Термическая обработка и магнитные свойства быстрозакаленных магнитомягких сплавов

МИНИСТЕРСТВО НАУКИ И ВЫСШЕГО ОБРАЗОВАНИЯ  
РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

УРАЛЬСКИЙ ФЕДЕРАЛЬНЫЙ УНИВЕРСИТЕТ  
ИМЕНИ ПЕРВОГО ПРЕЗИДЕНТА РОССИИ Б. Н. ЕЛЬЦИНА

Екатеринбург
Издательство Уральского университета
2020

Н. А. Скулкина, Е. А. Степанова

ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА  
И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА  
БЫСТРОЗАКАЛЕННЫХ  
МАГНИТОМЯГКИХ СПЛАВОВ

Учебное пособие

Рекомендовано методическим советом
Уральского федерального университета  
в качестве учебного пособия для студентов вуза,  
обучающихся по направлениям подготовки
03.03.02 «Физика», 27.03.01 «Стандартизация и метрология»,
27.03.05 «Инноватика», 28.03.01 «Нанотехнологии  
и микросистемная техника»

УДК 546.3:537.6/.8(075.8)
ББК 
34.25+22.33я73

 
С46

ISBN 978-5-7996-3046-1 
© Уральский федеральный университет, 2020

С46
Скулкина, Н. А.
Термическая обработка и магнитные свой ства быстрозакален-
ных магнитомягких сплавов : учебное пособие / Н. А. Скулкина, 
Е. А. Степанова ; под общ. ред. Е. А. Степановой ; Министерство 
науки и высшего образования Российской Федерации, Уральский 
федеральный университет. —  Екатеринбург : Изд-во Урал. ун-та, 
2020. — 227 с. : ил. — 100 экз. —  ISBN 978-5-7996-3046-1. —  Текст : 
непосредственный.

ISBN 978-5-7996-3046-1

В учебном пособии показано современное состояние эксперименталь-
ных исследований механизмов влияния термических обработок на магнитные 
свой ства быстрозакаленных магнитомягких сплавов. Протекающие в лентах 
процессы намагничивания и перемагничивания анализируются на основе 
методики определения распределения намагниченности, опирающейся на кор-
реляционную зависимость остаточной индукции от максимальной индукции 
частных петель гистерезиса.
Учебное пособие рекомендуется студентам, обучающимся по направле-
ниям подготовки «Физика», «Стандартизация и метрология», «Инноватика», 
«Нанотехнологии и микросистемная техника». Также оно может быть полезно 
для студентов магистратуры и аспирантуры, специализирующихся в области 
физики магнитных явлений и физики конденсированного состояния.
УДК 546.3:537.6/.8(075.8)
ББК 34.25+22.33я73

Под общей редакцией Е. А. Степановой

Ре ц е н з е н т ы:
лаборатория физики магнитных пленок
Института физики им. Л. В. Киренского СО РАН
(заведующий лабораторией
доктор физико- математических наук, профессор Р. С. Исхаков);
А. А. Гаврилюк, доктор физико- математических наук, доцент,
заведующий кафедрой общей и экспериментальной физики
Иркутского государственного университета

На обложке:
ленты быстрозакаленных магнитомягких сплавов

ОГЛАВЛЕНИЕ

От авторов 
5
Введение 
7
1.  О процессах намагничивания в лентах быстрозакаленных 
магнитомягких сплавов 
26
2.  Определение распределения намагниченности в лентах 
быстрозакаленных сплавов 
39
3.  Физические причины влияния термообработки на воздухе 
на магнитные свойства лент аморфных магнитомягких сплавов 
42
4.  Длительность изотермической выдержки во время термообработки 
на воздухе и магнитные свойства лент аморфных магнитомягких 
сплавов 
46
5.  Влияние параметров термообработки на магнитные свойства 
и распределение намагниченности в лентах аморфных  
магнитомягких сплавов 
59
6.  Влияние распределения намагниченности в исходном состоянии 
ленты на эффективность термической обработки 
75
7.  Исследование возможности оптимизации магнитных свойств 
и повышения их однородности с помощью  
эмпирических уравнений 
92
8.  Механизмы формирования магнитных свойств аморфного 
магнитомягкого сплава на основе кобальта в результате 
термообработки на воздухе 
96
9.  Взаимодействие с водой поверхности лент аморфных  
магнитомягких сплавов на основе железа и их магнитные свойства 110

