Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 6, стр. 574-580

ВВЕДЕНИЕ

Магнитомягкие аморфные и нанокристаллические сплавы широко применяют в настоящее время в различных областях промышленности, так как по своим магнитным характеристикам они не уступают, а зачастую и превосходят свои кристаллические аналоги. Чтобы понять возможные области применения сплавов, исследователи работают в области изменения магнитных свойств [1, 2], выявления дополнительных процессов, происходящих при кристаллизации материала из аморфного состояния [3–5]. Появились работы, в которых предлагается в классический Файнмет на основе Fe [6–9] или Fe–Со [10] вводить никель, как элемент, способный улучшить коррозионную стойкость и механические свойства. В работах исследовано влияние содержания никеля на фазовый состав [6–8], на величину намагниченности сплавов [8–10]. Показано [8, 9], что никель в определенных концентрациях способствует увеличению константы магнитной анизотропии, возникающую при нанокристаллизации в присутствии магнитного поля. Однако увеличение содержания никеля в сплавах (более 6 и 10 ат. % соответственно) приводит к росту коэрцитивной силы [8, 9] и потерь на перемагничивание [9]. Влияние нанокристаллизации в присутствии растягивающих напряжений на магнитные свойства рассмотрено только качественно [11] по поведению петель гистерезиса, без оценки константы наведенной поперечной магнитной анизотропии. Такие оценки были сделаны в работе [12].

В наших предыдущих работах [12, 13] рассмотрено влияние введения 10 ат. % никеля в классический Файнмет на его магнитные свойства, магнитную анизотропию и структуру при нанокристаллизующем отжиге (НО) при 520°С. Было установлено следующее.

Введение 10 ат. % никеля в нанокристаллический сплав Fe_73.5Cu₁Nb₃Si_13.5B₉ не влияет на тип магнитной анизотропии, наведенной в процессе НО в присутствии растягивающей нагрузки (ТМехО). Так же, как в классическом Файнмете наводится поперечная магнитная анизотропия типа “легкая плоскость”.

Фазовый состав образцов исследуемого сплава после НО и ТМехО при 520°С 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.

Показана связь структурного состояния (фазового состава) сплава Fe_63.5Ni₁₀Cu₁Nb₃Si_13.5B₉ с его магнитными свойствами и типом наведенной магнитной анизотропии. Так, формирование нанокристаллов твердого раствора α-(Fe, Ni)Si и фазы Fe₃Si с отрицательной магнитострикцией является причиной возникновения поперечной магнитной анизотропии в сплаве в процессе нанокристаллизующего отжига в присутствии растягивающей нагрузки. Появляющаяся в сплаве тетрагональная фаза Fe₃NiSi_1.5 при увеличении продолжительности отжига от 1 до 4 ч приводит к росту коэрцитивной силы в образцах изучаемого сплава.

Настоящая работа является продолжением исследования, начатого в работах [12, 13]. Чтобы выяснить режимы термических обработок материала, не приводящих к существенному ухудшению свойств, представляется необходимым расширить диапазон температур нанокристаллизующего отжига изучаемого сплава. Целью настоящей работы было исследование магнитных свойств, магнитной анизотропии и структуры сплава Fe_63.5Ni₁₀Cu₁Nb₃Si_13.5B₉, нанокристаллизованного в присутствии растягивающих напряжений при температурах в диапазоне 480–550°С.

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Исследуемый сплав в виде ленты толщиной 20 мкм, шириной 1 мм получен в аморфном состоянии закалкой из расплава на вращающийся массивный диск. Нанокристаллизующий отжиг в присутствии растягивающих напряжений проводили на воздухе. Величина растягивающих напряжений в процессе обработки σ = 200 МПа. Температуру обработки варьировали в диапазоне 480–550°С, продолжительность – от 10 мин до 4 ч.

Магнитное состояние полосовых образцов длиной 100 мм контролировали по петлям гистерезиса, измеренным вдоль длинной стороны образца в полях до ±16 000 А/м в открытой магнитной цепи с помощью гальванометрического компенсационного микровеберметра Ф-190. Для образцов сплава после ТМехО из петель гистерезиса определяли коэрцитивную силу Н_с, максимальную индукцию B_m, и оценивали константу наведенной магнитной анизотропии K_u = – 0.5M_sH_s, где M_s – намагниченность насыщения, H_s – поле насыщения. Погрешности измерения магнитных свойств составляли 3% для Н_с, и 7% для B_m. Погрешность определения K_u – 10%.

