individuais e, dessa forma, eles agem como as impressões digitais para a identificação das fases cristalinas diferentes.

Por outro lado, não equivalente posições atômicas em materiais amorfos desordenadas causam alargamento das linhas espectrais. Assim, os parâmetros espectrais associados apresentam as distribuições de seus respectivos valores. Distribuições dos parâmetros espectrais hyperfine fornecem informações sobre a ordem Short-Range, ou seja, o local arranjo atômico dos átomos ressonantes. Por conseguinte, espectrometria de Mössbauer permite identificação directa do tipo de arranjo estrutural, especificamente, cristalina (CR) versus amorfo (AM), conforme mostrado na Figura 5.

Estreitas e amplas linhas espectrais ocorrem em espectros de Mössbauer NCA que são obtidos de MGs por tratamento térmico. Além disso, o tipo de interações hyperfine incluindo quadrupolo dividindo (Δ) de um dubleto hyperfine magnético campos e (B) um sexteto de pode distinguir entre as amostras não-magnético e magnéticas, respectivamente. No caso de amostras amorfas, obtêm-se as distribuições correspondentes, P(Δ) e P(B).

Em geral, regiões amorfas nas amostras investigadas podem ser de origem magnética ou paramagnética. Eles são modelados por distribuições de hyperfine magnético campos P(B) e distribuições de quadrupolo dividindo P(Δ), respectivamente. No nosso caso, o estado como extinto (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 MG é magnético, mas regiões paramagnéticos evoluem dentro da matrix magnética depois do tratamento térmico moderado (até o início da cristalização).

Após o início da cristalização, recém-formado nanocrystallites emergir na matriz amorfa residual. O último mostra as mesmas características como no extinto-como estado, ou seja, a presença de regiões magnéticas e não magnéticos. Além disso, os átomos que estão localizados nas superfícies da exposição nanograins perturbado simetria. De um lado, eles experimentam uma ordem perfeita de um reticulado cristalino; do outro lado, eles estão em contato com a matriz amorfa desordenada. Consequentemente, estes átomos formam uma espécie de interface entre o resto amorfo e os cristalitos. Assim, eles foram modelados por uma distribuição adicional de hyperfine magnético campos P(B) porque este componente é altamente magnética29.

O trabalhador assalariado encaixe software24 constrói as distribuições como uma convolução do Sexteto determinante ou gibão de Lorentzian linhas (com uma largura de linha Mössbauer de 0.195 mm/s) com Gaussians. Nós usamos Gaussians até três para dar conta a assimetria observada dos espectros. Turno do isômero, hyperfine magnético, ou quadrupolo dividindo bem como a área do Sexteto determinante ou dubleto eram parâmetros cabidos. Intensidades de linha dand 2 e as 5 linhas deth das sextetos foram equipadas e a relação de intensidade de linha das linhas (1+6):(3+4) foi corrigido para 3:1. As larguras (desvios-padrão), a distribuição de Gauss individuais foram equipadas.

Em todos os espectros de Mössbauer, a presença de apenas o magneticamente dividir componentes cristalinos foi observada. Eles foram equipados com sextetos individuais de Lorentzian linhas. Os cabido parâmetros incluídos isômero shift, hyperfine magnético campo, largura da linha, intensidade do 2nd e as 5 linhas deth e a área do componente. Relação de intensidade de linha das linhas (1+6):(3+4) foi corrigido para 3:1.

Em alguns espectros, como muitos como seis sextetos individuais foram usados. Aqui, dois sextetos foram atribuídos aos óxidos magnéticos. Usamos para representar o recém-formado nanograins nas amostras recozidas sextetos até quatro. A fase cristalina correspondente é a de bcc-Fe, Co, no qual o Co substitui Fe em alguns locais da estrutura. Levando em consideração a distribuição binomial do número mais provável de Co mais próximos vizinhos, até quatro sextetos foram usados para modelar esta situação também depende o conteúdo total de cristalino nas amostras recozidas individuais.

Espectros CEMS retirados as regiões perto de superfície (para a profundidade de cerca de 200 nm) refletem o arranjo estrutural que foi induzido por um recozimento de 30 min à temperatura escolhida. Espectros CEMS retirados os ar e roda os lados das fitas à temperatura ambiente são mostrados na Figura 6.

Espectros CXMS que ilustram o arranjo estrutural da MG investigada em regiões mais profundas de subsuperfície (para baixo a aproximadamente 5-10 µm) são mostrados na Figura 7.

Áreas relativas dos componentes espectrais correspondentes às fases cristalinas são plotadas em função da temperatura na Figura 8 do recozimento como derivado de ambos os métodos.

Linhas estreitas bem distintos do Mössbauer na Figura 6 e Figura 7 indicam a formação de bcc-Fe, grãos cristalinos de Co que aparecem após recozimento a 410 ° C. Com a crescente temperatura do recozimento, sua quantidade aumenta progressivamente conforme mostrado na Figura 8. São identificadas em perto de camadas superficiais por CEMS, bem como em regiões mais profundas por CXMS.

