Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 12, стр. 1243-1249

ВВЕДЕНИЕ

В [1] было рассмотрено влияние введения 10 ат. % никеля на магнитные свойства классического Файнмета (Fe_73.5Cu₁Nb₃Si_13.5B₉). Было получено, что в сплаве с никелем при нанокристаллизующем отжиге (НО) (520°С) как в присутствии растягивающей нагрузки (термомеханическая обработка – ТМехО), так и без нее (НО) с увеличением продолжительности отжига от 1 до 4 ч наблюдается рост коэрцитивной силы. Было установлено, что введение 10 ат.% никеля в нанокристаллический сплав Fe_73.5Cu₁Nb₃Si_13.5B₉ не влияет на тип магнитной анизотропии, наведенной в процессе ТМехО, практически не влияет на константу наведенной магнитной анизотропии (НМА), но приводит к замедлению процесса наведения магнитной анизотропии при σ ≤ 200 МПа.

Из структурных исследований [2, 3] следует, что введение Ni в классический Файнмет меняет состав имевшихся в сплаве структурных компонент и появляются новые фазы. Причем эти изменения зависят от содержания никеля и температуры кристаллизации. В [2] в сплавах Fe_{73.5 – х}Ni_хCu₁Si_13.5B₉Nb₃ (х = 0, 10, 20, 30, 40 ат. %) установлено наличие двух стадий в процессе кристаллизации. Так в сплавах с содержанием Ni ≥ 10 ат. % при температурах отжига ≥500°С кристаллизация осуществляется в две стадии. На начальной стадии вследствие диффузии никеля в кристаллическую решетку нанокристаллов твердого раствора на основе Fe и Si появляются нанокристаллы твердого раствора α-(Fe, Ni)Si. При увеличении продолжительности отжига, благодаря продолжающейся диффузии атомов Ni в кристаллическую решетку нанокристаллов, формируется тетрагональная фаза Fe₃NiSi_1.5. В сплавах с содержанием Ni менее 10 ат. % при температурах отжига до 500°С осуществляется только первая стадия кристаллизации: образуются нанокристаллы неупорядоченного твердого раствора α-(Fe, Ni)Si.

Изменение фазового состава при введении никеля в классический Файнмет оказывает влияние на его магнитные свойства. В [3] при комплексном исследовании магнитных свойств и структуры сплавов Fe_{73.5 –х}Ni_хSi_13.5B₉Nb₃Cu₁ (х = 0–25 ат. %) показано, что при температуре отжига 550°С 1 ч наблюдаемое в сплавах с содержанием никеля 20 и 25 ат. % ухудшение магнитных свойств (коэрцитивная сила 1680 и 2600 А/м соответственно) связано с образованием в сплавах тетрагональной фазы Fe₃NiSi_1.5. Показано, что нанокристаллы неупорядоченного твердого раствора α-(Fe, Ni)Si формируются в сплавах с содержанием никеля, меньшим 15 ат. % (при температурах отжига до 550°С), что не приводит к значительному изменению магнитных свойств в этих сплавах после НО по сравнению со сплавом без никеля (коэрцитивная сила не выше 20 А/м).

В [1] исследуемый сплав проходил кристаллизацию в присутствии растягивающих напряжений, это могло оказать влияние на процесс фазового расслоения в сплаве.

Целью настоящей работы было исследование структуры сплава Fe_63.5Ni₁₀Cu₁Nb₃Si_13.5B₉, нанокристаллизованного в присутствии растягивающей нагрузки и без нее, и сопоставление полученных результатов с магнитными свойствами, опубликованными в [1].

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Исследуемый сплав в виде ленты толщиной 20 мкм, шириной 1 мм был получен в аморфном состоянии методом закалки из расплава на вращающийся массивный диск. НО и ТМехО, совмещенная с НО, проводили на воздухе. Все параметры НО и ТМехО (температура, продолжительность, σ в процессе ТМехО) такие же, как и в [1]. Температура НО исследуемого сплава 520°С. Продолжительность НО варьировали от 10 мин до 4 ч, величина растягивающих напряжений (σ) в процессе ТМехО составляла 200 и 290 МПа.

Методы контроля магнитного состояния образцов сплава описаны в [1].

