Аморфные, нано- и микрокристаллические магнитные материалы

№ 516

ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ

Кафедра физического материаловедения

И.Б. Кекало
Е.А. Шуваева

Аморфные, нанои микрокристаллические
магнитные материалы

Лабораторный практикум

Допущено учебнометодическим объединением 
по образованию в области металлургии в качестве
учебного пособия для студентов высших учебных
заведений, обучающихся по направлению 
Физическое материаловедение и специальности
Наноматериалы

Москва   Издательский Дом МИСиС
2008

УДК 621.318.1:539.213 
 
К33 

Р е ц е н з е н т  
д-р техн. наук, проф. Л.М. Летюк 

Кекало И.Б., Шуваева Е.А. 
К33  
Аморфные, нано- и микрокристаллические магнитные материалы: Лаб. практикум. – М.: Изд. Дом МИСиС, 2008. – 248 с. 

В лабораторном практикуме по спецкурсу «Аморфные, нано- и микрокристаллические магнитные материалы» представлены описания десяти лабораторных работ, посвященных новым классам магнитно-мягких материалов, которые получают путем закалки из жидкого состояния. Эти материалы 
обладают уровнем магнитных свойств и их сочетанием с другими физическими свойствами, которые не достигаются в традиционных кристаллических магнитно-мягких материалах, что определяет широкую перспективу их 
применения в современной технике. 
Практикум предназначен для студентов специальности 150702 «Физика 
металлов». 

© Государственный технологический  
университет «Московский институт 
стали и сплавов» (МИСиС), 2008 

СОДЕРЖАНИЕ 

Введение....................................................................................................4 
Лабораторная работа № 1. Изучение процессов структурной 
релаксации в аморфных сплавах дилатометрическим методом ..........9 
Лабораторная работа № 2. Изучение релаксации напряжений 
в ленточных образцах аморфных сплавов............................................25 
Лабораторная работа № 3. Изучение закономерностей 
охрупчивания аморфных магнитно-мягких сплавов...........................44 
Лабораторная работа № 4. Определение температуры 
кристаллизации аморфных сплавов с помощью 
дифференциального термического анализа .........................................67 
Лабораторная работа № 5. Влияние параметров тороидальных 
образцов, приготовленных из лент аморфного сплава, на их 
магнитные свойства................................................................................90 
Лабораторная работа № 6. Влияние режимов термической 
обработки на формирование гистерезисных магнитных свойств 
аморфных сплавов................................................................................116 
Лабораторная работа № 7. Влияние термомагнитной обработки 
на магнитные свойства аморфных сплавов........................................151 
Лабораторная работа № 8. Влияние отжига на 
магнитострикцию аморфных сплавов ................................................180 
Лабораторная работа № 9. Формирование магнитных свойств 
нанокристаллического сплава типа FINEMET при изохронном 
отжиге ....................................................................................................209 
Лабораторная работа № 10. Влияние режимов отжига на 
магнитные свойства микрокристаллической электротехнической 
стали, полученной закалкой из жидкого состояния..........................227 
 
 