Vestígios de Mössbauer estreita linhas revelam-se também após a baixa temperatura do recozimento e mesmo no estado como extinto, ou seja, ao volante do lado (ver Figura 6b e Figura 7b). Eles pertencem a óxidos de Fe dos produtos de corrosão. Durante o processo de produção, um ar úmido está preso entre o derretimento e a roda de resfriamento. Imediatamente, a umidade evapora e forma bolsões de ar no interior dos quais a corrosão pode ser iniciado. O sinal de Mössbauer deste componente é muito fraco e após recozimento em temperaturas mais altas é sobreposto com o do emergente bcc-Fe, Co nanocristais. Vale ressaltar que a identificação dos produtos de corrosão foi habilitada principalmente devido ao alto teor de 57Fe nestas amostras. Deve um ferro natural ser usado para a sua produção, este componente espectral que não foram detectado. A este respeito, espectrometria de Mössbauer é mais sensível para a identificação das fases cristalinas contendo ferro que por exemplo, XRD.

Note-se que linhas estreitas Mössbauer, que indicam a presença de nanocrystallites, distinguem-se bem após recozimento a 410 ° C. No entanto, vestígios destas linhas também são revelados após recozimento a 370 ° C, que é uma temperatura mais baixa do que Tx1 sugerida por DSC. São mais pronunciados no lado ar onde as condições de resfriamento não são tão eficazes como do lado da roda. Assim, a cristalização começou nesta superfície das fitas.

Espectros de Mössbauer de bcc-Fe, fase cristalina Co foram avaliados usando quatro estreitos sextetos marcados como Co0, Co1, Co2 e Co3. Eles representam as posições de Fe com zero, um, dois e três Co mais próximo de vizinhos, correspondentemente. Os campos magnéticos hyperfine obtidos são mostrados na Figura 9. Com o crescente número de átomos de Co, hyperfine magnético campos em locais Fe aumentar. Eles foram em média, todas as temperaturas de recozimento para métodos individuais, ou seja, CEMS e CXMS aplicada a ambos os lados das fitas. Finalmente, obteve-se a média dos quatro valores parciais. Os resultante hyperfine magnético campos são plotados na Figura 9a.

A evolução dos campos hyperfine magnético, que correspondem a um número diferente de Co mais próximo de vizinhos, é plotada na Figura 9b contra a temperatura do recozimento. Eles estão espalhados em torno dos valores médios retirados Figura 9a. Observam-se desvios notáveis para Co0 e Co2 a baixas temperaturas de recozimento. Vale ressaltar que o componente Co2 apareceu mesmo após recozimento a 370 ° C. Isto indica que bcc-Fe, Co, nanocristais começam a crescer já a esta temperatura. Os campos magnéticos associados hyperfine divergem a partir da média, principalmente devido aos efeitos de tamanho dos grãos recém formados. Este componente espectral foi identificado como o único devido à sua maior probabilidade em uma distribuição binomial.

Após recozimento a 410 ° C, a cristalização da superfície da faixa de opções está bem documentada (ver também Figura 8). Os componentes espectrais correspondentes exposição estável hyperfine magnético campos exceto um - Co0. Posições de Fe com zero Co mais próximo vizinhos só começam a aparecer porque a sua probabilidade é relativamente baixa (probabilidade de Co0 é 0,09%, enquanto a de Co2 é 0,31). Consequentemente, os seus valores de campo magnético hyperfine também são afetadas.

Ex situ Espectrometria de Mössbauer é um método adequado para identificar o tipo de cristalino phase(s) produzido por tratamento térmico de um MG como extinto. Além disso, porque ele investiga as interações hyperfine pode distinguir entre sites de malha com um número diferente de átomos de substituição.

Dispersão de ressonância nuclear pode ser efetivamente realizado com radiação síncrotron apresentando extremamente alto brilho e energia ajustáveis30. A escolha da energia apropriada que corresponda com a separação dos níveis nucleares em 57Fe permite o envolvimento de NFS para muitos estudos experimentais em pesquisa de materiais31. Na verdade, esta técnica pode ser considerada análoga à espectrometria de Mössbauer32.

Pulsos de radiação síncrotron, com uma duração típica de ~ 50 ps fornecem fótons com uma largura de banda de vários meV. Porque interações hyperfine são da ordem de vários neV, tal um pulso excita simultaneamente todas as transições possíveis entre os níveis nucleares. Deexcitation consequente fótons são coerentes e interferem com o outro. Em contraste, na espectrometria de Mössbauer convencional tanto a excitação e a deexcitation são ativados sequencialmente quando a única energia de fótons liberada de uma fonte radioativa é modulada através do efeito Doppler para a energia requerida. A interferência de fótons é desenhada esquematicamente na Figura 10.

Padrões de tempo-domínio do NFS representam parcelas do número de fótons emitidos pela amostra em função de um tempo de atraso. O último é um intervalo de tempo de excitação de níveis nucleares com um pulso de radiação síncrotron até a detecção de estas 'atraso' fótons.

Dependendo da temperatura de medição, distinguem-se três regiões de temperatura separado. Consequentemente, nós empregamos três modelos que levam em consideração a evolução da temperatura das interações hyperfine de encaixe e que acompanha as transformações estruturais nas regiões individual da temperatura.

