Физическое обоснование и реализация методов направленного воздействия на функциональные свойства магнитомягких аморфных и нанокристаллических материалов

Таб. 6

Наблюдается разная зависимость изменения магнитных потерь (Вт/кг) от скорости охлаждения в магнитном поле при низкой частоте перемагничивания (400 Гц) и высоких частотах перемагничивания (20-80 кГц). А именно: наибольшее снижение магнитных потерь при высоких частотах перемагничивания происходит при скоростях охлаждения в магнитном поле 50-100 град/мин, а магнитные потери при 400 Гц сильнее снижаются при более низкой скорости охлаждения 150-200 град/ч. Варьирование наведенной магнитной анизотропии существенно сказывается на уровне магнитных свойств этих сплавов. В таб.7 приведены магнитные свойства образцов сплава Fe₈₁Si₇B₁₂ после термической и термомагнитных обработок без поля, в постоянном поле и в переменных магнитных полях частотой 50 Гц и 80 кГц. Видно, что в случае сплавов на основе железа самая удачная термомагнитная обработка - в высокочастотном магнитном поле.

Таб. 7

Было рассмотрено влияние упругих напряжений на магнитные свойства (рис.8). При наложении растягивающих напряжений определенной величины при намотке тороидальных сердечников происходит значительное снижение магнитных потерь. Самые большие потери наблюдаются на исходном образце без нагрузки. Потери уменьшаются при приложении к образцу растягивающих напряжений у = 90 МПа. При наличии в образце внутренних закалочных напряжений имеется самая значительная локальная разориентировка магнитных областей из-за большой магнитострикции образца. Приложение нагрузки улучшает магнитную текстуру образца вдоль линии растяжения. Потери уменьшаются. Отжиг в продольном магнитном поле при 350°С, снимая внутренние закалочные напряжения и еще более улучшая магнитную текстуру благодаря наведенной магнитной анизотропии, приводит к дальнейшему снижению магнитных потерь. Аморфные ленты данного сплава в исходном состоянии обладают низкой коэрцитивной силой порядка 0.011 Э, которая после отжига в продольном магнитном поле снижается до 0.006 Э. Из-за большой константы магнитострикции при намотке из этой ленты тороида диаметром 18 мм коэрцитивная сила увеличивается в пять раз. Было показано влияние упругих растягивающих напряжений на форму петли гистерезиса. Как и при отжиге в продольном магнитном поле происходит рост остаточной намагниченности до 90-95% и коэрцитивной силы более чем в 7 раз в интервале нагрузок до 1000 Мпа.

Еще более необычная ситуация с поведением магнитных свойств аморфных лент на основе железа получается при наложении изгибных напряжений на уже отожженную ленту. Лента, свернутая в кольцо диаметром 20 мм и затем отожженная при температуре 350°С в течение одного часа, разворачивается в прямую полоску, концы закрепляются, чтобы она вновь не свернулась в кольцо и снимается петля гистерезиса (рис. 9). На рисунке для наглядности приведены исходная предельная петля гистерезиса (кривая 1), предельная петля после отжига (кривая 2), частная петля гистерезиса после отжига (петля 3), а петля 4 - это частная петля гистерезиса после выпрямления ленты, отожженной в кольцевой форме. Самое примечательное в этом рисунке то, что частная петля гистерезиса (4) является прямоугольной, несмотря на то, что размагничивающий фактор должен сделать петлю наклонной, см. петлю 3. При такой маленькой коэрцитивной силе (меньше 0.1 Э) лента будет перемагничиваться одним скачком. Можно, например, сделать электромагнитный счетчик числа оборотов какого-либо устройства в земном поле. Второй способ (рис. 10) - исходную ленту в форме полоски отжигаем при температуре 350°С в течение одного часа, затем сворачиваем ее в кольцо в форме тороида и снимаем петлю гистерезиса. Диаметр кольца 25 мм. В ленте, свободной от закалочных напряжений, появились изгибные напряжения. Эти напряжения разительно сказались на магнитных свойствах этой ленты.

Частные петли гистерезиса имеют также прямоугольную форму. При этом нами обнаружен новый эффект, заключающийся в том, что коэрцитивная сила зависит от намагничивающего поля, т.е., чем больше поле, тем больше коэрцитивная сила Н_с. Величина Н_с увеличивается в пределе в шесть раз по сравнению с самой узкой петлей гистерезиса, когда лента начинает перемагничиваться. Такая зависимость петель гистерезиса от величины перемагничивающего поля наблюдалась при исследовании процесса перемагничивания тонких пленок MnBi [16]. В нашем случае эффект возникает при наличии изгибных напряжений, в то время как в [16] таких напряжений нет. Скачкообразный характер перемагничивания в отрицательных полях говорит о том, что в этом случае гистерезис связан с задержкой роста или образования зародышей перемагничивания (см., например, теоретическую работу [17]). Зависимость коэрцитивной силы от амплитуды перемагничивающего поля свидетельствует о том, что при увеличении амплитуды поля происходит аннигиляция некоторых зародышей перемагничивания с меньшими полями зарождения и перемагничивание начинается с зародышей с большими полями зарождения или их роста.

