Введение

Аморфные металлические материалы представляют одну из последних инноваций XX в. Аморфные сплавы на основе кобальта с близкой к нулю магнитострикцией являются современными магнитомягкими материалами для электронной техники. Использование этих сплавов в радиоэлектронной промышленности в качестве магнитопроводов обеспечивает создание устройств нового поколения, параметры которых основываются на уникальности свойств кобальтовых аморфных магнитомягких сплавов [1–4].

Для сплавов этой группы (как и для других аморфных ферромагнетиков) характерна температурная нестабильность магнитных, электрических и механических свойств, которая обусловлена протеканием обратимых и необратимых процессов структурной релаксации, которая в значительной степени может ухудшать эксплуатационные свойства конечных изделий [5, 6].

Важную роль в формировании магнитных свойств аморфных сплавов играет магнитоупругая анизотропия, связанная как с внутренними напряжениями, возникающими в материале в процессе закалки из жидкого состояния, так и с приложенными внешними усилиями.

В данной работе исследовали влияние термической обработки на физические и механические свойства аморфного сплава на основе кобальта, что позволило установить область применения данного материала и оптимизировать магнитные свойства.

Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 12.1. «Металлические композиционные материалы (МКМ), армированные частицами и волокнами тугоплавких соединений» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [7].

Материалы и методы

Аморфный сплав состава (Co, Fe, Ni)₇₂(SiB)₂₈ получали методом быстрой закалки струи расплавленного металла на внешней поверхности вращающегося медного барабана при скорости охлаждения ~10⁶ К/с. Ширина полученной ленты составляла 0,015 м, толщина 0,22·10^{-8 м.}

Температуру кристаллизации определяли в процессе последующего нагревания с помощью дифференциального термического анализа (ДТА) при скорости нагрева 20 К/мин.

Структурные исследования проводили методом рентгеновской дифрактометрии. Для определения величин магнитной индукции насыщения и коэрцитивной силы записывали петли гистерезиса с помощью флюксметра TRF-4.

Эффективную магнитную проницаемость на частотах 1,1–10 МГц определяли с помощью высокочастотного моста ВМ-431 Е фирмы TESLA. В обоих случаях использовали тороидальные образцы.

Удельное электросопротивление определяли компенсационным методом с помощью низкоомного потенциометра и эталонной катушки сопротивления. Твердость определяли на микротвердомере ПМТ-3.

Термическую обработку проводили в вакуумированных ампулах по режиму: нагрев до температуры Т_а, выдержка в течение 1800 с, охлаждение в воде. Свойства исследовали при комнатной температуре.

Результаты

Экспериментальные результаты зависимости микротвердости Н_μ, удельного электросопротивления ρ, начальной магнитной проницаемости μ_нач, максимальной магнитной проницаемости μ_max, магнитной индукции насыщения В_S и коэрцитивной силы Н_с в зависимости от температуры Т_а приведены на рис. 1.

Рис. 1. Влияние термической обработки на коэрцитивную силу Н_с, магнитную индукцию насыщения В_S, начальную μ_нач и максимальную μ_max магнитную проницаемость, удельное электросопротивление r и микротвердость Н_µ [9]

Измерение микротвердости затруднено из-за хрупкости сплава после термообработки и малой толщины ленты. Для предотвращения разрушения образцов при индентировании применяли малые нагрузки (0,98 Н). В результате получали отпечатки размером 12×15 мкм, что привело к разбросу результатов измерения. Хрупкость сплава, термообработанного при ˃573 К, не позволила измерить свойства, за исключением микротвердости. Микротвердость в закаленном состоянии составляла 1100, монотонно снижаясь с повышением температуры Т_а – до 800. При последующих нагревах, начиная с 632 К, твердость постепенно возрастала, достигая первоначальных значений после термической обработки при 723–773 К. Удельное электросопротивление в исследованном интервале температур Т_а составило 4–4,5 Ом·мм²/м.

Магнитные свойства ферромагнитных сплавов, как известно, чувствительны к термической обработке. Изменение магнитных свойств исследованного сплава в зависимости от температуры Т_а носит сложный и неоднозначный характер. После нагрева до 373 К наблюдается снижение значений Н_с и В_S и увеличение значений μ_нач и μ_max. Такое изменение свойств может быть связано со снятием остаточных напряжений в процессе композиционного и топологического упорядочения [8, 9]. При дальнейшем повышении температуры до 473–523 К наблюдается повышение значений В_S и Н_с (в 4 раза) и снижение значений μ_нач и μ_max. Следует отметить, что в указанном температурном интервале величины В_S и Н_с проходят через максимум, а магнитная проницаемость – через минимум. Увеличение величины Н_с с повышением температуры отмечается в работах [9–13].

Как известно, коэрцитивная сила обусловлена многими факторами: вкладом от процессов движения стенок доменов и поверхностных дефектов, анизотропией вследствие появления продуктов кристаллизации. По мнению авторов работ [14–18], повышение величины Н_с и снижение значений μ в результате термической обработки представляет собой одну из разновидностей магнитного последействия. Даже при отсутствии внешнего магнитного поля происходит направленное упорядочение. Оно имеет локальный характер в соответствии с распределением магнитных доменов, существующих в материале во время нагрева. В результате происходит стабилизация или закрепление доменных стенок, причем эти явления превалируют над процессом снятия напряжений во время термической обработки.