Na primeira região que compreende a baixas temperaturas até o ponto de Curie, o investigado MG é amorfo e exibe interacções magnéticas. O modelo físico correspondente consistia de duas distribuições de hyperfine magnético campos. Eles foram designados para dois tipos de disposições de ordem Short-Range (SRO) representando regiões amorfas com bastante elevado (~ 22 T) e baixa (~ 8 T) média hyperfine magnético campos (à temperatura ambiente). Valores dos campos magnéticos hyperfine média correspondente a ambas as distribuições foram equipados. Contribuições relativas de ambos os componentes foram instaladas somente no padrão NFS-no domínio do tempo, que foi gravado em temperatura ambiente. Para o aumento da temperatura dos experimentos em situ , sua proporção relativa foi mantida fixa.

No segundo, ou seja, região de temperatura intermediária entre o ponto de Curie e o início da cristalização do primeiro, o investigado MG é ainda amorfo mas já paramagnético. A estrutura resultante é modelada por uma distribuição simples de divisão de quadrupolo. Assim, somente o valor médio foi montado.

Após o início da primeira cristalização, ou seja, na região de alta temperatura, a formação do bcc-Fe, Co nanograins começa. Eles são incorporados numa matriz amorfa residual que é paramagnético devido a consideravelmente alta temperatura do experimento. Por conseguinte, o terceiro modelo de encaixe consistia de uma distribuição de quadrupolo divisão que era a mesma, como no caso anterior. A presença de nanograins foi contabilizada por quatro componentes magnéticos adicionais com valores exclusivos de hyperfine magnético campos (ou seja, não distribuído). Respectivas fracções relativas foram derivadas de uma distribuição binomial do Co mais próximo vizinhos semelhantes como é o caso da espectrometria de Mössbauer convencional. A contribuição de outros cristalitos não foi identificada na maior parte da amostra, e isto é porque não há componentes adicionais magnéticos eram necessários. Os cabido parâmetros incluídos contribuição relativa de fase nanocristalina e a matriz residual amorfa, a divisão de quadrupolo médio da última fase e quatro valores de campos magnéticos de hyperfine atribuídos ao indivíduo cristalográfica sites. As evoluções de temperatura obtidos dos parâmetros cabidos são apresentadas nas figuras separadas abaixo para todas as três regiões.

Antes de avaliar os dados experimentais, cinco pontos adjacentes foram somados para aumentar a intensidade contada e assim, melhorar a relação sinal-ruído. Considerando que o tempo de resolução do detector diodo avalanche usados foto é maior que 0.1 ns, tal tratamento de dados causado diminuição da resolução do detector de cerca 0,5 ns, que ainda é satisfatória para a determinação de parâmetros hyperfine. Além disso, o detector utilizado apresenta taxa de contagem de fundo insignificante em comparação com o sinal NFS. Consequentemente, o parâmetro de fundo foi mantido em zero durante o procedimento de avaliação.

Foram realizados os experimentos NFS durante o contínuo aumento da temperatura que estava subindo a uma taxa de 10 K/min. A aquisição dos dados também foi contínua, e os padrões de tempo-domínio do NFS foram armazenados no final de cada minuto. Durante um experimento, foram coletadas várias dezenas de registros individuais de tempo-domínio NFS. Desta forma, um progresso de transformações estruturais que estão ocorrendo a granel toda de MG o investigado pode ser seguido em situ respeito o tempo e/ou temperatura.

Exemplos de padrões de tempo-domínio NFS individuais são mostrados na Figura 11 , onde os dados experimentais (completo pontos com erros) e teoricamente calculadas curvas (linhas sólidas) são dadas. O último foram avaliado usando encaixe diferentes modelos para intervalos de temperatura diferentes, conforme descrito acima. Observe que o y-Axes são dadas em escala logarítmica. Assim, mesmo pequenos desvios entre os pontos experimentais e as curvas teoricamente calculadas visualmente são reforçados. No entanto, devido as contagens bastante baixas, sobretudo nas regiões de atraso de tempo mais longos, onde também algumas diferenças ocorrem, seu efeito sobre as interações hyperfine resultante é insignificante.

Todos os padrões NFS são apresentados na Figura 12 por trama do contorno. Tempo atrasado de fótons ressonantemente dispersados constitui a abscissa e a temperatura de aquecimento durante a aquisição de experiência de dados NFS é dada no eixo y. As intensidades dos registros são codificadas por cores em escala logarítmica.

Óbvios desvios nas formas de registros NFS na Figura 11 e Figura 12 indicam claramente as alterações nas interações hyperfine observadas em determinadas temperaturas. A temperatura de Curie TC corresponde a transição de ferromagnéticos paramagnético Convénio a mg estudados. É uma fase de transição de segunda ordem. Do ponto de vista estrutural, no entanto, o sistema é ainda amorfo.

Uma mudança dramática nas formas de registros de domínio do tempo NFS no Tx1 refere-se ao aparecimento de cristalização quando nanocrystallites emergem da matriz amorfa. Esta transformação estrutural é acompanhada pelo re-aparecimento de interações hyperfine magnético. Eles são estabelecidos entre o recém-formado bcc-Fe, Co nanograins. Mesmo com a temperatura crescente da experiência, a ordem ferromagnética sobrevive.