Нами был разработан комплекс эффективных воздействий, формирующих одноосную магнитную анизотропию в ферромагнетиках путем нанесения ионоплазменным методом магнитоактивного электроизоляционного покрытия (ЭИП) и термомагнитной обработки, а также изучение влияния этого комплекса на статические и динамические свойства образцов аморфных сплавов Fe₈₁Si₄B₁₃C₂, Fe₈₁Si₇B₁₂. После нанесения ЭИП ленту ферромагнитного сплава подвергали термообработке на снятие внутренних напряжений при различных температурах и выдержках или отжиг совмещали с последующей термомагнитной обработкой в переменном магнитном поле. На рис. 11 представлена зависимость магнитных потерь от амплитуды индукции при частоте перемагничивания 400 Гц аморфного сплава Fe₈₁Si₄B₁₃C₂ после указанных выше обработок. Видно, что имеет место значительное снижение магнитных потерь в результате формирования на поверхности образца магнитоактивного ЭИП из нитрида титана. На рис. 12 приведены динамические петли гистерезиса после комплексной ТМО обработки с использованием высокочастотного магнитного поля (80 кГц), приведшей к значительному снижению магнитных потерь (площадь динамической петли гистерезиса уменьшается в три раза.

С целью выяснения того, что происходит на ранних стадиях кристаллизации аморфной ленты Fe₇₈Si₁₂В₁₀ и каким образом это сказывается на магнитных свойствах были проведены дополнительные исследования, а именно, была проведена изотермическая кристаллизация аморфной ленты сплава Fe₇₈Si₁₂В₁₀. Было установлено, что в аморфной ленте образуется ОЦК Fe-В-Si фаза с параметром решетки а = 0.2856 нм, имеющая одинаковый с исходной аморфной матрицей характер химического окружения. Эта фаза представляет собой, по-видимому, раствор замещения по отношению к атомам кремния и внедрения по отношению к атомам бора. Образование кристаллической ОЦК Fe-В-Si фазы явилось причиной переориентации магнитных моментов в ленте после изотермических отжигов. Переориентацию магнитных моментов в ленте можно сознательно осуществить отжигом в поперечном магнитном поле [18]. После отжига в перпендикулярном постоянном магнитном поле получаются наклонные петли гистерезиса с постоянной магнитной проницаемостью в некотором интервале магнитных полей. Этот интервал для исследованных нами сплавов, в которых наблюдается постоянство магнитной проницаемости, не превышает 10 Э. Были проведены изотермические отжиги ряда сплавов на основе железа. Для каждого сплава подбирался оптимальный режим обработок (температура и продолжительность отжига на начало кристаллизации и температура термомагнитной обработки в поперечном магнитном поле (ТМО_Н)), обеспечивающий сочетание линейности петли гистерезиса до максимально возможного значения магнитного поля с минимальным значением величины коэрцитивной силы и остаточной индукции. Самые удовлетворительные результаты проявил сплав Fe₇₈Ni₁Si₉B₁₂. Для сравнения приводим наклонные петли гистерезиса, полученные двумя способами: отжигом в поперечном магнитном поле и отжигом на начало кристаллизации (рис. 13).

В плоскости ленты величина константы индуцированной магнитной анизотропии (К_u) в результате отжига на начало кристаллизации в несколько раз ( 10) превосходит К_u, наведенную термомагнитной обработкой в поперечном постоянном магнитном поле. Величину поля на этом сплаве, до которого сохраняется линейность петли гистерезиса, можно довести этой термообработкой до 4800 А/м.

Для выяснения вопроса о природе индуцированной магнитной анизотропии в рассматриваемых аморфных сплавах на основе Fe, отожженных на начало кристаллизации по оптимальным режимам, были сняты петли гистерезиса при нагреве образцов до 380°С и охлаждении до комнатной температуры (рис. 14).

Из рис. 14 видно, что для аморфного сплава Fe₇₈Ni₁Si₉B₁₂, отожженного на начало кристаллизации по оптимальному режиму, при нагреве петля гистерезиса становится более крутой, то есть величина константы поперечной индуцированной магнитной анизотропии уменьшается.

После охлаждения до комнатной температуры петля вновь становится наклонной (практически не отличаясь от исходной). Если индуцированная магнитная анизотропия обусловлена разностью температурных коэффициентов расширения (ТКР) кристаллической поверхности (большой ТКР) и аморфного объема, то так и должно быть.

Была оценена температурно-временная стабильность обоих методов получения наклонных петель гистерезиса. Оценки показали, что изменение проницаемости на 5% произойдет через 20 лет для образцов после отжига на начало кристаллизации в результате эксплуатации при температуре не выше 210°С, а отожженных в поперечном магнитном поле - при температуре эксплуатации не выше 100°С. То есть температурно-временная стабильность проницаемости сплава с анизотропией за счет начальной кристаллизации выше, чем для сплава с анизотропией, наведенной отжигом в Н.

5. Безметаллоидные аморфные сплавы. Система Сo-Mo-Zr

Ранее было показано, что безметаллоидный аморфный сплав состава Co₈₁Mo₁₀Zr₉ обладает близкой к нулю магнитострикцией и высокими магнитными свойствами [19]. Однако исследований влияния термомагнитных обработок на статические и динамические магнитные свойства этого сплава с целью их оптимизации не проводилось. Нами были определены некоторые физические свойства, параметры квазистатических петель гистерезиса и магнитные потери при частотах от 20 до 80 кГц аморфного сплава указанного состава после различных термических обработок. Известно, что безметаллоидные аморфные сплавы менее склонны к охрупчиванию при термообработках, чем сплавы с металлоидами. Для определения температуры охрупчивания безметаллоидного аморфного сплава состава Co₈₁Mo₁₀Zr₉ были проведены 30-минутные отжиги в вакууме при температурах от 250 до 475°C. Для сравнения тоже самое было проведено для аморфных лент сплавов на основе кобальта. Результаты приведены на рис.15. Видно, что температура охрупчивания для Fе₅Со₇₀Si₁₅ B₁₀ -310°C , для сплава с пониженным содержанием металлоидов - 410°C , а для безметаллоидного сплава Co_81.5Mo_9.5Zr₉ - 470°C. В исходном состоянии тороидальный образец имеет коэрцитивную силу Нс = 5 А/м. Отжиг в продольном магнитном поле при 350°С снижает величину коэрцитивной силы в два раза. Термообработки при более высоких температурах еще сильнее снижают значение Нс, однако при этом появляется сдвиг петли гистерезиса по оси полей ?Н. Так, после отжига образца в продольном магнитном поле 800 А/м при 450°С 15 мин его коэрцитивная сила Нс = 0,5 А/м, а сдвиг петли гистерезиса ?Н = 2,5 А/м, то есть вся петля смещена за ось индукции.