ВВЕДЕНИЕ 

В последние десятилетия разработаны, изучены и внедрены в 
массовое производство новые классы магнитно-мягких материалов, 
хотя и отличающиеся по своему фазово-структурному строению и 
комплексу физико-механических свойств, но объединенные одним 
признаком – способом получения, а именно закалкой из расплава. К 
таким материалам относятся аморфные, микро- и нанокристаллические магнитно-мягкие сплавы, которые можно определить как быстрозакаленные материалы. 
Интенсивное изучение существующих традиционных магнитномягких материалов, например, таких как пермаллои, сендаст, электротехнические железокремнистые стали, привело фактически к исчерпанию ресурса дальнейшего улучшения их магнитных свойств. В 
то же время развитие электронной, электротехнической и приборостроительной промышленности выдвигает все новые требования не 
только к уровню магнитных свойств, но и к их сочетанию с другими 
физико-механическими характеристиками.  
Разработка и внедрение быстрозакаленных магнитно-мягких материалов стало подлинным прорывом в проблеме создания качественно новых магнитно-мягких материалов, отвечающих потребностям современной техники. Без преувеличения, эти материалы можно отнести к материалам ХХI века. 
Аморфные магнитно-мягкие сплавы занимают особое место среди 
других быстрозакаленных материалов, в первую очередь, потому, 
что они уже прочно заняли свою нишу и в производстве, и в применении. В аморфных сплавах отсутствует дальний порядок в расположении атомов (трансляционная симметрия), а следовательно, отсутствует магнитокристаллическая анизотропия (К1 = 0), и в них нет 
таких специфических для кристаллических тел дефектов, как дислокации и вакансии, границы зерен и блоков, двойников и дефектов 
упаковки. 
Аморфному состоянию присуща не только близкая к идеальной 
атомно-структурная однородность, обусловленная отсутствием перечисленных выше дефектов, но и высокая фазово-химическая однородность. Аморфные сплавы, независимо от концентрации компонентов и их природы, представляют собой однофазную систему, состоящую из пересыщенного твердого раствора, атомная структура 
которого подобна атомной структуре переохлажденной жидкости. 

Именно эти особенности строения аморфных сплавов предопределяют не только высокую подвижность границ доменов и соответственно уровень гистерезисных магнитных свойств (Нс, μ), но и уникальное, не характерное для кристаллических сплавов, их сочетание 
с другими свойствами, в первую очередь, с механическими. 
Получаемые в результате сверхбыстрой закалки из жидкого состояния аморфные сплавы находятся не только в метастабильном, но 
и в неравновесном состоянии. В состояние равновесия аморфная фаза может быть переведена путем отжига, проводимого, естественно, 
ниже температуры кристаллизации. Переход (релаксация) аморфной 
фазы в состояние, в той или иной степени приближенное к равновесному, осуществляется через ряд превращений, отличающихся по своей природе, термодинамическим стимулам и по масштабам вовлекаемых в них атомных перегруппировок. Процессы, переводящие 
аморфную фазу в состояние метастабильного равновесия, определяют как процессы структурной релаксации. 
Протекание этих процессов сопровождается изменением всех физико-механических свойств аморфных сплавов, а в случае магнитномягких сплавов в наибольшей степени подвержены изменению гистерезисные магнитные свойства, то есть свойства, определяющие 
практическую ценность материалов данного класса. Путем варьирования условий термической обработки можно в нужном направлении 
изменять магнитные свойства аморфных сплавов. Поэтому проблема 
структурной релаксации имеет не только научное значение, но и 
первостепенную практическую значимость.  
Первые три лабораторные работы посвящены изучению разных 
форм проявления процессов структурной релаксации, а четвертая – 
проблеме термической стабильности аморфных сплавов. 
В последующих четырех лабораторных работах изучаются методические особенности измерения магнитных свойств аморфных 
сплавов и условия их термической обработки, обеспечивающие получение необходимого комплекса гистерезисных магнитных свойств, 
в том числе путем отжига в магнитном поле. В последней из этих 
работ (восьмой) описан один из современных методов измерения 
магнитострикции насыщения λs ленточных аморфных сплавов – важнейшей их магнитной характеристики, которая во многом определяет 
предельный уровень гистерезисных магнитных свойств аморфных 
сплавов разных составов и соответственно области их применения. 
Нанокристаллические магнитно-мягкие материалы после оптимальной термической обработки приобретают гистерезисные маг