10.  Взаимодействие с паром поверхности лент аморфных  
магнитомягких сплавов на основе железа 
122
11.  Взаимодействие поверхности лент аморфных магнитомягких 
сплавов с паром во время изотермической выдержки при 
термообработке 
137
12.  Взаимодействие поверхности лент аморфных магнитомягких 
сплавов с паром на разных стадиях термической обработки 
151
13.  Влияние термической обработки на воздухе и химически  
активной среды на магнитные свойства сплавов  
на основе железа и на основе кобальта 
165
Лабораторная работа «Определение распределения намагниченности 
в лентах магнитомягких быстрозакаленных сплавов» 
182
I. Методика определения распределения намагниченности 
по корреляционной зависимости относительной величины 
остаточной индукции, измеренной по частным петлям  
гистерезиса от максимальной индукции Br/Bs(Bm) 
182
II. Магнитоизмерительная установка MМКС‑100‑05:  
технические и метрологические характеристики 
186
III. Подготовка образцов к измерениям  
и порядок проведения измерений на MМКС‑100‑05 
195
IV. Определение распределения намагниченности  
в исследуемых образцах 
205
Список литературы к лабораторной работе 
205
Заключение 
206
Вопросы для самоконтроля 
210
Библиографические ссылки 
211

Памяти учителя  
Олега Андрияновича Иванова

ОТ АВТОРОВ

Аморфные и нанокристаллические магнитные материалы являются 
сравнительно новым классом магнитных материалов. Они 
существенно отличаются от кристаллических своей структурой, 
физическими и магнитными свойствами. Спиннингование расплава 
(метод быстрой закалки) является распространенным способом 
получения аморфной ленты. Быстрозакаленные магнитомягкие 
сплавы обладают высоким уровнем магнитных свойств. Эти сплавы 
перспективны для применения их в промышленности, особенно при 
высоких частотах. Уникальное сочетание физических и химических 
свойств способствует их широкому применению в качестве датчиков, 
высокочастотных трансформаторов, электромагнитных экранов 
в различных областях науки и техники: радиотехнике, электронике, 
электротехнике. Тем не менее, спиннингование расплава формирует 
в ленте высокий уровень внутренних напряжений и вследствие 
этого сравнительно низкий уровень магнитных и электромагнитных 
характеристик. Стандартным способом улучшения магнитных 
свойств являются термические обработки, в результате которых 
происходят структурно-фазовые изменения, способствующие релаксации 
внутренних напряжений. Низкая температура начала 
кристаллизации лент аморфных сплавов позволяет осуществлять 
термообработку на воздухе без видимого окисления поверхности. 
При этом появляются дополнительные механизмы влияния 
на формирование уровня магнитных свойств, такие как напряжения, 
индуцируемые в результате взаимодействия поверхности ленты 

с атмосферным паром и формирование поверхностного аморфно-
кристаллического слоя.
В настоящем учебном пособии представлено современное состояние 
экспериментальных исследований влияния термических обработок 
на формирование магнитных свойств аморфных и нанокристалли-
ческих сплавов; рассмотрено влияние специальных (термомагнитных 
и термомеханических) обработок. В пособие включены вопросы, 
традиционно излагаемые в учебниках по магнетизму, а также разделы, 
материал которых в настоящее время содержится лишь в оригиналь-
ных статьях и обзорах. Этим обусловливается большое количество 
используемой литературы. Внимание фокусируется на механизмах 
явлений, протекающих при термической обработке и их влиянии 
на формирование магнитных свойств. Протекающие в лентах процес-
сы намагничивания и перемагничивания анализируются на основе 
авторской методики определения распределения намагниченности, 
опирающейся на исследования Мессбауэровских спектров и измере-
ния остаточной индукции частных петель гистерезиса.
Для закрепления полученных знаний в учебном пособии при-
ведена лабораторная работа, позволяющая студентам овладеть 
методикой определения распределения намагниченности в лентах 
быстрозакаленных магнитомягких сплавов.
Настоящее учебное пособие может быть рекомендовано сту-
дентам, обучающимся по программам бакалавриата для направ-
лений подготовки: 03.03.02 «Физика», 27.03.01 «Стандартизация 
и метрология», 27.03.05 «Инноватика», 28.03.01 «Нанотехнологии 
и микросистемная техника» и изучающих дисциплины «Физиче-
ское материаловедение», «Основы магнетизма». Также оно может 
быть полезно для студентов магистратуры и аспирантуры, специ-
ализирующихся в области физики магнитных явлений и физики 
конденсированного состояния, для их самостоятельной работы при 
подготовке к защите выпускных квалификационных работ.
Авторы выражают благодарность доценту кафедры магнетизма 
и магнитных наноматериалов, кандидату физико-математических наук 
Катаеву Василию Анатольевичу за помощь в работе над пособием.