С целью изучения возможностей снижения магнитных потерь безметаллоидного аморфного сплава были проведены отжиги при разных температурах без магнитного поля, в продольном или поперечном магнитных полях, а также закалка в воду от температуры выше точки Кюри. Измерения полных магнитных потерь при частотах 20 и 80 кГц и индукциях от 0.05 до 0.6 Тл показали (рис. 16), что отжиг без поля при 350°С, снимающий внутренние напряжения и не приводящий еще к охрупчиванию материала, значительно увеличивает потери из-за стабилизации доменной структуры (от 60 Вт/кг в исходном состоянии до 150 Вт/кг после отжига для потерь, измеренных при частоте 20 кГц и индукции 0.4 Тл). Отжиги в поперечном, а особенно в продольном магнитных полях, при 450°С в течение 15 мин существенно снижают потери (до 50 и 28 Вт/кг, соответственно). Закалка в воду от 465°С дает наименьшее значение потерь (18 Вт/кг).

6. Нанокристаллические магнитомягкие материалы

В связи с уникальным сочетанием физических свойств нанокристаллических сплавов очень актуальным как в научном , так и в практическом отношении становится вопрос выяснения физической природы влияния тех внешних воздействий, результатом которых является получение материалов с оптимальными магнитными свойствами. Нами была показана возможность получения нанокристаллического состояния в аморфном сплаве Fe₇₃,₅Cu₁Nb₃Si_13,5В₉ быстрой кристаллизацией (за несколько секунд) при повышенных температурах 580-670°С. В исходном состоянии он является аморфным, а при кристаллизации становится нанокристаллическим магнитомягким материалом с высоким уровнем магнитных свойств. Сплав имеет две температуры кристаллизации: 510°С, выше которой образуются нанокристаллы, и 570°С, выше которой происходит кристаллизация их окружения, обогащенного ниобием, быстрый рост размеров зерна и деградация магнитных свойств Поэтому обычно для получения оптимальных магнитных параметров сплав отжигают при температурах 520 - 560°С в течение часа. Если проводить этот процесс кратковременно, но при более высокой температуре, то кристаллизация областей, обогащенных ниобием, запаздывает. За минимальную температуру отжига была взята температура 580°С. На рис. 17 показано, что при температуре отжига 580°С выдержки в течение

10-30 с приводят к коэрцитивной силе, близкой к получаемой традиционным методом - отжигом 1 ч при 540°С. Повышение температуры отжига при этих выдержках ведет к росту Н_с, по-видимому, из-за того, что начинается вторая стадия кристаллизации.

Выдержки в 5 с недостаточно, чтобы при температуре 580°С сформировать состояние, обеспечивающее такую же низкую Н_с. Зато при температурах отжига 600-650°С величина Н_с ниже получаемой традиционным способом (при 620°С в два раза). Еще более короткая выдержка (1 с) расширяет интервал пониженных значений Н_с до 670°С.

Электронограммы образцов, отожженных 1 с при 660°С и 1 ч при 540°С показали, что в первом случае размер кристаллов мельче. Распределение кристаллов по размерам показало, что наиболее часто встречающийся размер в сплаве, отожженном при 660°С, составляет 5 - 6 нм, а в отожженном при 540°С 8 -10 нм. Обычно при длительных отжигах размер зерна тем больше, чем выше температура отжига. В данном случае ситуация оказалась обратной. Вероятно, это связано с быстротой протекания кристаллизации. Другое отличие в кристаллической структуре состоит в том, что в сплаве, кристаллизованном при более высокой температуре, кристаллиты более совершенны. По электронограммам проведен расчет фазового состава нанокристаллических сплавов, полученных кристаллизацией при 660 и 540°С. Показано, что межплоскостные расстояния, характеризующие твердый раствор Fe-Si, смещаются в быстрозакристаллизованном образце к значениям, характеризующим твердый раствор железо-кремний с меньшим содержанием кремния, приблизительно к 12-13% Si (вместо 15-18% Si в образце, закристаллизованном при 540°С).

Еще одним из способов регулирования размера нанокристаллов сплава Fe₇₃,₅Cu₁Nb₃Si_13,5В₉ , полученных при кристаллизации аморфной ленты, является предварительная деформация и низкотемпературный отжиг. Было показано, что предварительная деформация (прокаткой) и низкотемпературный отжиг (350-450°С) аморфного металлического сплава влияют на структуру и прочностные свойства закристаллизованного сплава. Затем этот сплав, был отожжен в вакууме при 540°С в течение 1 ч. Как показали исследования методом просвечивающей электронной микроскопии распределение по размерам зерен и наиболее часто встречающийся размер зерна составил 6-8 нм.

Был уточнен фазовый состав сплава. Основной фазой является б-твердый раствор кремния в железе с содержанием 15-18 ат. % Si.

Другой распространенной фазой является Fe₂ (Nb, B). Кроме того, в сплаве наблюдается немагнитная фаза типа Fe (Nb, B).