нитные свойства, близкие к свойствам лучших кристаллических 
(пермаллои) и аморфных (сплавы на основе кобальта) сплавов. Но в 
то же время, и это главное, такие их магнитные свойства сочетаются 
с высокой индукцией насыщения Bs, которая более чем в два раза 
превышает Bs в указанных кристаллических и аморфных сплавах. 
Это обусловливает широкую перспективу применения нанокристаллических сплавов как материалов с очень низкими потерями на перемагничивание. 
Магнитно-мягкие нанокристаллические сплавы получают путем 
кристаллизации аморфных сплавов на основе железа, имеющих строго 
определенный состав, который обеспечивает высокую скорость образования зародышей кристаллизации и задержку роста кристаллов α-Fe(Si) 
до оптимального размера, составляющего около 10 нм∗. Таким образом, 
исходное аморфное состояние в данном случае используется как промежуточное для создания принципиально нового структурного состояния – нанокристаллического со смешанной структурой: нанокристаллы 
α-Fe(Si) как бы погружены в аморфную матрицу. 
Уникальный уровень магнитных свойств нанокристаллических 
сплавов обусловлен тем, что в них магнитострикция насыщения λs и 
константа магнитокристаллической анизотропии К1 близки к нулю, 
хотя состав нанокристаллов (∼18 % ат. Si) не отвечает условию их 
нулевого значения. Если близкие к нулю значения λs этих сплавов 
можно объяснить опираясь на предположение, что оно есть следствие аддитивности различающихся по знаку парциальных величин λs, 
относящихся к аморфной и кристаллическим составляющим структуры, то нулевое значение константы К1 можно объяснить только на 
основе новых физических представлений о подавлении магнитокристаллической анизотропии обменным межкристаллическим взаимодействием. 
Именно закономерностям формирования гистерезисных магнитных 
свойств нанокристаллического сплава в зависимости от режима кристаллизационного отжига посвящена девятая лабораторная работа. 
Создание с помощью технологии закалки из жидкости микрокристаллических магнитно-мягких материалов с величиной зерна около 
10 мкм стало заметным этапом в решении некоторых проблем, которые свойственны ряду магнитно-мягких сплавов, получаемых по 
традиционной технологии. 
–––––––– 
∗ Состав одного из лучших сплавов этого класса, получившего название 
FINEMET, следующий: Fe73,5Cu1Nb3Si13,5B9. 

В случае железокремнистых сплавов, часто определяемых как 
электротехнические стали, поскольку они обладают низкими потерями на перемагничивание, такими проблемами являются, вопервых, трудность получения из этих сплавов с повышенным содержанием кремния (более 3 % Si) продукции в виде холоднокатаных 
тонких лент и листов и, во-вторых, создание из этих сплавов путем 
прокатки, резки и штамповки изделий нужных размеров и формы. 
Другими словами, высококремнистые электротехнические сплавы 
обладают весьма низкой технологической пластичностью. В то же 
время применение этих сплавов чрезвычайно перспективно, поскольку увеличение содержания кремния приводит к снижению λs и 
К1, что обусловливает низкий уровень потерь на перемагничивание. 
В настоящее время освоена технология получения путем закалки 
из жидкости (по двухвалковой схеме) микрокристаллических электротехнических железокремнистых сплавов, содержащих более 
4 % вес. Si, в виде тонкой ленты (вплоть до толщины 20 мкм) и листов толщиной до 0,2 мм. В микрокристаллическом структурном состоянии эти сплавы обладают весьма высокой технологической пластичностью, что позволяет их подвергать холодной прокатке и другим механическим воздействиям. 
Весьма высокая технологическая пластичность микрокристаллических сплавов, в первую очередь, обусловлена малым размером зерна 
(около 10 мкм). Определенный вклад в повышение пластичности микрокристаллических сплавов вносит подавление процессов упорядочения при быстром охлаждении, уменьшение ликвационной неоднородности и характерная только для них дислокационная структура. 
После того как требуемые геометрические параметры изделий из 
микрокристаллического материала достигнуты, возникает необходимость путем отжига сформировать предельно возможный уровень 
магнитных свойств, характерный для железокремнистого сплава 
данного состава. При отжиге микрокристаллических сплавов протекают разной природы структурные превращения, которые определяют уровень их магнитных свойств. Создание достаточно острой плоскостной {100} < 0vw> или ребровой {110} < 100> текстур является 
основным фактором, обеспечивающим наилучшие магнитные свойства электротехнических сталей этого класса. 
В десятой, заключительной лабораторной работе изучается влияние режимов отжига на формирование магнитных свойств в микрокристаллической железокремнистой стали с повышенным содержанием кремния. 