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

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Из указанного выше диапазона температур нанокристаллизующего отжига нами были выбраны пять температур: 480, 500, 520 [12, 13], 540 и 550°С. На рис. 1 представлены петли гистерезиса образцов сплава в зависимости от продолжительности ТМехО при этих температурах. Из рисунка видно, что петли гистерезиса образцов после ТМехО, измеренные вдоль ленты, наклонные с постоянной проницаемостью в широком диапазоне магнитных полей. Последнее свидетельствует о том, что в сплаве наводится магнитная анизотропия с направлением легкого намагничивания, перпендикулярным длинной стороне ленты (поперечная магнитная анизотропия). Определенные из петель гистерезиса значения коэрцитивной силы и константы НМА приведены в табл. 1 и на рис. 2.

Рис. 1.

Петли гистерезиса образцов исследуемого сплава после ТМехО с σ = 200 МПа при 480 (а), 500 (б), 520 (в), 540 (г) и 550°С (д). Кривые 1 – продолжительность обработки 10 мин, 2 – 1 ч, 3 – 4 ч.

Рис. 2.

Значения Н_с и K_u образцов исследуемого сплава в зависимости от температуры ТМехО с σ = = 200 МПа при продолжительностях обработки t: 10 мин, 1 и 4 ч (кривые 1, 2 и 3 соответственно).

Из табл. 1 и рис. 1 и 2 видно, что коэрцитивная сила образцов сплава сильно возрастает после ТМехО при температурах 520–550°C с ростом продолжительности обработки до 4 и 1 ч соответственно. Чтобы оценить влияние размера зерна на величину Н_с, были построены гистограммы распределения зерен по размерам (рис. 3) и определены значения среднего размера зерна (табл. 2). Гистограммы распределения зерен по размерам для образцов после ТМехО при 520°С 1 и 4 ч приведены в работе [13].

Рис. 3.

Гистограммы распределения зерен по размерам после ТМехО с σ = 200 МПа при 480 (а, б) и 550°С (в, г) в течение 10 мин (в), 1 (а, г) и 4 ч (б).

Из табл. 2 видно, что средний размер зерна образцов исследуемого сплава после ТМехО при температурах в диапазоне от 480 до 550°С при указанных выдержках практически не изменяется (с учетом погрешности измерения). На гистограммах распределения зерен по размерам после ТМехО (рис. 3) появление крупных зерен размером более 20–25 нм с ростом продолжительности обработки не наблюдается. Однако в работе [13] нами было получено, что в сплаве после ТМехО при 520°С продолжительностью 2.5 и 4 ч появляются зерна размером более 25 нм. Было показано [13], что относительное количество этих зерен незначительно (2–7% от общего количества зерен), примерно одинаковое для ТМехО продолжительностью 2.5 и 4 ч, и оно не может приводить к наблюдаемому росту коэрцитивной силы при 520°С с увеличением продолжительности обработки до 4 ч: коэрцитивная сила после ТМехО в течение 4 ч по сравнению с 2.5 ч примерно в 2.5–3 раза больше [12].

Таким образом, рост Н_с в исследуемом сплаве после ТМехО при температурах 520–550°С с увеличением продолжительности обработок не связан ни с изменением среднего размера зерна, ни с появлением крупных зерен.

Из табл. 1 и рис. 1 и 2 видно, что после ТМехО при 480°С в течение 1 ч константа НМА очень маленькая: 10 Дж/м³. В то же время в классическом Файнмете после ТМехО с σ = 200 МПа в течение 1 ч при этой температуре наводится магнитная анизотропия с K_u = 1500 Дж/м³. С увеличением продолжительности обработки при 480°С до 4-х часов константа K_u, наводимая в исследуемом сплаве, увеличивается до 200 Дж/м³.

Обратимся к снимкам структуры и картинам микродифракции сплава после ТМехО при 480°С в течение 1 и 4 ч (рис. 4). По анализу картин микродифракции (рис. 4а и 4в) можно сказать, что формируются нанокристаллы твердого раствора α-(Fe, Ni)Si и, возможно, фаза Fe₃Si, хотя кольца фазы Fe₃Si при данных обработках на картинах микродифракции не видны, видимо, очень мелкие выделения. В работе [13] нами показано, что эти фазы ответственны за формирование в исследуемом сплаве поперечной наведенной магнитной анизотропии в процессе ТМехО при 520°С. На снимках структуры и картине микродифракции после ТМехО при 480°С в течение 1 ч (рис. 4а и 4б) хорошо видно, что осталось достаточно большое количество аморфной фазы. Снимки структуры и картина микродифрации после ТМехО в течение 4 ч показывают, что количество закристаллизованной фазы увеличивается. Но аморфная фаза присутствует, и ее достаточно хорошо видно.