Вопросы магнитного последействия тесно связаны с проблемой стабильности самой аморфной структуры. Следует отметить, что термообработка, приводящая к изменению исследованных свойств, не вызывает каких-либо структурных изменений в пределах разрешения рентгеноструктурного анализа. На дифрактограммах после термообработки при температуре Т_а, равной 773 и 823 К, фиксируется диффузное гало. Только после термообработки при 873 К на дифрактограмме появляются характерные пики, свидетельствующие о прошедшей кристаллизации. По результатам ДТА температура кристаллизации сплава составляет 833±10 К. Несоответствие температуры кристаллизации – по данным рентгеноструктурного анализа и результатам ДТА – связано, по-видимому, с точностью метода и с различными условиями и скоростями нагрева образцов. Анализ дифрактограмм позволяет заключить, что структурное состояние сплава после термообработки при 823 К соответствует смеси твердого раствора на основе α-Со и боридов Со₃В и (Со, Fe)₂В. Таким образом, процессы, происходящие в температурном интервале 373–473 К, очевидно, являются результатом топологического и композиционного упорядочения, а при увеличении температуры нагрева ˃473 К к ним присоединяются процессы, приводящие к фрагментарному появлению тонкодисперсных (наноразмерных) кристаллических фаз. Последнее заключение требует дополнительных структурных подтверждений – например, с помощью просвечивающей электронной микроскопии.

Рис. 2. Влияние термической обработки (а) и частоты переменного поля (б) на эффективную магнитную проницаемость [9] при f(а), равной 1,1 (1), 3 (2), 5 (3) и 10 МГц (4); при температуре Т_а (б): 373 (■), 423 (●),473 (Δ), 523 (▲) и 573 К (□), ○ – в исходном состоянии

Влияние термической обработки на эффективную магнитную проницаемость μ_f в переменном магнитном поле показано на рис. 2. Для исследованного сплава характерно резкое падение проницаемости (в 4–5 раз) с увеличением частоты от 1 до 10 МГц, что является закономерным в соответствии с моделью затухания вихревых токов. Повышение величины магнитной проницаемости после термической обработки наиболее заметно на малых частотах, при частоте 10 МГц это различие уменьшается. Следует отметить, что после нагрева до Т_а=573 К наблюдается тенденция к повторному росту уровня магнитных характеристик, но это сопровождается интенсивным охрупчиванием материала.

Обсуждение и заключения

По своим техническим показателям сплавы для магнитных головок должны иметь следующие характеристики: магнитная индукция насыщения В_S – не менее 0,85–0,9 Тл – для записи и 0,55 Тл – для воспроизведения; коэрцитивная сила Н_с – не более 2 А/м; начальная магнитная проницаемость μ_нач – не менее 25000 Гс/Э – для воспроизводства и 10000 Гс/Э – для записи; максимальная магнитная проницаемость μ_max – не менее 150000 Гс/Э; амплитудная магнитная проницаемость на частоте 1 МГц; 2000 Гс/Э, на частоте 10 МГц: 1500 Гс/Э; удельное электросопротивление – не менее 130 мкОм·см; твердость по Виккерсу – не менее 800 ед.

Что касается магнитной индукции насыщения, то, проводя отжиг при температуре 473 К, можно значительно повысить эту величину. К сожалению, значение начальной магнитной проницаемости как в исходном состоянии, так и после отжига в исследованном температурном интервале, ниже уровня предъявляемых требований, причем с повышением температуры отжига наблюдается снижение данной характеристики. Значения максимальной магнитной проницаемости соответствуют или превышают необходимый уровень, сохраняя его и после отжига при температуре 473 К. Термообработка влияет и на частотные характеристики исследованных сплавов. Так, отжиг при температуре 473 К увеличивает магнитную проницаемость на частоте 1,1 МГц на 500–700 Гс/Э, тем самым способствуя достижению необходимого значения. Однако на высоких частотах (10 МГц) влияние отжига на магнитную проницаемость уменьшается. Таким образом, учитывая невозможность одновременного получения всего необходимого комплекса свойств, следует признать оптимальной термообработкой отжиг при 473 К.

Необходимо отметить, что повышение уровня магнитных свойств магнитомягких аморфных сплавов должно идти как путем изыскания новых композиций и использования различных термообработок, в том числе с наложением магнитных полей и напряжений и без них, так и за счет улучшения самой технологии изготовления аморфных сплавов (контроля температуры перегрева расплава, точности размеров сопла, скорости охлаждения расплава и др.). В частности, использование, например, закалки в вакууме позволит снизить величину коэрцитивной силы Н_с в 2–3 раза. Более низким значениям Н_с будут соответствовать более высокие значения магнитной проницаемости и меньшие потери на высоких частотах [19].