Структура сплава исследована методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) на электронном микроскопе JEM 200CX. Поверхности образцов для исследования приготовлены с помощью электрополировки в электролите (H₃PO₄ + CrO₃). Данные для расчета среднего размера зерна и гистограмм распределения зерен по размерам получены в процессе обработки темнопольных снимков. Размер зерна измеряли методом секущих, для каждого образца было обсчитано около 300 зерен.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Структурные исследования были проведены на образцах, прошедших НО и ТМехО, совмещенную с НО, продолжительностью 1, 2.5 и 4 ч. Выбранная температура НО позволяет подробно проследить за изменением не только магнитных свойств [1], но и структуры исследуемого сплава с увеличением продолжительности нанокристаллизующего отжига.

В [1] было высказано предположение, что наблюдаемый рост коэрцитивной силы (Н_с) исследуемого сплава с увеличением продолжительности НО и ТМехО от 1 до 4 ч может быть обусловлен увеличением размера зерна и (или) появлением новых фаз в сплаве.

Для образцов, выбранных для структурных исследований, был проведен подсчет среднего размера зерна и построены гистограммы распределения зерен по размерам (рис. 1). Снимки структуры и картины микродифракции после НО и ТМехО разной продолжительности представлены на рис. 2, 3 и 4. Средний размер зерна при продолжительности обработок 1, 2.5 и 4 ч для НО–10, 12 и 13 нм и для ТМехО–10, 11 и 12 нм соответственно. Погрешность измерения размера зерна составляет 2 нм. Можно сказать, что присутствие растягивающих напряжений в процессе данных кристаллизующих отжигов практически не оказывает влияния на средний размер зерна исследуемого сплава. Изменения размера зерна находятся в пределах погрешности его измерения. Хотя из рис. 1 мы видим, что после ТМехО по сравнению с НО увеличивается вклад от мелких зерен, максимумы на гистограммах смещаются в сторону более мелких зерен. Данный эффект можно объяснить внутрифазовым расслоением [4] в процессе деформации при ТМехО. В аморфной матрице под действием сдвиговых напряжений происходит расслоение на наномасштабные кластеры, обогащенные различными компонентами.

Рис. 1.

Гистограммы распределения зерен по размерам после НО (а, в, д) и после ТМехО с σ = 200 МПа (б, г, е) и с σ = 290 МПа (ж). Продолжительность НО и ТМехО: а, б – 1, в, г – 2.5 и д, е, ж – 4 ч.

Рис. 2.

Структура образцов исследуемого сплава после НО 520°С продолжительностью: а, б – 1; в, г – 2.5; д, е – 4 ч. Светлопольные изображения и картины микродифракции (а, в, д); темнопольные изображения (б, г, е), стрелками показаны крупные зерна фазы Fe₃NiSi_1.5 (г, е). На картине микродифракции (а) стрелками указаны кольца α‑(Fe, Ni)Si 110, 200, 211 соответственно. На картине микродифракции (в) стрелками указаны рефлексы Fe₃Si 110, 200 соответственно.

Рис. 3.

Структура образцов исследуемого сплава после ТМехО с σ = 200 МРа при 520°С продолжительностью: а, б – 1, в, г – 2.5, д, е – 4 ч. Светлопольные изображения и картины микродифракции (а, в, д); темнопольные изображения (б, г, е), стрелкой показано зерно Fe₃NiSi_1.5 фазы (г). На картине микродифракции (в) стрелками показаны рефлексы фазы Fe₃NiSi_1.5.

Рис. 4.

Структура сплава после ТМехО с σ = 290 МРа, 520°С, 4 ч: а – светлое поле и картина микродифракции; б – темное поле.

При увеличении продолжительности НО и ТМехО от 1 до 4 ч средний размер зерна исследуемого сплава практически не изменяется в пределах погрешности его измерения, но увеличивается вклад от более крупных зерен. Как видно из гистограмм на рис. 1 (см. в–г, д–е–ж), относительное количество зерен размером более 25 нм незначительно (2–7% от общего количества зерен) и примерно одинаковое для НО и ТМехО продолжительностью 2.5 и 4 ч. Хотя коэрцитивная сила после НО и ТМехО в течение 4 ч по сравнению с 2.5 ч примерно в 2.5–3 раза больше [1]. Такое увеличение количества зерен размером более 25 нм не может привести к наблюдаемому росту коэрцитивной силы при НО и ТМехО с увеличением продолжительности обработок до 4 ч.