Способ создания поперечной магнитной анизотропии - отжиг под растяжением, так называемая термомеханическая обработка (ТМехО) впервые был применен нами к сплаву Fe₇₃,₅Cu₁Nb₃Si_13,5В₉. Во время отжига к образцу прикладывается растягивающее напряжение. Температура отжига и нагрузка подбирается экспериментально для достижения оптимальных магнитных свойств. Были детально установлены зависимости параметров этой анизотропии от условий ТМехО. В нанокристаллическом сплаве константа наведенной поперечной анизотропии возрастает при увеличении температуры и времени отжига, величины нагрузки. Константа поперечной анизотропии, наведенной термомеханической обработкой при использованных нагрузках, в четыре с лишним раза больше, чем может быть получено в аморфном сплаве на основе кобальта. Применение больших нагрузок при ТМехО в нанокристаллическом сплаве наводит величину константы до 8000 Дж/м³. Термомеханическая обработка эффективна (то есть наводит анизотропию с большей по величине и термостабильности отрицательной константой К_u < 0 в быстрозакаленном (аморфном) сплаве на основе железа, но только в том случае, когда он перешел в нанокристаллическое состояние и имеет малую магнитострикцию. Так как в аморфных сплавах на основе железа поперечная анизотропия не наводится, нами была проделана работа по выявлению зависимости магнитных свойств, в том числе и параметров поперечной магнитной анизотропии, от содержания кремния в сплаве Fe₇₃,₅Cu₁Nb₃Si_13,5В₉.

Было установлено, что при изменении содержания кремния от 0 до 13,5% наблюдаются следующие закономерности:

а. Исходное содержание кремния оказывает существенное влияние на средний размер зерна в сплаве. С увеличением кремния происходит уменьшение размера зерна от 30 до 10 нм. Недостаточное содержание кремния (до 9.5 ат.%) приводит к росту в сплаве зерен со структурой б-Fe микронных размеров.

б. Формирование поперечной анизотропии связано с появлением Fe-Si фазы с содержанием кремния более 14%. В этом случае магнитострикция фазы отрицательна и напряжения при растяжении выстраивают магнитные моменты поперек направления растяжения. Фаза этого состава появляется при содержании кремния в сплаве более 8 ат.%. Причина наведения поперечной анизотропии заключается в замораживании упругих напряжений при охлаждении сплава в процессе ТМехО, которые, по-видимому, вызваны когерентной связью боридов с фазой Fe-Si.

в. Процесс нанокристаллизации протекает тем медленнее, чем меньше в сплаве кремния, и образование конечных фазовых составляющих происходит только после обработки 2 ч 600°С.

г. Отрицательная наведенная магнитная анизотропия не реализуется ни в одном из осуществленных вариантов термомеханической обработки в сплаве без кремния.

Эффективность термомеханической обработки ТМехО возрастает (рис. 18), если ее совмещать с нанокристаллизующим отжигом (1 режим) по сравнению с проведением ТМехО после нанокристаллизующего отжига (2 режим). При обработке по 1 режиму при 530°С в течение 1 часа и нагрузке у = 320 МПа величина К_u достигает максимального значения за несколько минут, а по 2 режиму время достижения максимального значения превышает один час. При термомеханической обработке по 1 режиму наблюдается удлинение образца. Большую разницу в величинах К_u при термообработках по 1 и 2 режимам можно объяснить тем, что нагрузка, приложенная во время кристаллизации аморфного материала воздействует на формирование кристаллической структуры.

Фазы, содержащие наряду с железом ниобий и бор, ответственны за термостабильность наведенной магнитной анизотропии, которая определяется главным образом температурой термомеханической обработки. Если нескольких минут под нагрузкой достаточно чтобы К_u достигла своего максимального значения и не изменялась при продолжении отжига, то термостабильность этой константы очень сильно зависит от температуры и продолжительности отжига под нагрузкой. Рис. 19 показывает временной характер разрушения наведенной магнитной анизотропии в образцах, вначале имеющих К_u = 4 000 Дж/м³ после ТМехО разной продолжительности, при температуре наведения, но уже без нагрузки. Можно видеть, что чем больше время отжига под нагрузкой, тем медленнее разрушается К_u. Так К_u , наведенная за 7 мин, уменьшается в ходе 30 мин отжига без нагрузки на 90% (кривая 2), в то время как К_u, наведенная за 8 часов, только на 20%. Принимая во внимание, что переход материала из аморфного состояния в нанокристаллическое происходит во время нанокристаллизующего отжига, было предположено, что нагрузка и выдержка воздействует на формирование фаз.

Сравнивая кинетики формирования фаз Fe-Si и Fe-Nb-B с кинетикой наведения и разрушения магнитной анизотропии, были сделаны выводы: 1) формирование фазы Fe-Si совпадает со временем достижения максимальной константы анизотропии в ходе отжига под нагрузкой, 2) в областях, содержащих, наряду с железом, ниобий и бор, процесс перераспределения элементов продолжается во времени и чем завершеннее процесс, тем выше термостабильность константы индуцированной магнитной анизотропии. Методом мессбауэровской спектроскопии удалось показать, что растягивающие напряжения в процессе отжига влияют на глубину процесса расслоения исходной структуры на результирующие фазы, что проявляется в изменении их составов и объемных долей. Было установлено, что величина константы наведенной анизотропии и ее термостабильность зависят от этих структурных характеристик и что наиболее стабильная анизотропия с высокой константой наводится при таких параметрах отжига, когда в структуре не остается аморфной фазы, а прослойки фазы FeNbB отделяют не только ОЦК Fe-Si зерна, упорядоченные по типу DО₃, но и вторично кристаллизованные зерна Fe₂B.