Описание всех лабораторных работ построено по единой методике. Все лабораторные работы предваряются достаточно объемными 
теоретическими введениями, что позволяет проводить их без предварительного прослушивания соответствующих разделов лекций. Описаны физические принципы измерения тех или иных изучаемых 
свойств и применяемые для этого установки и аппаратура. Даны указания, в какой последовательности следует выполнять лабораторные 
работы и как следует их оформлять. Сформулированы также контрольные вопросы, которые могут облегчить студентам процедуру 
сдачи («защиты») выполненных лабораторных работ. В конце описания каждой из них приводится список основной и дополнительной 
рекомендованной литературы. 
Суммарное число часов, отведенное для выполнения десяти представленных лабораторных работ, превышает число часов, запланированное в программе данного спецкурса. Это позволяет студентам в 
зависимости от их дальнейшей более узкой специализации (КНИР, 
дипломная работа) выбрать для выполнения те из лабораторных работ, тематика которых наиболее близка к их научным интересам. 
Введение, лабораторные работы № 1, 8, 9 и 10 написаны И.Б. Кекало, остальные – совместно И.Б. Кекало и Е.А. Шуваевой. 

Лабораторная работа № 1 

ИЗУЧЕНИЕ ПРОЦЕССОВ СТРУКТУРНОЙ 
РЕЛАКСАЦИИ В АМОРФНЫХ СПЛАВАХ 
ДИЛАТОМЕТРИЧЕСКИМ МЕТОДОМ 

(6 часов) 

1.1. Цель работы 

1. Освоить методику изучения дилатационных эффектов в ленточных образцах аморфного сплава. 
2. Выявить закономерности дилатационных эффектов в аморфном 
магнитно-мягком сплаве путем сопоставления кривых термического 
расширения, полученных на исходном и предварительно отожженном образцах. 
3. Определить, на сколько изменился свободный объем в аморфном сплаве в результате структурной релаксации и выше какой температуры в нем проявляются дилатационные эффекты. 
4. Выяснить, как структурная релаксация повлияла на величину 
коэффициента термического расширения изученного материала. 

1.2. Теоретическое введение 

Явление стеклования и объемные дилатационные эффекты 
в аморфных сплавах 
При достаточно быстром охлаждении металлического расплава 
зарождение и рост кристаллов подавляется, а ниже некоторой температуры Tg вязкость переохлажденной жидкости становится столь высокой, что образуется металлическое твердое тело с таким же хаотическим расположением атомов, как и в переохлажденной жидкости.  
Такое метастабильное твердое состояние металлического тела определяют как стеклообразное, или аморфное («металлическое стекло»). Температуру Tg, при которой образуется аморфное твердое тело, называют температурой стеклования. При этой температуре коэффициент вязкости η переохлажденной жидкости достигает значения 
около 1012 Па⋅с – значения, которому отвечает твердое состояние.  
В ближайшей окрестности температуры Tg подвижность атомов 
снижается в такой степени, что переход системы к состоянию внутреннего равновесия полностью подавляется, а структурное состояние 
переохлажденного расплава «замораживается», так что при аморфи