ВВЕДЕНИЕ

Аморфные магнитные материалы являются сравнительно но-
вым классом магнитных материалов. Они существенно отличаются 
от кристаллических своей структурой, физическими и магнитными 
свойствами. Магнитомягкие аморфные сплавы обладают достаточно 
высокими значениями индукции насыщения, максимальной маг-
нитной проницаемости, удельного электросопротивления, сравни-
тельно низкой коэрцитивной силой. В широком интервале значений 
(от 0 до 33 · 10–6) варьируется их магнитострикция насыщения. Эти 
сплавы достаточно перспективны для применения их в промыш-
ленности, особенно при высоких частотах. Уникальное сочетание 
физических и химических свойств способствует их широкому при-
менению в качестве датчиков, высокочастотных трансформаторов, 
электромагнитных экранов в различных областях науки и техники: 
радиотехнике, электронике, электротехнике [1, c. 10–26].
Одним из наиболее распространенных способов получения 
лент аморфных магнитомягких сплавов является спиннингование 
расплава. В процессе быстрой закалки аморфная лента проходит 
три стадии охлаждения: затвердевание расплава и охлаждение лен-
ты на диске, охлаждение ленты на воздухе после отрыва от диска. 
На этих стадиях формируется структурная анизотропия ленты, 
анизотропия напряжений и доменная структура [2, с. 1–6; 3]. Маг-
нитомягкие аморфные сплавы делятся на три группы. Это сплавы 
на основе Fe, Fe–Ni и Co. Сплавы на основе железа обладают высокой 
индукцией насыщения, на основе кобальта, как правило, близкой 

к нулю магнитострикцией насыщения. В работе [4] представлен 
анализ связи уровня магнитных свойств, удельного электросо-
противления, температуры кристаллизации с композиционным 
составом аморфных сплавов в интервале 22–27 ат. % (Si + B) при 
Si/(Si + B) = 0,2 – 0,7 и Co/(Co + Fe) = 0,9 – 1. Показано, что наилуч-
шим уровнем магнитомягких свойств и способностью к аморфи-
зации обладают сплавы, содержащие 24–25 ат. % металлоидов при 
Co/(Co + Fe) = 0,94 и Si/(Si + B) = 0,6. При высоких частотах (порядка 
100 кГц) наилучшие магнитные и электромагнитные свойства на-
блюдаются в области с повышенным удельным электросопротивле-
нием при (Si + B) = 27 %; Si/(Si + B) = 0,65 – 0,70. В аморфных сплавах 
системы переходный металл (Со, Fe, Ni) —  металлоид (В, С, Si, Р, 
Ge) намагниченность насыщения и температура Кюри уменьшаются 
с увеличением концентрации бора [5]. В сплавах на основе кобаль-
та Со75В25–хМх, где металлоид М: С, Р, Si, Ge, As; степень влияния 
элемента металлоида на снижение намагниченности насыщения 
и точки Кюри уменьшается от С к As.
В 80-х годах прошлого века разработаны сплавы FINEMET, 
приобретающие при термообработке нанокристаллическую струк-
туру с объемной долей кристаллической фазы около 80 %, и разме-
ром кристаллитов от 10 до 12 нм [6, с. 101–121; 7–9]. Получению 
смешанной аморфно-кристаллической структуры способствуют 
малые добавки меди и переходных металлов к аморфным сплавам 
системы Fe–Si–B, что обеспечивает высокую скорость образования 
зародышей кристаллической фазы и задержку их роста. Отжиг 
при температуре выше температуры кристаллизации формирует 
в этих сплавах непревзойденный комплекс магнитных свойств [10]. 
Поскольку многие устройства, в которых используются аморфные 
и нанокристаллические сплавы, работают в экстремальных усло-
виях, например, при повышенных или пониженных температурах, 
высокой влажности и т. п., весьма важным моментом является на-
личие высокой термовременной стабильности магнитных свойств. 
Повышение термической стабильности достигается легированием 
сплава тугоплавкими металлами (например, молибденом) [11–13], 
способствующими стабилизации нанокристаллической структу-
ры при повышенных температурах и играющими ту же роль, что 