Теперь обратимся к вопросу о термомагнитной обработке нанокристаллических сплавов. При охлаждении этих сплавов в определенном температурном интервале в многодоменном состоянии они подвергаются локальной термомагнитной обработке. Возникающая локальная индуцированная анизотропия приводит к стабилизации доменной структуры и изменению магнитных свойств. Дестабилизированная доменная структура после термомагнитной обработки в полях высокой частоты приводит к округлой петле гистерезиса, к более высоким значениям начальной магнитной проницаемости, к более низким значениям коэрцитивной силы и магнитных потерь по сравнению с ТМО в постоянном или переменном (50 Гц) магнитных полях (таб. 8), особенно, если высокочастотное поле прикладывать при переходе сплава из аморфного в нанокристаллическое состояние.

Таб.8

Магнитные свойства сплава Fe_73,5Cu_lNb₃Si_l3,₅B₉ после ТМО.

В нанокристаллическом сплаве ТМО в поле, изменяющемся с частотой 80 кГц, приводит к более высокой остаточной индукции и к более низкой коэрцитивной силе по сравнению с закалкой в воду. Магнитные потери Р_0.2/20000 после ТМО в поле с f = 80 кГц в 4 раза меньше, чем после закалки в воду.

Было отмечено влияние индуцированной магнитной анизотропии, наведенной отжигом в магнитном поле, на величину констант поперечной магнитной анизотропии, наведенной термомеханической обработкой в нанокристаллическом образце. Термомагнитная обработка проводилась при охлаждении образца от температуры наведения поперечной анизотропии ( Т =530°С). Из рис. 20 видно, что после охлаждения без нагрузки от 530°С константа уменьшается на 16% , а охлаждение в продольных постоянных и переменных магнитных полях без нагрузки способствуют более ускоренному разрушению наведенной поперечной магнитной анизотропии. Скорее всего, в этом случае происходит еще и суперпозиция наводимой при охлаждении в поле магнитной анизотропии, ось легкого намагничивания которой ориентирована перпендикулярно к поперечной магнитной анизотропии.

Было проведено сравнение влияния различных видов ТМО сердечников феррозондов из сплава Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5В₉ на характеристики первичных преобразователей скважинного магнитометра. Был оценен уровень собственных шумов феррозондов, влияющих на одну из основных метрологических характеристик прибора - порог чувствительности. На рис. 21 представлены шумы феррозондов с сердечниками из нанокристаллического сплава Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5B₉ после ТМО в постоянном (ТМО₌), переменном (TMO_~ ) и высокочастотном (ТМО_ВЧ) магнитных полях.

Как следует из полученных результатов, для исследуемого нанокристаллического сплава наименьший уровень собственных шумов феррозонда соответствует высокочастотному режиму обработки ТМО_ВЧ.

Таб. 9

Результаты компьютерной обработки измерений собственных шумов феррозондов после ТМО в постоянном, переменном и высокочастотном магнитных полях в виде среднеквадратичного отклонения (СКВО) при длине интервала измерений 20 мин приведены в табл. 9. Здесь же представлены значения средней за период эдс потока скачков Баркгаузена е нанокристаллических образцов. Видно, что ТМО в высокочастотном поле приводит к значительному снижению СКВО, что, по-видимому, обусловлено тем, что материал в магнитном отношении становится более гомогенным. Об этом же свидетельствует минимальное значение е после ТМО в поле высокой частоты.

В работе [21] было показано, что в сплаве Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5В₉ при замещении Fe атомами Co происходит сохранение магнитомягких свойств в высокочастотной области. В сплаве Fe_73,5-xCo_xCu₁Nb₃Si_13,5B₉ константа магнитной анизотропии увеличивается с ростом x, но при x больше 20 ат.% начинает расти коэрцитивная сила, т.е. начинается деградация магнитомягких свойств. При замещении Fe атомами Co происходит уменьшение магнитострикции насыщения, кроме этого при отжиге в магнитном поле происходит увеличение константы магнитной анизотропии. А большая константа К_u увеличивает частоту магнитного резонанса, что выгодно для сохранения проницаемости до более высоких частот. Термомагнитная обработка в постоянном магнитном поле в нанокристаллических сплавах, содержащих Со, приводит к смещенным петлям гистерезиса. Дестабилизации доменной структуры термомагнитной обработкой в полях высокой частоты позволяет получить материал с уникальными магнитными характеристиками и повышенной температурно-временной стабильностью.

Была проведена полная кристаллизация аморфных и нанокристаллических материалов всех известных марок. Рекордные результаты получены для сплава Co_81,5Mo_9,5Zr₉ после быстрой закалки -1400 Э.

В заключении к диссертации подведены итоги проведенных исследований, основным результатом которых является обоснование и разработка физических принципов целенаправленного изменения магнитных свойств аморфных и нанокристаллических ферромагнетиков.

При исследовании магнитных свойств разнообразного класса аморфных и нанокристаллических сплавов установлена физическая природа изменений магнитных свойств в результате воздействия анизотропий различного вида с целью получения оптимальных магнитных свойств, получены следующие важные в научном и прикладном отношении результаты:

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Установлена физическая природа воздействия индуцированных магнитных анизотропий различной природы на комплекс магнитных свойств аморфных и нанокристаллических сплавов на стадии структурной релаксации и на стадии фазового расслоения.

2. Определена природа сдвига петли гистерезиса аморфных и нанокристаллических сплавов при термомагнитной обработке в постоянных магнитных полях.

3. Предложен новый способ дестабилизации доменной магнитной структуры путем термомагнитной обработки в высокочастотном магнитном поле, приводящий к получению рекордных магнитомягких свойств аморфных и нанокристаллических сплавов. Использование этого метода позволяет получить для нанокристаллического материала уникальные магнитные характеристики (H_c < 0.3 А/м, P_0.2/20 000 ? 4.0 Вт/кг и м₀ > 50 000).