зации (образовании металлического стекла) фиксируется в большей 
мере атомная структура сильно переохлажденной жидкости, а не 
структура жидкости, находящейся при температуре закалки. Ясно 
также, что образующаяся в результате закалки из жидкости аморфная фаза является не только метастабильной по отношению к кристаллическому состоянию, но и неравновесной, поскольку при T < Tg 
атомная структура аморфной фазы не отвечает ее структуре в состоянии равновесия, которое в идеале могло бы быть достигнуто, 
если подвижность атомов при T < Tg была достаточно высокая. 
Одним из следствий такой ситуации является то, что такая функция термодинамического состояния, как объем V, оказывается у 
аморфной фазы большей, чем она была бы, если аморфная фаза находилась бы в состоянии равновесия. Остановимся на этом вопросе 
более подробно. 
При температурах выше равновесной температуры плавления Tm 
структура жидкости (пространственное расположение атомов) непрерывно изменяется и в каждое мгновение она успевает релаксировать к равновесному состоянию, отвечающему минимуму свободной 
энергии при данной температуре. Другими словами, при T > Tm время Δt пребывания жидкости при данной температуре T больше времени релаксации атомной структуры τ, необходимого для того, чтобы атомы образовали новую равновесную конфигурацию, отвечающую температуре T (Δt > τ).  
В соответствии с термодинамически обусловленным принципом 
эффективной упаковки атомов с понижением температуры объем V 
расплава уменьшается не только вследствие уменьшения термического расширения, связанного с ангармонизмом колебаний атомов, но и 
вследствие более плотной упаковки атомов – уменьшения суммарного 
объема промежуточного пространства между ними, то есть так называемого свободного объема (рис. 1.1, кривая 1). Под свободным объемом ΔVf, как это отражено на рис. 1.1, будем подразумевать разницу 
между объемом жидкости при выбранной температуре Т и объемом V0 
гипотетической переохлажденной равновесной жидкости («идеальной» равновесной аморфной фазы) при абсолютном нуле, то есть когда достигается в идеале плотнейшая упаковка атомов*. 

–––––––– 
* Можно встретить другие определения понятия свободного объема, но они с физической точки зрения менее оправданны. Например, его определяют как разницу 
между объемом расплава при температуре Т и суммарным объемом составляющих 
его атомов. 

Рис. 1.1. Схематическое изображение зависимости равновесного 
удельного объема жидкой фазы (1), кристаллической фазы (2) 
и твердой аморфной фазы (3): изменение удельного объема V 
для большей наглядности показано без учета термического 
расширения вследствие ангармонизма колебаний атомов;  
V0 – удельный объем равновесной переохлажденной жидкости 
(равновесной аморфной фазы) при 0 К; ΔVf – свободный объем 
в равновесной жидкости и в «идеальной» аморфной фазе;  

a
f
V
Δ
 – свободный объем аморфной фазы; ΔVс – избыточный 

(«замороженный») свободный объем в аморфной фазе;  
Tm – температура плавления; Tg – температура стеклования;  
L – жидкая, SL – переохлажденная жидкая,  
К – кристаллическая, А – аморфная фазы 

При достаточно медленном охлаждении в районе температуры Tm 
происходит кристаллизация жидкости. При этом, естественно, вязкость η возрастает скачком примерно от значения 10–2 Па⋅с до значения 
порядка 1012 Па⋅с, характерного для твердого состояния, а объем системы V, как и другие функции термодинамического состояния (энтальпия Н и энтропия S), скачкообразно уменьшаются (рис. 1.1, кривая 2). 
В интервале температур от Tm до некоторой температуры Tf 
даже при высокой скорости закалки релаксационные процессы, теперь уже в переохлажденной жидкости (SL), за время Δt ее пребывания при данной температуре Т все еще успевают завершаться 
(Δt > τ), поскольку диффузионная подвижность атомов для этого 
достаточно велика. При этом вязкость η остается низкой, существенно не отличаясь от вязкости непереохлажденной жидкости (порядка 
10–2 Па⋅с). В соответствии со сказанным, изменение объема переохлажденной жидкости (SL) в интервале температур (Tm – Tf ) происходит по кривой 1 (см. рис. 1.1).