и Nb, и повышением температуры нанокристаллизующего отжига 
аморфных сплавов. При этом большое значение имеет корреляция 
стабильности структуры и магнитных свойств нанокристаллических 
сплавов [14].
При изучении возможности улучшения уровня магнитных 
свойств быстрозакаленных сплавов и их температурно-временной 
стабильности большинство исследователей основное внимание 
уделяют структурному состоянию ленты. Помимо анализа процес-
сов структурной релаксации в аморфных сплавах [15–17] большой 
интерес исследователей направлен на влияние химического состава 
на структуру и свойства сплавов. В работах [18–20] для сплавов 
на основе железа представлены результаты исследований перехода 
от аморфного к кристаллическому состоянию, влияние содержания 
железа на структуру и магнитные свойства. Изучение кинетики 
структурной релаксации железоникелевых сплавов представлено 
в работах [21, 22].
Исследование структуры магнитомягкого сплава Fe73,5Si13,5B9Nb3Cu1 
методом рентгеновской дифракции показало существование ближ-
него порядка, около 2 нм, в расположении атомов, характерного для 
структуры Fe–Si с объемоцентрированной кубической решеткой 
[23]. Большая часть формирующихся при термообработке нанокри-
сталлов по составу близка к Fe3Si, а их оси легкого намагничивания 
изотропно разориентированы в объеме ленты. После отжига под 
растягивающей нагрузкой сохраняется остаточная деформация 
нанокристаллов вдоль осей (100), слабо отклоненных от плоско-
сти ленты. Отрицательная магнитострикция нанокристаллов Fe3Si 
способствует переориентации намагниченности в направление, 
перпендикулярное направлению приложения растягивающей на-
грузки при термообработке, что является причиной возникновения 
поперечной магнитной анизотропии в сплаве Fe73,5Si13,5B9Nb3Cu1 
[Там же]. В работе [19] обнаружено наличие в аморфной матри-
це быстрозакаленных сплавов на основе железа выделений кри-
сталлической фазы α-Fe с кристаллографическими осями (100), 
ориентированными перпендикулярно плоскости ленты. Иссле-
дование зависимости магнитоупругих свойств аморфного сплава 
Fe73,7Cu1,0Nb3,2Si12,7B9,4 от температуры кристаллизационного отжига 

обнаружило возникновение намагниченности, перпендикулярной 
к поверхности ленты [24].
Изучение последовательности и механизмов твердофазных ре-
акций в аморфном сплаве Fe–Si–C в процессе перехода структуры 
к равновесию выявило наличие трех стадий структурно-фазовых 
превращений: структурной релаксации, образования при темпера-
турах 380–405 °C и распада в интервале 530–555 °C силикокарбида 
Fe5SiC в процессе отжига [17]. Структурная релаксация аморфных 
сплавов является одним из наиболее важных факторов улучшения 
магнитных свойств и термической стабильности аморфных спла-
вов. В процессе термической обработки структурная релаксация 
способствует снижению уровня внутренних напряжений. Структур-
ная релаксация подразделяется на химическую и топологическую. 
Топологическая структурная релаксация является более медленным 
процессом и начинается при практически завершенной химической 
релаксации [25–29]. Химическая структурная релаксация связана 
с перегруппировками атомов различных элементов в области ближ-
него порядка (2–5 межатомных расстояний). Отчетливое изменение 
химического порядка на расстоянии ближайшего соседа 0,3 нм 
происходит во время отжига уже при 50 °C [25–27]. Топологическая 
структурная релаксация осуществляется перемещением атомов 
на существенно большие расстояния (5–50 межатомных расстояний) 
и сопровождается выходом свободного объема. Выход свободного 
объема начинается при температурах выше 100 °C преимущественно 
через свободную поверхность, зависит от параметров термообра-
ботки, сопровождается уменьшением длины образца и повышением 
его объемной плотности [28–30].
Исследование бинарных сплавов на примере аморфного сплава 
Fe80B20 показало, что снижение термостабильности в результате дли-
тельной выдержки при нормальных условиях является следствием 
расслоения аморфной матрицы и увеличения средних размеров 
существующих в аморфной матрице нанокристаллов. Расслоение 
однородной аморфной матрицы на различные по составу аморфные 
области в обогащенных железом быстрозакаленных сплавах, пред-
варяющее процесс формирования нанокристаллов магнитомягкой 
фазы Fe–Si, наблюдали также в работе [19]. В многокомпонентных 