Рис. 4.

Структура сплава после ТМехО 480°С продолжительностью: а, б – 1; в, г – 4 ч. Светлопольные изображения и картины микродифракции, стрелками показаны кольца твердого раствора α-(Fe, Ni)Si (а, в); темнопольные изображения в рефлексах (110)_{α-(Fe, Ni)Si} (б, г).

Таким образом, введение никеля в классический Файнмет замедляет кристаллизацию в исследуемом сплаве, что приводит при данной температуре к значительному снижению объема нанокристаллической фазы в сплаве и, следовательно, к малой величине K_u. Аналогичный результат был получен ранее в работе [8]: увеличение содержания никеля в сплаве Fe_{72.5 –x}Ni_xCu_1.1Nb_1.9Mo_1.5Si_14.3B_8.7 (x = 0–12.7 ат. %) более 6 ат. % снижает скорость кристаллизации в нем.

При температуре ТМехО 500°С (рис. 1 и 2, табл. 1) константа НМА по сравнению с ТМехО при 480°С увеличилась примерно в 100 раз при продолжительности обработки 1 ч и в 6 раз при продолжительности обработки 4 ч. Это говорит о том, что с ростом температуры обработки объем нанокристаллической фазы увеличился.

Термомеханическая обработка при 520°С эффективна в исследуемом сплаве уже при продолжительности обработки 10 мин. Ее влияние на магнитные свойства, магнитную анизотропию и структуру сплава описано в работах [12, 13]. Было показано [12], что при обработке 520°С при σ = 200 и 290 МПа в исследуемом сплаве наводится практически такая же по величине константа НМА, что и в классическом Файнмете при аналогичных условиях. Процесс наведения магнитной анизотропии в исследуемом сплаве замедлен по сравнению с классическим Файнметом: требуется большее время для достижения максимальной при данной температуре константы НМА [12]. В этом проявляется снижение скорости кристаллизации в исследуемом сплаве за счет введения никеля при σ ≤ 200 МПа. Несмотря на появление в сплаве тетрагональной фазы [13], которая, как следует из данных [6], имеет положительную магнитострикцию, в работе [12] было получено, что с увеличением продолжительности обработки от 1 до 4 ч при 520°С константа НМА практически не изменяется в пределах погрешности ее определения. Это свидетельствует о том, что объем фаз с отрицательной магнитострикцией (фаза твердого раствора α-(Fe, Ni)Si и Fe₃Si фаза), ответственных за НМА, не изменяется с ростом продолжительности обработки от 1 до 4 ч при 520°С. В работе [13] нами было сделано предположение, что при 520°С реализуется механизм формирования тетрагональной фазы, описанный в [7]. А именно: с увеличением времени обработки при продолжающейся диффузии атомов Ni в фазу твердого раствора α-(Fe, Ni)Si, последняя, вследствие дестабилизации кристаллической микроструктуры, распадается на фазу Fe₃Si и тетрагональную фазу Fe₃NiSi_1.5. Появление фазы Fe₃Si позволяет сохранить объем фаз с отрицательной магнитострикцией в сплаве, что обеспечивает постоянство константы НМА с ростом продолжительности обработки до 4 ч.

Увеличение температуры ТМехО до 540–550°С при продолжительности обработки 10 мин позволяет получить максимальное значение константы НМА (~2000 Дж/м³) по сравнению с другими режимами ТМехО. При этом Н_с остается меньше 100 А/м (рис. 1, 2 и табл. 1). Однако при увеличении продолжительности ТМехО при температурах 540 и 550°С до 1ч коэрцитивная сила возрастает в 26 и 52 раза, а K_u уменьшается на 16 и 45% соответственно.

На рис. 5 представлены результаты структурных исследований образца после ТМехО при 550°С в течение 10 мин и 1 ч. Из анализа картин микродифракции (рис. 5а и 5в) следует, что образуются нанокристаллы твердого раствора α-(Fe,Ni)Si, которые хорошо видны на светлопольном и темнопольном изображениях структуры и фазы Fe₃Si. На рис. 5г показан увеличенный фрагмент картины микродифракции, где стрелкой показано кольцо, соответствующее ${\text{11}}{{{\text{1}}}_{{{\text{F}}{{{\text{e}}}_{{\text{3}}}}{\text{Si}}}}}.$

Рис. 5.