4. Установлен физический механизм появления поперечной магнитоупругой анизотропии при начальной кристаллизации в системе сплавов на основе железа. Разработан метод получения магнитных сердечников с пологой петлей гистерезиса с постоянством проницаемости в широком интервале магнитных полей (типичной для магнитодиэлектриков или сердечников с разрезом).

5. Предложен физический механизм и на основе этого достигнуто снижение электромагнитных потерь на перемагничивание на 35-45% по сравнению с их уровнем для отожженного сплава посредством комбинированной текстурующей обработки ленты сплава на основе железа, включающая последовательно операции формирования магнитоактивного (растягивающего) покрытия, промежуточную термообработку и, затем, отжиг и охлаждение в продольном переменном магнитном поле.

6. Впервые получена поперечная магнитная анизотропия термомеханической обработкой в нанокристаллическом сплаве на основе железа, существенно влияющая на магнитную текстуру образца. Установлена природа этой анизотропии.

7. Выяснена природа температурно-временной стабильности магнитных свойств аморфных и нанокристаллических сплавов, приобретаемых в результате применения различных внешних воздействий и даются рекомендации к улучшению температурно-временной стабильности.

Практические результаты:

Сердечники с наклонной петлей гистерезиса обеспечивают постоянство магнитной проницаемости в широком интервале магнитных полей при надежной температурно-временной стабильности, что представляет возможность их применения в широкополосных усилителях и в источниках накопителей энергии. Оценена температурно-временная стабильность магнитных свойств этих сплавов, спрогнозирован срок службы в климатическом интервале температур. Применение покрытий из нитрида титана ионоплазменным методом позволяет уменьшить потери на перемагничивание, поднять коэффициент заполнения магнитных сердечников. Использование магнитоупругих свойств позволяет изготовить датчики с прямоугольной петлей гистерезиса для импульсного перемагничивания при изменении внешнего магнитного поля. Аморфные и нанокристаллические материалы со сдвинутой петлей гистерезиса могут найти применение в системах с неразрушаемым считыванием. По результатам работы получены два патента РФ и Авторское свидетельство. В последние годы в Институте физики металлов УрО РАН и в Институте геофизики выполняются совместные исследования по выявлению возможностей использования аморфных и нанокристаллических материалов с заданными функциональными характеристиками в качестве сердечников феррозондов. По результатам лабораторных исследований были выбраны аморфные сплавы на основе кобальта Fe₆₀Co₂₀Si₅B₁₅ безметаллоидный сплав Co_81,5Mo_9,5Zr₉ и нанокристаллический сплав Fe₇₃,₅Cu₁Nb₃Si₁₃,₅B₉, отвечающие по своим параметрам и по температурно-временной стабильности поставленным задачам. Созданы магнитные экраны, которые использовались при проведении научных исследований. В ИГФ УрО РАН при использовании наших аморфных сплавов был изготовлен феррозондовый магнитометр - трехкомпонентный преобразователь магнитной индукции.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ ДИССЕРТАЦИИ ДОСТАТОЧНО ПОЛНО ИЗЛОЖЕНЫ В НИЖЕПЕРЕЧИСЛЕННЫХ РАБОТАХ

(68 статей), 59 из которых опубликованы в отечественных и международных журналах, включённых ВАК в «Перечень ведущих рецензируемых журналов»:

1. Глазер А.А., Потапов А.П. и др. // ФММ. - 1988. Т. 66. - C. 497-503.

2. Глазер А. А., Потапов А. П., Белозеров Е.В. Магнитные свойства аморфных сплавов системы Fe-Co-Si-B с различным содержанием бора //ФММ. - 1986. - Т. 61. - вып. 5. - C. 893-897.

3. Потапов А.П., Глазер А.А., др. О сдвинутых петлях гистерезиса в аморфных лентах Fe₅Сo₇₀ Si₁₅ В₁₀ // ФММ. - 1985. - Т. 59. - вып. 2.?С. 332-338.

4. Shulika V. V., Potapov A. P. Deaccomodation in Soft Magnetic Amorphous Alloys with Different Shapes of Hysteresis Loops // The Physics of Metals and Metallography. -1998. - Vol. 98. - No 2. - P. 56 -59.

5. Глазер А. А., Шулика В. В., Потапов А. П. Влияние индуцированной магнитной анизотропии на статические и динамические магнитные свойства аморфных магнитомягких сплавов с различной магнитострикцией // ФММ. - 1994. - Т. 78. - вып. 4. - C. 45-51.

6. Шулика В.В., Глазер А.А., Потапов А. др. Закалка в присутствии магнитного поля и ее влияние на остаточную намагниченность и магнитные потери аморфного сплава Fe₅Сo₇₀ Si₁₅ В₁₀ // ФММ. - 1990. - № 12. - C. 55-59.

7. Глазер А.А., Потапов А.П., др.// ФММ. - 1988. - Т. 66. -вып.3. -с.96.

8. Глазер А.А., Шулика В.В., Потапов А.П., Дестабилизация доменной структуры аморфных сплавов путем термомагнитной обработки в поле высокой частоты // ДАН. - 1992. - Т. 324. - № 6. - С. 1192-1193.

9. Shulika V. V., Potapov A. P., Effect of Magnetic Annealing on the Hysteresis Loops of Amorphous Alloy Fe₆₀Co₂₀Si₅B₁₅ with a Curie Temperature Exceeding its Crystallization Temperature // The Physics of Metals and Metallography. - 1998. - Vol. 86. - No 4. -P. 377-380.

10. Глазер А. А., Лаврентьев А.Г., Потапов А. П. Исследование магнитного шума в аморфной ленте состава Fe₅Сo₇₀ Si₁₅ В₁₀ // ФММ. - 1984. - Т. 57. - вып. 3. - C. 511-515.