A evolução dos campos magnéticos de hyperfine nos nanocristais e sua quantidade relativa com temperatura são mostradas na Figura 13a e Figura 13b, respectivamente. Observe que, devido à alta sensibilidade do NFS, a presença de um número diferente de átomos de Co que são incorporadas a bcc lattice como os vizinhos mais próximos dos átomos de Fe pode ser distinguida através de diferenças em seus campos magnéticos de hyperfine. Eles são denotados como Co0 a Co3 na Figura 13 e correspondem a zero, um, dois e três Co mais próximo de vizinhos.

Valores bastante pequenos hyperfine campos magnéticos que são observados na Figura 13a no início da cristalização são devido ao efeito do tamanho de grãos cristalinos a evoluir. O retículo adquire gradualmente sua ordem final, que também determina os hyperfine magnético campos correspondentes. Depois de atingir a temperatura de aproximadamente 500 ° C, este último está estabilizado e seus valores são regidos exclusivamente pelas variações de temperatura. A diminuição lenta quase imperceptível de hyperfine magnético campos com aumento de temperatura do experimento sugere um valor bastante elevado da temperatura de Curie da fase cristalina recém-formado.

O número de nanocristais aumenta progressivamente para T > Tx1 conforme demonstrado na Figura 13b. A evolução da temperatura dos componentes individuais de montagem também é exibida. Neste caso, o tamanho dos símbolos é maior do que o intervalo de erro correspondente. Vale ressaltar que os componentes denotados como Co0 e Co3 apresentam valores muito semelhantes. Isso é causado por baixas probabilidades de zero e três Co mais próximo de vizinhos como derivado da distribuição binomial associada.

O desenvolvimento da temperatura de hyperfine magnético e de quadrupolo elétrico interações dentro da matrix amorfa é demonstrado na Figura 14. Na região de baixa temperatura onde T < TC, uma temperatura esperada conduzido diminuição hyperfine campos de ambos os componentes de avaliação é observada na Figura 14a. Aqui, o modelo de montagem consiste de duas distribuições de hyperfine magnético campos.

A MG inteira é amorfa, embora não-magnético, até o início da cristalização no Tx1. Depois disso, os grãos nanocristalina surgem mas a matriz amorfa residual é ainda não-magnético. Consequentemente, a parte amorfa da liga é reproduzida por uma distribuição de quadrupolo divisão e os valores médios obtidos são plotados na Figura 14b contra temperatura. Uma abrupta mudança neste parâmetro é vista perto Tx1. O último foi determinado como um ponto de inflexão da curva.

A evolução do número total de contagens (áreas) dos padrões individuais no domínio do tempo NFS com relação a temperatura do experimento em situ NFS é mostrada na Figura 15. Pode ser usada para a caracterização do sistema investigado, mesmo sem qualquer necessidade de uma avaliação precisa dos parâmetros individuais. Podem ser identificadas três regiões bem distintos. Eles são separados pela características temperaturas TC e Tx1. Observe que a TC, o sinal NFS quase desapareceu.

A diminuição inicial da contagem total em direção TC reflete a redução de temperatura de hyperfine magnético campos na fase amorfa. Consequentemente, o Sexteto originalmente bem resolvido, que é observado no domínio da energia, recolhe-se eventualmente a TC até mal resolvido amplo single-linha sinal, ou seja, quando as interações dipolares magnéticas desaparecem completamente. No domínio do tempo, os fótons absorvidos e re-emitidos interferem após o pulso de excitação. Porque a energia e os domínios de tempo são acoplados através da transformação de Fourier, algumas consequências devem ser consideradas. Por exemplo, as grandes linhas do domínio da energia são representadas por decaindo rapidamente o sinal no domínio do tempo e vice-versa. Assim, a TC o sinal de tempo é espremido em um intervalo de tempo muito estreita logo após o pulso de excitação, como demonstrado pelo padrão superior na Figura 11b. Aqui, os dados experimentais pertinentes são vistos apenas durante os primeiros 40 ns. A possível evolução do sinal para tempos mais longos de tempo é documentada somente pela curva calculada teoricamente.

Note-se que todos os padrões de domínio do tempo começam apenas 20 ns após o pulso de excitação. Isto é devido ao número extremamente elevado de prompt e fótons retardados que podem danificar seriamente os detectores utilizados. É por isso os detectores são bloqueados eletronicamente e não registrar os fótons recebidos durante a inicial 20 ns. No entanto, após a transição para o estado paramagnético, as interações hyperfine qualitativamente novo emergem que fornecem linhas bastante estreitas no domínio da energia e, assim, o sinal de tempo-domínio correspondente decai mais lentamente. Como resultado, padrões de batida bem estabelecida quântica aparecem como mostrado pelo padrão inferior na Figura 11b e o número total de contagens na Figura 15 aumentou dramaticamente.

A subsequente queda de contagens (ou seja, após Tx1) pode ser atribuída principalmente à formação de nanocrystallites que são fortemente ferromagnéticas apresentando dipolares magnéticas interações. O domínio do tempo correspondente padrões são representados por muitas batidas de alta frequência que, no entanto, abrangem uma área mais baixa do que aqueles de uma fase ainda parcialmente amorfa (ver Figura 11 c).