Рассмотрим картины микродифракции и снимки структуры сплава после НО и ТМехО различной продолжительности, представленные на рис. 2, 3 и 4.

Из анализа картин микродифракции после НО 520°С, 1 ч (рис. 2а) можно сказать, что формируются нанокристаллы твердого раствора α‑(Fe, Ni)Si и имеются слабые рефлексы от фазы Fe₃Si. Снимки структуры и картина микродифрации образцов после термомеханической обработки рис. 3а, 3б не отличаются от снимков для образца после НО, состав фаз тот же.

С увеличением времени НО до 2.5 ч на снимках структуры (рис. 2в, 2г), особенно на темнопольном изображении, хорошо видно появление более крупных отдельных кристаллитов размером около 30 нм. Морфологически эти зерна отличаются от зерен фаз α-(Fe, Ni)Si и Fe₃Si. Наблюдаемая нами морфология структуры фазы Fe₃NiSi_1.5 аналогична представленной в [2]. На картине микродифракции появляются рефлексы, которые можно отнести к фазе Fe₃NiSi_1.5. После термомеханической обработки на снимках структуры (рис. 3в, 3г), как и для НО, наблюдаются крупные зерна, а на картине микродифракции фиксируются рефлексы от фазы Fe₃NiSi_1.5.

После НО в течение 4 ч на снимках структуры (рис. 2д и е), видны отдельные крупные зерна, продолжается формирование фазы Fe₃NiSi_1.5. На снимках структуры после ТМехО в течение 4 ч с σ = 200 МПа (рис. 3д, 3е) и с σ = 290 МПа (рис. 4а, 4б) четко видны зерна фазы Fe₃NiSi_1.5, а на картинах микродифракции – рефлексы данной фазы. По анализу картин микродифракции после НО и ТМехО в течение 4 ч можно сказать, что в сплаве присутствуют нанокристаллы твердого раствора α-(Fe, Ni)Si, Fe₃Si и фазы Fe₃NiSi_1.5.

Из анализа снимков структуры и картин микродифракции можно заключить, что фазовый состав образцов исследуемого сплава после НО и ТМехО определяется продолжительностью обработок. Нанокристаллизующий отжиг и ТМехО в течение 1 ч приводят к формированию фаз α-(Fe, Ni)Si и Fe₃Si. При увеличении продолжительности обработок до 2.5 и 4 ч на картинах микродифракции после НО и ТМехО, рис. 2в, 2д и рис. 3в, 3д, рис. 4а, соответственно, появляются еще рефлексы тетрагональной фазы Fe₃NiSi_1.5. На снимках структуры, особенно в темнопольном изображении, хорошо видно появление более крупных отдельных кристаллитов размером более 25 нм (см. рис. 2г, 2е, 3г, 3е, 4б), которые относятся к тетрагональной фазе. Как показано в [3], появление этой фазы приводит к ухудшению магнитных свойств, в частности, к росту коэрцитивной силы более, чем на два порядка. В [1] для исследуемого сплава получено, что при продолжительностях обработок более двух часов наблюдается рост Н_с более чем в 200 раз для НО и более чем в 20 раз для ТМехО.

Таким образом, рост коэрцитивной силы может быть обусловлен появлением в структуре исследуемого сплава тетрагональной фазы.

Для классического Файнмета в процессе структурных исследований (мессбауэровская спектроскопия и электронная микроскопия) показано [5], что формирование поперечной анизотропии связано с фазой твердого раствора на основе Fe и Si c содержанием кремния более 14 ат. %. Магнитострикция этой фазы отрицательная, и напряжения при растяжении выстраивают магнитные моменты поперек направления растяжения. Т.е. НМА в классическом Файнмете определяется объемом этой фазы и ее магнитоупругими свойствами.

Наведение в образцах исследуемого сплава в результате ТМехО поперечной магнитной анизотропии [1] свидетельствует о том, что в процессе обработки в сплаве образуются фазы с отрицательной магнитострикцией. Как показали структурные исследования, выполненные в настоящей работе, после ТМехО в течение 1 ч в сплаве присутствуют фаза твердого раствора α-(Fe, Ni)Si и небольшое количество фазы Fe₃Si с отрицательной магнитострикцией. При этой продолжительности ТМехО константа НМА достигает насыщения, которое не может быть обеспечено только фазой Fe₃Si. Поэтому можно предположить, что магнитострикция фазы твердого раствора α-(Fe, Ni)Si – отрицательная.