аморфных сплавах легирующие примеси (Si, Mo, Nb, Ni) замедляют 
процесс диффузии и блокируют рост нанокристаллов. Это спо-
собствует образованию более стабильной структуры с меньшим 
размером нанокристаллов и расширению интервала термической 
стабильности на 30–50 °C после длительной изотермической выдер-
жки [31; 32]. К структурным изменениям может приводить быстрое 
охлаждение аморфного сплава до 77 K [20].
Контроль кристаллизации аморфных лент Fe–B–Si–C с помощью 
модифицированного метода рентгеновской дифракции показал, что 
кристаллизация ленты при термообработке начинается с поверх-
ности [33]. Первые зародыши фазы Fe3Si обнаружены на свободной 
поверхности ленты после термообработки при 200 °C, в то время 
как кристаллизация контактной поверхности начинается при 450 °C. 
Наибольшее различие в процессах кристаллизации между контакт-
ной и свободной поверхностями наблюдается при образовании фазы 
Fe2B, которая кристаллизуется при 700 °C, при этом максимальный 
размер кристаллитов (около 130 нм) формируется на свободной 
поверхности. Понижение температуры начала кристаллизации 
на поверхностях толщиной несколько десятков нанометров может 
быть вызвано в основном различием в химическом составе между 
объемом и поверхностями, а также различием скорости охлаждения 
при спиннинговании расплава [34–36].
Вакуумный отжиг аморфного сплава Pd40Ni40P20 также способ-
ствует формированию нанокристаллической структуры в при-
поверхностных слоях. При кристаллизации сплавов Ni–Mo–B 
с содержанием 27–31,5 ат. % Мо, 5 и 10 ат. % В по механизму пер-
вичной кристаллизации формируются изолированные друг от друга 
аморфными областями нанокристаллы размером 15–25 нм с гранецентрированной 
кубической решеткой (ГЦК) твердого раствора 
компонентов сплава в никеле [37]. Толщина поверхностного 
аморфно-кристаллического слоя и размеры кристаллитов зависят 
от химического состава сплава и параметров термообработки: температуры 
и длительности изотермической выдержки, скорости 
нагрева и охлаждения. Увеличение длительности изотермической 
выдержки во время термообработки сплава Ni–Mo–B приводит 
к небольшому увеличению размера нанокристаллов и изменению 

параметра решетки из-за диффузии Mo и B из нанокристаллов 
в аморфную матрицу [37].
Исследование влияния термообработки в вакууме в интервале 
температур 400–840 °C с длительностью изотермической выдержки 
30 мин. на структуру и фазовый состав сплава Fe77Cu1Nb3Si13B6 
(5БДСР) показало, что ряд структурно-фазовых превращений 
во время отжига способствует формированию различных состояний 
после термообработки [38, с. 3–20]. Вплоть до 500 °C протекает 
структурная релаксация аморфной фазы и сохраняется рентгено-
аморфное состояние ленты. В интервале температур 500–700 °C 
в остаточной аморфной фазе появляются нанокристаллы размером 
около 10 нм с объемоцентрированной кубической решеткой (ОЦК). 
Увеличение температуры свыше 700 °C приводит к преобразованию 
нанокристаллической структуры в поликристаллическую, состоя-
щую из зерен α1-Fe–Si, которые имеют структуру композиционно 
неупорядоченного DO3 и Н-фазы. Переход нанокристалл —  поли-
кристалл сопровождается уменьшением концентрации кремния 
в фазе α1-Fe–Si от 18,5 до 14 ат. %. Качественно аналогичные ре-
зультаты получены для сплава FINEMET. Результаты исследований, 
представленные в работе [39], показывают, что нанокристалли-
ческая фаза в лентах и проволоках сплава FINEMET образуется 
в результате отжига при 500–600 °C. Объемная фракция нанокри-
сталлической фазы в образцах ленты, отожженной при 570 °C, 
составляет 70 %. Структурные изменения в пленках этого сплава 
при термообработке аналогичны соответствующим изменениям 
в лентах и проволоках, но кристаллизация начинается при более 
низкой температуре. Аморфное состояние пленки FINEMET при 
отжиге сохраняется вплоть до 350 °C, кристаллизация начинается 
при 400 °C. При температуре отжига свыше 510 °C происходит вы-
деление нанокристаллов из аморфной матрицы. Возрастание тем-
пературы от 510 до 570 °C приводит к росту размера кристаллитов 
α-Fe–Si от 10 до 20 нм в DO3-структуре и сохранению остаточной 
аморфной фазы. Объемная фракция нанокристаллической фазы 
в образцах, отожженных при 450, 510, 540 и 570 °C, составляет 67, 
77, 82 и 89 % соответственно.