Depois de atingir a temperatura de destino de 700 ° C, o experimento NFS continuou com o tempo de permanência durante 10 minutos a esta temperatura e resfriamento subsequente. Os padrões de domínio do tempo gravados são mostrados na Figura 16 no que diz respeito o tempo de experiência. Dentro da região isotérmica, a forma dos padrões de tempo-domínio NFS não altera substancialmente. Observa-se apenas um moderado aumento da intensidade de alguns picos. Isto é atribuído à evolução dos grãos cristalinos que crescem com o tempo. Consequentemente, suas interações hyperfine correspondente aumento de intensidade, que é claramente vista na região isotérmica na Figura 16.

Durante o resfriamento, os picos NFS avançar para as suas posições finais que são esperadas em temperatura ambiente. Ao mesmo tempo, sua intensidade, também aumenta devido ao aumento da probabilidade do efeito de ressonância com a diminuição da temperatura. Estas mudanças podem ser vistas após a 10 min deth do experimento na metade superior da Figura 16 (ou seja, a região de arrefecimento).

Figure 1
Figura 1: aparelho para fundição de fluxo planares. (a) diagrama esquemático diagrama e (b) foto de um dispositivo real. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 2
Figura 2: XRD de como-extinto (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 vidro metálico. Amplos inexpressivo reflexões indicam que a faixa de opções é XRD amorfo. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 3
Figura 3: Registro de DSC do como-extinto (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 vidro metálico. Círculos sólidos indicam a temperatura pretendida do recozimento; a temperatura de início da cristalização Tx1 é marcada com a seta. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 4
Figura 4: aparelhos para ex situ tratamento térmico das fitas vidro metálico como saciada. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 5
Figura 5: espectros de Mössbauer modelo. Materiais cristalinos (CR) exibem Mössbauer linhas estreitas (à esquerda) que fornecem valores discretos de interações hyperfine (à direita). Materiais amorfos de (AM) são caracterizados por grandes linhas (médio) e distribuições de P(Δ) não-magnético e interacções magnéticas de hyperfine P(B). Esta figura foi modificada [23]. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 6
Figura 6: Espectro CEMS da (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 vidro metálico. Espectros foram retirados (um) o lado ar e (b), a roda das fitas recozido nas temperaturas indicadas (AQ = como extinto). Linhas de espectro de Mössbauer correspondente às fases cristalinas são plotadas em azul (Cco-Fe, Co) e verde (óxidos de Fe). Esta figura foi modificada [23]. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 7
Figura 7: Espectros CXMS do (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 vidro metálico. Espectros foram retirados (um) o lado ar e (b), a roda das fitas recozido nas temperaturas indicadas (AQ = como extinto). Linhas de espectro de Mössbauer correspondente às fases cristalinas são plotadas em azul (Cco-Fe, Co) e verde (óxidos de Fe). Esta figura foi modificada [23]. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 8
Figura 8: áreas relativas dos componentes espectrais em função da temperatura de recozimento a Mössbauer. Componentes correspondem ao Fe-óxido (círculos) e bcc-Fe, Co (quadrados). Eles eram CEMS derivada de (um) e (b) CXMS espectros do (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 metálico vidro retirado à ar (símbolos completo) e roda (símbolos aberto) do (fitas AQ = como extinto). Esta figura foi modificada [23]. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 9
Figura 9: Hyperfine magnético campos do componente cristalino. Hyperfine magnético campos espectros de CEMS (símbolos vermelhos) e CXMS (símbolos azul) da (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 vidro metálico plotados contra (um) número de Co mais próximo de vizinhos em bcc lattice e (b) temperatura de recozimento. Espectros foram tirados do lado do ar (símbolos completo) e lado da roda (símbolos abertos). Valores médios dos campos hyperfine são plotados por símbolos verdes e tracejados linhas. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 10
Figura 10: comparação dos espectros de Mössbauer e padrões de tempo-domínio NFS. Gravação sequencial de transições nucleares entre dá (médio) de divisão nuclear níveis subir para espectros Mössbauer (à esquerda) no domínio de energia. Durante a excitação simultânea por um único pulso de radiação síncrotron incidente, os fótons subsequentes de excitação de energias diferentes interferem e fornecem um padrão de tempo-domínio do NFS (à direita). O efeito das interações hyperfine magnéticos e não magnéticos também é comparado. Esta figura foi modificada [23]. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 11
Figura 11: Exemplos de padrões de tempo-domínio selecionados NFS da (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 vidro metálico. Experimentais dados plotados por símbolos completo (incluindo o intervalo de erro) são refinados por curvas teoricamente calculadas (linhas sólidas). Dados NFS foram tirados nas temperaturas indicadas e incluem intervalos de temperatura diferentes: (a) abaixo do ponto Curie, (b) entre o ponto de Curie e o início da cristalização e (c) Além do início da cristalização. Esta figura foi modificada [23]. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 12
Figura 12: Trama de contorno dos padrões de tempo-domínio NFS da (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 vidro metálico tidas em situ experimento temperatura. Temperaturas de transição, incluindo o ponto de Curie (TC) e o início da cristalização (Tx1) dividem o intervalo de temperatura todo em três intervalos distintos. Esta figura foi modificada [23]. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 13
Figura 13: NFS em situ experimentar o (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 vidro metálico. Parâmetros dos padrões de domínio do tempo que correspondem à fase cristalina plotagem contra a temperatura de medição: (um) hyperfine magnético campos e áreas de relativo (b) de sites específicos de atômicas em bcc-Fe, retículo Co Apresentando 0 , 1, 2 e 3 Co mais próximo de vizinhos de átomos de Fe. Esta figura foi modificada [21] com a permissão do proprietário PCCP sociedades. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 14
Figura 14: NFS em situ experimentar o (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 vidro metálico. Hyperfine parâmetros da matriz amorfa residual plotagem contra temperatura de medição: (a) média hyperfine magnético campos e (b) médio quadrupolo dividindo. Os parâmetros foram refinados por modelos de encaixe específico aplicados para regiões de temperatura diferentes. Temperatura de início da cristalização (Tx1) é marcada com uma seta. Esta figura foi modificada [23]. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 15
Figura 15: NFS em situ experimentar o (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 vidro metálico. Área total de padrões de tempo-domínio NFS plotados contra temperatura de medição. Temperatura distinta transições são rotuladas com TC (ponto Curie) e Tx1 (início da cristalização) e marcadas com setas. © Marcel B. Miglierini 2017 e Vít Procházka adaptado da ref. [22]; publicado originalmente sob CC BY-NC 4.0 licença. Disponível a partir de: DOI: 10.5772/66869. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 16
Figura 16: trama do contorno dos padrões de tempo-domínio NFS da (Fe2,85Co1)77Mo8Cu1B14 vidro metálico tomado após aquecimento temperatura. Padrões de tempo-domínio do NFS foram gravados durante uma interrupção 10 min depois de atingir a temperatura de destino de 700 ° C e consequente refrigeração. Observe a coordenada-y que é o tempo de experiência. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Discussion