В [6] исследовано влияние введения никеля (0–40 ат. %) в Файнмет на его магнитострикцию насыщения (λ_s) в аморфном и нанокристаллическом состояниях. Нанокристаллизующий отжиг образцов проводили в течение 1 ч при температурах в диапазоне 470–580°С в атмосфере аргона. Для сплава с 10 ат. % Ni и для Файнмета с ростом температуры отжига от 470 до 540°С наблюдается уменьшение λ_s. Это может быть связано с тем, что в сплаве с 10 ат. % Ni, так же как в Файнмете, при кристаллизации в указанном температурном интервале формируется фаза с отрицательной магнитострикцией.

Таким образом, при продолжительности ТМехО до 1 ч можно сказать, что поперечная магнитная анизотропия в исследуемом сплаве наводится благодаря наличию фаз α-(Fe, Ni)Si и Fe₃Si с отрицательной магнитострикцией. НМА определяется объемом этих фаз.

В [3] приведены значения коэрцитивной силы и магнитострикции насыщения сплавов Fe_{73.5 – х}Ni_хSi_13.5B₉Nb₃Cu₁ с содержанием никеля х = 0–25 ат. %, отожженных при температуре выше 550°С. Из этих данных следует, что при содержании Ni в сплаве более 15 ат. % возрастает не только Н_с сплава, но и его λ_s. На этом основании можно предположить, что λ_s тетрагональной фазы, обуславливающей рост Н_с сплава, положительная, что и приводит к росту магнитострикции сплава.

Как показано в [1], константа НМА практически не меняется по величине с увеличением продолжительности ТМехО от 1 (время достижения константой НМА насыщения) до 4 ч. Это возможно только в том случае, если при увеличении продолжительности ТМехО от 1 до 4 ч объем фаз с отрицательной магнитострикцией в сплаве не уменьшается. Хотя при продолжительности ТМехО 2 ч и более в сплаве формируется тетрагональная фаза, которая, возможно, как следует из данных [3], имеет положительную магнитострикцию. Исходя из этого, следует предположить, что реализуется механизм формирования тетрагональной фазы, описанный в [2]. С увеличением времени обработки при продолжающейся диффузии атомов Ni фаза твердого раствора α-(Fe, Ni)Si, вследствие дестабилизации кристаллической микроструктуры, распадается на фазу Fe₃Si и тетрагональную фазу Fe₃NiSi_1.5. Появление фазы Fe₃Si при формировании тетрагональной фазы сохраняет объем фаз с отрицательной магнитострикцией в сплаве. Это обеспечивает постоянство константы НМА с ростом продолжительности ТМехО до 4 ч.

ВЫВОДЫ

В результате исследования структуры сплава Fe_63.5Ni₁₀Cu₁Nb₃Si_13.5B₉ при кристаллизации при 520°С показано следующее.

Присутствие растягивающих напряжений в процессе кристаллизующих отжигов практически не оказывает влияния на средний размер зерна исследуемого сплава. Изменение размера зерна находится в пределах погрешности его измерения.

Фазовый состав образцов исследуемого сплава после НО и ТМехО определяется продолжительностью обработок. При кристаллизации как в присутствии растягивающей нагрузки, так и без нее с увеличением продолжительности отжига от 10 мин до 1 ч в сплаве формируются нанокристаллы твердого раствора α-(Fe, Ni)Si и фазы Fe₃Si. При дальнейшем увеличении продолжительности отжига от 1 до 4 ч в сплаве появляется тетрагональная фаза Fe₃NiSi_1.5, которая может приводить к росту коэрцитивной силы в образцах изучаемого сплава.

Формирование нанокристаллов твердого раствора α-(Fe, Ni)Si и фазы Fe₃Si с отрицательной магнитострикцией может быть причиной возникновения поперечной магнитной анизотропии, наводимой в сплаве в процессе нанокристаллизующего отжига в присутствии растягивающей нагрузки.

Работа выполнена в рамках государственного задания Минобрнауки РФ (тема “Магнит” № АААА-А18-118020290129-5) и проекта № 18-10-2-5 Программы УрО РАН. Электронно-микроскопические исследования выполнены в ОЭМ ЦКП ИФМ УрО РАН.