11. Драгошанский Ю.Н., Потапов А П., Глазер А.А. Электромагнитные потери тонких магнитомягких ферромагнетиков при повышенных частотах перемагничивания // Изв. АН СССР. - cep. физ. - 1982. -Т. 46. - C. 626-629.

12. Глазер А. А., Потапов А. П., Сериков В. В., Тагиров Р. И., Тейтель Е. И., др.Влияние кристаллизации аморфного сплава Fe₅Сo₇₀ Si₁₅ В₁₀ на его магнитные свойства//ФММ. - 1979. -Т. 48. - вып. 6. - C. 1165-1172.

13. Глазер А. А., Носкова Н. И., Лукшина В. А., Потапов А. П. и др.- Влияние быстрой кристаллизации аморфного сплава Fe₅Сo₇₀ Si₁₅ В₁₀ на его магнитные свойства // ФММ. - 1993. - Т. 76. - вып. 2. - С. 171-174.

14. Глазер А.А., Лукшина В.А., Потапов А.П. др. Нанокристаллический сплав Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5B₉, полученный из аморфного состояния быстрой кристаллизацией при повышенных температурах // ФММ. - 1992. - № 8. - C. 96-100.

15. Казанцев Ю.Н., Крафтмахер Г.А.,Глазер А.А., Потапов А.П., Тагиров Р.И. Высокочастотная магнитная проницаемость пленок и лент из аморфных сплавов на основе кобальта и железа // ФММ. - 1991. - № 3. - C.116-121.

16. Сухоруков Ю.П., Лошкарева Н.Н., Потапов А.П., Глазер А.А. Экраны на основе метгласса для для малогабаритных магнитооптических элементов // Письма в ЖТФ. - 1991. - Т. 17. - вып. 3. - С.70 -72.

17. Шулика В. В., Потапов А. П., Старцева И. Е., Глазер А. А. Влияние отжигов в переменном и постоянном магнитных полях на магнитные свойства аморфного сплава Fe₈₁Si₇B_l2 // ФММ. - 1985. - Т. 60. - вып. 3. - C. 868-873.

18. Шулика В.В., Старцева И.Е., Глазер А.А., Потапов А.П. Зависимость магнитных свойств аморфного сплава Fe₈₁Si₇Bi₂ от скорости охлаждения при термомагнитной обработке // ФММ. - 1990. - вып. 3. - C. 192-195.

19. Старцева И.Е., Шулика В.В., Глазер А.А., Дмитриева Н.В., Потапов А.П., Влияние индуцированной магнитной анизотропии на магнитные потери аморфных и кристаллических магнитомягких материалов // ФММ. - 1987. - Т. 63. - вып. 4. - С. 736-739.

20. Драгошанский Ю. Е., Потапов А. П., Глазер А. А., Электромагнитные потери тонких магнитомягких ферромагнетиков при повышенных частотах перемагничивания // Изв. АН СССР. - сер. физ. - 1982. - 46. - C. 626-629.

21. Драгошанский Ю. Н., Шулика В. В., Потапов А. П., и др. Влияние комплекса текстурующих воздействий на магнитные свойства тончайших лент магнитомягких сплавов на основе железа // ФММ. - 1995. - Т. 80. - вып. 6. - C. 37-46.

22. Драгошанский Ю. Н., Шулика В. В., Потапов А. П. Эффект комплекса текстурующих воздействий в магнитомягких ленточных ферромагнетиках/ Докл. РАН, сер. Техн. физика. -1997. -Т. 353. - вып. 1. - С. 37-46.

23. Драгошанский Ю. Н., Шулика В. В., Потапов А. П. Новые способы оптимизации магнитной анизотропии электротехнических лент // Сталь. - 1996. -№ 3. - C. 58-61.

24. Елсуков Е.П., Глазер А. А., Галахов В.Р.,Потапов А. П., Юрчиков Е.Е. Некоторые особенности изотермической кристаллизации аморфного сплава Fe₇₈Si₁₂В₁₀ // ФММ. - 1984. - Т. 57. - вып. 3. - С. 578-583.

25. Потапов А.П., Дмитриева Н.В., Глазер А.А., Магнитные свойства и температурно-временная стабильность аморфного сплава Fe₆₀Сo₂₀ Si₅В₁₅ , отожженного на начало кристаллизации // ФММ. - 1995. - Т. 79. - вып. 2. - С. 51-56.

26. Потапов А.П., Смирнов В.В., Глазер А.А., Старцева И.Е. Статические и динамические магнитные свойства аморфного сплава Co-Mo-Zr // Proceedings of 6^th NON FERROUS METALLURGICAL SYMPOSIUM, «Rapidly solidified materials». - October 1989. - Hungary, Balatonaliga. - 1989. -P. 508-512.

27. Глазер А.А., Лукшина В.А.,Потапов А.П., др. Нанокристаллический сплав Fe₇₃,₅Cu₁Nb₃Si₁₃,₅B₉, полученный из аморфного состояния быстрой кристаллизацией при повышенных температурах // ФММ. - 1992. - № 8. - C. 96-100.

28. Носковa H.И, Сериков В.В., Глазер А.А., Клейнерман Н.М., Потапов А.П. Электронномикроскопическое и мессбауэровское исследование структуры и строения Fe₇₃,₅Cu₁Nb₃Si₁₃,₅B₉ в нанокристаллическом состоянии // ФММ. - 1992. - № 7. -C. 80-86.

29. Носкова Н. И., Вильданова Н. Ф., Потапов А. П., Глазер А. А. Деформация и свойства лент аморфных сплавов Fe₅Сo_80-Х Si₁₅ В_Х // ФММ. - 1987. - Т. 64. - № 5. -C. 1011 - 1017.