Ex situ Experimentos de efeito Mössbauer descrevem uma situação estável que é encontrada na MG investigado após o tratamento térmico aplicado. Cada espectro foi coletado por um período de várias horas à temperatura ambiente. Assim, a evolução da estrutura amorfa originalmente foi seguida em função das condições do recozimento. Porque espectrometria de Mössbauer é sensível às interações hyperfine agindo sobre os núcleos ressonantes, fracos detalhes das modificações estruturais e/ou magnéticas induzidas pela temperatura elevada podem ser revelados. No entanto, as amostras investigadas são inspecionadas sob condições ambientais quando a influência das condições temporariamente alteradas (por exemplo, aumento da temperatura) já está terminada.

In situ Experimentos NFS examinam o MG estudado no modo dinâmico durante sua exposição à variação de temperatura. Isso abre uma introspecção qualitativamente nova o comportamento do sistema de interesse, um MG neste caso. Vale ressaltar que os dados NFS são adquiridos dentro de um minuto. Isto permite a inspeção em tempo real da evolução das interações hyperfine. Isso é quase impossível por espectrometria de Mössbauer convencional. Devemos admitir, no entanto, que os parâmetros obtidos são em média, durante o qual os dados são gravados de intervalos de um minuto. No entanto, possíveis variações nos parâmetros individuais durante esse curto período de tempo podem ser consideradas insignificantes.

Tanto Mössbauer espectrometria e NFS sonda bairros locais de átomos ressonantes de Fe através de interações hyperfine. Por conseguinte, é simultaneamente disponíveis informações sobre arranjo estrutural e microestrutura magnética. Isto é especialmente importante quando sistemas complexos como o ANC são investigados. Como temos demonstrado, é possível não somente para seguir a transição magnética de ferromagnéticos paramagnético Convénio mas também consequente transformação estrutural, ou seja, cristalização. A formação de nanograins pode ser olhada sob ambas as condições estáveis e transitórias. Além disso, a sua identificação com caracterização detalhada dos sites individuais da estrutura, com número variável de átomos estrangeiros em uma estrutura de Cco também é viável.

Ex situ experimentos realizados pela espectroscopia Mossbauer convencional fornecem informações sobre Estados de constante do material incluindo Estados estáveis e metaestáveis. Isto significa que podemos investigar os arranjos estruturais, bem como magnéticos locais no material inicial (como extinto) e no produto final, também. O último é obtido por meio de nanocrystallization da antiga após tratamento térmico adequado mas medido em condições ambientes. No entanto, ex situ Mössbauer espectrometria fornece informações no domínio da energia. Assim, os espectros obtidos estão diretamente relacionados ao estado do material investigado e mais conveniente para a avaliação e interpretação.

Por outro lado, a abordagem NFS in situ é apropriada para investigar processos transitórios que ocorrem durante as transformações de fase. Porque as informações sobre o arranjo do material são codificadas em batimentos quânticos gravados no domínio do tempo, a avaliação dos padrões NFS é uma tarefa desafiadora. Ele pode ser resolvido através da utilização correcta dos resultados obtidos de ex situ experimentos de efeito Mössbauer. Assim, a combinação de ambos os métodos permite a inspeção do estado constante, bem como transitória do sistema investigado.

Ambas as técnicas são complementares do ponto de vista dos resultados obtidos, bem como as condições sob as quais eles foram alcançados. A experiência obtida pode ser efetivamente usada de também em estudos de outras questões que estão associados com transições estruturais e/ou magnéticas. Como um exemplo típico, a existência de fases intermediárias, diferenciando-se no estado de Valência do ferro na redução estado sólido de Fe(VI) de óxidos III durante o tratamento de temperatura pode ser mencionado33.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Disclosures

Os autores não têm nada para divulgar.