Структура сплава после ТМехО с σ = 200 МПа при 550°С в течение 10 мин (а, б) и 1 ч (в, г). Светлопольные изображения и картины микродифракции (а, в), на (а) стрелками указаны кольца твердого раствора α-(Fe,Ni)Si, на (в) стрелками показаны рефлексы фазы Fe₃NiSi_1.5, темнопольные изображения (б, г), на (г) показан увеличенный фрагмент картины микродифракции (в), стрелкой показано кольцо ${\text{11}}{{{\text{1}}}_{{{\text{F}}{{{\text{e}}}_{{\text{3}}}}{\text{Si}}}}}.$

На картине микродифракции для образца после ТМехО 550°С 10 мин (рис. 5а) рефлексы, которые можно было бы отнести к тетрагональной фазе Fe₃NiSi_1.5, не видны. Кроме того, магнитные характеристики свидетельствуют о том, что тетрагональной фазы нет, так как коэрцитивная сила всего 67 А/м. На темнопольном снимке (рис. 5б) не видно зерен с характерной для тетрагональной фазы структурой.

На картине микродифракции после ТМехО при 550°С 1 ч (рис. 5в) видны одиночные рефлексы, которые можно отнести к фазе Fe₃NiSi_1.5. Появление в структуре сплава тетрагональной фазы может приводить к росту Н_с в сплаве так же, как это было показано для сплава после ТМехО при 520°С при увеличении продолжительности обработки до 4 ч. Следует отметить, что появление тетрагональной фазы при кристаллизации классического Файнмета с 10% никеля наблюдается уже после выдержки при 550°С в течение 0.5 ч [7]. Таким образом, в сплаве после ТМехО 550°С 1 ч присутствуют нанокристаллы твердого раствора α-(Fe,Ni)Si, фазы Fe₃Si и Fe₃NiSi_1.5. Т.е. так же, как при ТМехО 520°С, ответственными за НМА является фаза твердого раствора α-(Fe,Ni)Si и фаза Fe₃Si. НМА определяется объемом этих фаз и их магнитоупругими свойствами. Наблюдаемое уменьшение константы K_u с увеличением длительности выдержки при ТМехО от 10 мин до 1 ч позволяет предположить, что объем этих фаз уменьшился и увеличился объем фаз с положительной магнитострикцией. Одна из возможных причин этого может быть в том, что механизм формирования тетрагональной фазы при 550°С отличается от такового при более низких температурах (например, 520°С) [7]. Предполагается, что с ростом температуры до 550°С стартует процесс диффузии никеля в Fe₃Si-фазу, приводящий к ее дестабилизации и трансформации в тетрагональную фазу [7]. Для подтверждения этого предположения требуется проведение дальнейших структурных исследований с оценкой объемных долей структурных компонент сплава с отрицательной и положительной магнитострикцией.

ВЫВОДЫ

1. При температурах ТМехО менее 520°С по мере дальнейшего уменьшения температуры обработки константа НМА сплава Fe_63.5Ni₁₀Cu₁Nb₃Si_13.5B₉ уменьшается, а время достижения ее максимального значения увеличивается. При этом константа НМА исследуемого сплава меньше константы НМА классического Файнмета, полученной при аналогичных условиях обработки, что обусловлено снижением скорости кристаллизации исследуемого сплава по сравнению с Файнметом из-за содержащегося в его составе никеля.

2. При температурах ТМехО 520–550°С с ростом продолжительности обработки в сплаве формируется тетрагональная фаза, приводящая к росту коэрцитивной силы.

3. При температурах ТМехО 540–550°С, в отличие от 520°С, с ростом продолжительности обработки в исследуемом сплаве константа НМА уменьшается, что может свидетельствовать об изменении объемных долей структурных компонент сплава с отрицательной и положительной магнитострикцией.

Работа выполнена в рамках государственного задания Минобрнауки (тема “Магнит” № АААА-А18-118020290129-5) при частичной поддержке Программы УрО РАН (проект № 18-10-2-5). Электронно-микроскопические исследования выполнены в отделе электронной микроскопии Центра коллективного пользования “Испытательный центр нанотехнологий и перспективных материалов” ИФМ УрО РАН.