Acknowledgments

Este trabalho foi financiado pelo eslovaco pesquisa e agência de desenvolvimento no âmbito dos contratos, não. APVV-16-0079 e APVV-15-0621, concede a VEGA 1/0182/16 e VEGA 2/0082/17 e a concessão IGA interna da Universidade de Palacký (IGA_PrF_2018_002). Estamos gratos à R. Rüffer (ESRF, Grenoble) para obter assistência com os experimentos de síncrotron.

Materials

Name Company Catalog Number Comments
stable isotope, 57Fe Isoflex USA iron-57 metallic form
standard eletrolytic Fe, 99.95 % Sigma Aldrich (Merck) 1.03819 fine powder
electrolytic Co, 99.85 % Sigma Aldrich (Merck) 1.12211 fine powder
electrolytic Cu, 99.8 % Sigma Aldrich (Merck) 1.02703 fine powder
electrolytic Mo, 99.95 % Sigma Aldrich (Merck) 1.12254 fine powder
crystalline B, 99.95 % Sigma Aldrich (Merck) 266620 crystalline
calibration foil for Mössbauer spectrometry, bcc-Fe GoodFellow 564-385-23 foil 0.0125 mm, purity 99.85 %
HNO3 acid, ANALPURE Ultra Analytika Praha, Czech Republic UAc0061a concentration 67 %, volume 500 mL
spectrometer for atomic absorption spectrometry Perkin Elmer 1100, Germany
spectrometer for optical emmission spectrometry with inductively coupled plasma Jobin Yvon 70 Plus, France
X-ray diffractometer Bruker D8 Advance, USA
differential scanning calorimeter Perkin Elmer DSC 7, Germany

DOWNLOAD MATERIALS LIST

References

  1. McHenry, M. E., Laughlin, D. E. Nano-scale materials development for future magnetic applications. Acta Mater. 48 (1), 223-238 (2000).
  2. Chang, Y. -H., Hsu, C. -H., Chu, H. -L., Chang, C. -W., Chan, W. -S., Lee, C. h-Y., Yao, C. -S., He, Y. -L. Effect of uneven surface on magnetic properties of Fe-based amorphous transformer. Int. J. Elect. Comp. Energetic, Electronic and Commun. Eng. 5 (8), 1160-1164 (2011).
  3. Herzer, G. Modern soft magnets: Amorphous and nanocrystalline materials. Acta Mater. 61 (3), 718-734 (2013).
  4. Yoshizawa, Y., Oguma, A., Yamauchi, K. New Fe-based soft magnetic-alloys composed of ultrafine grain-structure. J. Appl. Phys. 64 (10), 6044-6046 (1988).
  5. Suzuki, K., Kataoka, N., Inoue, A., Makino, A., Masumoto, T. High saturation magnetization and soft magnetic-properties of bcc Fe-Zr-B alloys with ultrafine grain-structure. Mater. Trans. JIM. 31 (8), 743-746 (1990).
  6. Willard, M. A., Laughlin, D. E., McHenry, M. E., Thoma, D., Sickafus, K., Cross, J. O., Harris, V. G. Structure and magnetic properties of (Fe0.5Co0.5)(88)Zr7B4Cu1 nanocrystalline alloys. J. Appl. Phys. 84 (88), 6773-6777 (1998).
  7. Makino, A., Men, H., Kubota, T., Yubuta, K., Inoue, A. New Fe-metalloids based nanocrystalline alloys with high B-s of 1.9 T and excellent magnetic softness. J. Appl. Phys. 105 (7), (2009).
  8. Suzuki, K., Herzer, G. Magnetic-field-induced anisotropies and exchange softening in Fe-rich nanocrystalline soft magnetic alloys. Scripta Mater. 67 (6), 548-553 (2012).
  9. Hasegawa, R. Advances in amorphous and nanocrystalline materials. J. Magn. Magn. Mater. 324 (21), 3555-3557 (2012).
  10. Hristoforou, E., Reilly, R. E. Nonuniformity in amorphous ribbon delay lines after stress and current annealing. J. Appl. Phys. 69 (8), 5008-5010 (1991).
  11. Hristoforou, E., Niarchos, D. Fast characterization of magnetostrictive delay-lines. IEEE Trans. Magn. 29 (6), 3147-3149 (1993).
  12. Miglierini, M., Lančok, A., Kohout, J. Hyperfine fields in nanocrystalline Fe-Zr-B probed by 57Fe nuclear magnetic resonance spectroscopy. Appl. Phys. Lett. 96 (21), (2010).
  13. Kohout, J., Křišťan, P., Kubániová, D., Kmječ, T., Závěta, K., Štepánková, H., Lančok, A., Sklenka, Ľ, Matúš, P., Miglierini, M. Low Temperature Behavior of Hyperfine Fields in Amorphous and Nanocrystalline FeMoCuB. J. Appl. Phys. 117 (17), 1-17 (2015).
  14. Gütlich, P. h, Bill, E., Trautwein, A. X. Mössbauer Spectroscopy and Transition Metal Chemistry. , Springer-Verlag. Berlin, Heidelberg, Germany. (2011).
  15. Stankov, S., Sepiol, B., Kaňuch, T., Scherjau, D., Würschum, R., Miglierini, M. High Temperature Mössbauer Effect Study of Fe90Zr7B3 Nanocrystalline Alloy. J. Phys.: Condens. Mat. 17 (21), 3183-3196 (2005).
  16. Smirnov, G. V. General properties of nuclear resonant scattering. Hyperfine Int. 123 (1-8), 31-77 (1999).
  17. Röhlsberger, R. Nuclear Condensed Matter Physics with Synchrotron Radiation. , Springer-Verlag. Berlin, Heidelberg, Germany. (2004).
  18. Miglierini, M., Procházka, V., Stankov, S., Švec, P. Sr, Zajac, M., Kohout, J., Lančok, A., Janičkovič, D., Švec, P. Crystallization kinetics of nanocrystalline alloys revealed by in-situ nuclear forward scattering of synchrotron radiation. Phys. Rev. B. 86 (2), (2012).
  19. Miglierini, M., Procházka, V., Rüffer, R., Zbořil, R. In situ crystallization of metallic glasses during magnetic annealing. Acta Mater. 91, 50-56 (2015).
  20. Procházka, V., Vrba, V., Smrčka, D., Rüffer, R., Matúš, P., Mašláň, M., Miglierini, M. Structural transformation of NANOPERM-type metallic glasses followed in situ by synchrotron radiation during thermal annealing in external magnetic field. J. Alloy. Compounds. 638, 398-404 (2015).
  21. Miglierini, M., Pavlovič, M., Procházka, V., Hatala, T., Schumacher, G., Rüffer, R. Evolution of structure and local magnetic fields during crystallization of HITPERM glassy alloys studied by in situ diffraction and nuclear forward scattering of synchrotron radiation. Phys. Chem. Chem. Phys. 17 (42), 28239-28249 (2015).
  22. Miglierini, M. B., Procházka, V. Nanocrystallization of Metallic Glasses Followed by in situ Nuclear Forward Scattering of Synchrotron Radiation. X-ray Characterization of Nanomaterials by Synchrotron Radiation. Khodaei, M., Petaccia, L. , InTech. Rjeka, Croatia. 7-29 (2017).
  23. Miglierini, M., Matúš, P. Structural Modifications of Metallic Glasses Followed by Techniques of Nuclear Resonances. Pure Appl. Chem. 89 (4), 405-417 (2017).
  24. Žák, T., Jirásková, Y. CONFIT: Mössbauer spectra fitting program. Surf. Interf. Anal. 38 (4), 710-714 (2006).
  25. Rüffer, R., Chumakov, A. I. Nuclear-resonance beamline at ESRF. Hyperfine Interact. (1-4), 589-604 (1996).
  26. Sturhahn, W., Gerdau, E. Evaluation of time-differential measurements of nuclear-resonance scattering. of X-rays Phys. Rev. B. 49 (14), 9285-9294 (1994).
  27. Sturhahn, W. CONUSS and PHOENIX: Evaluation of nuclear resonant scattering data. Hyperfine Interact. 125 (1-4), 149-172 (2000).
  28. Vrba, V., Procházka, V., Smrčka, D., Miglierini, M. Advanced Approach to the Analysis of a Series of in-situ Nuclear Forward Scattering Experiments. Nucl. Instr. Meth. Phys. Res. A. 847, 111-116 (2017).
  29. Miglierini, M., Grenèche, J. -M. Mössbauer Spectrometry of Fe(Cu)MB-Type Nanocrystalline Alloys: I. The Fitting Model for the Mössbauer Spectra. J. Phys.: Condens. Matter. 9 (10), 2303-2319 (1997).
  30. Mülhaupt, G., Rüffer, R. Properties of synchrotron radiation. Hyperfine Int. 123 (1-8), 13-30 (1999).
  31. Rüffer, R. Nuclear resonance scattering. C. R. Physique. 9 (5-6), 595-607 (2008).
  32. Seto, M. Condensed matter physics using nuclear resonant scattering. J. Phys. Soc. Jpn. 82 (2), 021016 (2013).
  33. Machala, L., Procházka, V., Miglierini, M., Sharma, V. K., Marušák, Z., Wille, H. -C. h, Zbořil, R. Direct Evidence of Fe(V) and Fe(IV) Intermediates during Reduction of Fe(VI) to Fe(III): A Nuclear Forward Scattering of Synchrotron Radiation Approach. Phys. Chem. Chem. Phys. 17 (34), 21787-21790 (2015).

Tags

Engenharia edição 136 espectrometria de Mössbauer nuclear para a frente espalhamento radiação síncrotron óculos metálicos transformação estrutural cristalização interações hyperfine
Métodos de <em>Ex Situ</em> e <em>In Situ</em> investigações de transformações estruturais: O caso de cristalização de vidros metálicos
Play Video
PDF DOI DOWNLOAD MATERIALS LIST

Cite this Article

Miglierini, M. B., Procházka,… More

Miglierini, M. B., Procházka, V., Vrba, V., Švec, P., Janičkovič, D., Matúš, P. Methods of Ex Situ and In Situ Investigations of Structural Transformations: The Case of Crystallization of Metallic Glasses. J. Vis. Exp. (136), e57657, doi:10.3791/57657 (2018).

Less
Copy Citation Download Citation Reprints and Permissions
View Video

Get cutting-edge science videos from JoVE sent straight to your inbox every month.

Waiting X
Simple Hit Counter