30. Носкова Н. И., Вильданова Н. Ф., Потапов А. П., Глазер А. А. Влияние деформации и отжига на структуру и свойства аморфных сплавов // ФММ. - 1992. - Т. 73. - № 2. -C. 181-187.

31.Носкова Н.И., Вильданова Н.Ф., Тагиров Р.И., Потапов А.П., Глазер А.А. Влияние деформации прокаткой на процесс кристаллизации аморфного сплава Fe₈₁Si₇B₁₂//ФММ. -1989. -Т. 67. -вып. 6.-C. 1183-91.

32. Kurlyandskaya G.V., Dmitrieva N.V., Potapov A.P., Lukshina V.A., Zayarnayа T.Ye. The thermomechanical treatment of an amorphous Co-based alloy with a low Curie temperature // JMMM. - 1996. - Vol. 160. - P. 307-308.

33. Курляндская Г.В., Дмитриева Н.В., Потапов А.П., Лукшина В.А., др. Магнитная анизотропия, наведенная в результате термомеханической обработки аморфного сплава Fe₃Co₆₇Cr₃Si₁₅B₁₂// ФММ. - 1997. - Т. 83. - № 5. - C. 41-46.

34. Глазер А. А., Клейнерман Н.М., В.А. Лукшина В.А., Потапов А.П.,

Сериков В.В. Термомеханическая обработка нанокристаллического сплава Fe₇₃,₅Cu₁Nb₃Si₁₃,₅B₉ // ФММ.- 1991.- № 12.- C. 56-61.

35. Dmitrieva N.V., Kurlyandskaya G.V., Lukshina V.A., Potapov A.P. Magnetic Anisotropy Induced in an Amorphous Co-Based Alloy by Stress-Annealing and Its Thermal Stability // The Physics of Metals and Metallography // 1998 - Vol. 86. - № 3. - 1998. - P. 264-268.

36. Dmitrieva N.V., Kurlyandskaya G.V., Lukshina V.A., Potapov A.P. The recovery kinetics of the magnetic anisotropy induced by stress annealing of the amorphous Co- based alloy with low Curie temperature // J MMM. -1999. - Vol. 196-197. - P. 320-321.

37. Глазер А.А., Клейнерман Н.М., Лукшина В.А., Потапов А.П., Сериков В.В. Термомеханическая обработка нанокристаллического сплава Fe₇₃₅Cu₁Nb₃Si₁3₅B₉ // ФММ. - 1991. - № 12. - C. 56-61.

38. Лукшина В.А., Дмитриева Н.В., Потапов А.П. Термомеханическая обработка нанокристаллического сплава FeCuNbSiB: наведенная магнитная анизотропия и ее термическая устойчивость // ФММ. - 1996. - Т. 82. - № 4. - С. 77-80.. - Т. 73. - № 2. -C. 181-187.

39. Dmitrieva N.V., Kleinerman N.M., Lukshina V.A., Serikov V.V., Potapov A.А. Thermal stability of the induced magnetic anisotropy and structure of the nanocrystalline alloy FeCuNbSiB // JMMM. - 2000. - Vol. 215-216. - P. 453-454.

40. Клейнерман Н.М., Сериков В. В., Лукшина В.А., Дмитриева Н.В.,

Потапов А.П. Нанокристаллический сплав Fe₇₃₅Cu₁Nb₃Si₁3₅B₉: структура и магнитные свойства. Часть 1. Исследование процесса кристаллизации из аморфного состояния в присутствии различных внешних воздействий // ФММ. - 2001. - Т. 91. - № 6. - C.46-50.

41. Лукшина В.А., Дмитриева Н.В., Носкова Н.И., Клейнерман Н.М., Сериков В.В., Потапов А.П. Нанокристаллический сплав Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5B₉: структура и магнитные свойства. Часть 2. Термическая устойчивость наведенной магнитной анизотропии // ФММ. - 2002. - Т. 93. - № 6. - С. 41-49.

42. Клейнерман Н.М., Сериков В. В., Лукшина В.А., Потапов А.П.,

Волкова Е. Г. Наведенная магнитная анизотропия и cтpyктура нанокристал-кого сплава FeCuNbB // ФММ. - 004. - Т. 98. - № 4. - С. 44-55.

43. Сериков В.В., Клейнерман Н.М., Волкова Е.Г., Лукшина В.А., Потапов А.П., Свалов А.В. Структура и магнитные свойства нанокристаллических сплавов системы FeCuNbSiB после термомеханической обработки // ФММ. - 2006. - Т. 102. - № 5 . - С. 290-295.

44. Шулика В.В., Потапов А.П. Индуцированная анизотропия и магнитные свойства нанокристаллического сплава Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5B₉ // Сб. “Структура, фазовые превращения и свойства нанокристаллических сплавов”. Екатеринбург: ИФМ УрО РАН. - 1997. - С.152-157.

45. Носкова Н.И., Шулика В.В., Лаврентьев А.Г., Потапов А.П.,

Корзунин Г.С. Особенности структуры и магнитные свойства аморфных сплавов на основе железа и кобальта в зависимости от условий нанокристаллизации // ЖТФ. - 2005. - Т. 75. - вып. 10. -С. 61-65.

46. Носкова Н.И., Шулика В.В., Лаврентьев А.Г., Потапов А.П.,Корзунин Г.С. Влияние условий нанокристал-и на структуру и магнитные свойства аморфных сплавов на основе Fe и Сo // ФММ. - 2005. - Т. 100. - № 6 . - С. 34 - 41.

47. Носкова Н.И., Шулика В.В., Потапов А.П. Магнитные свойства и

микроструктура нанокристаллических магнитомягких сплавов

Fe_73.5-хCo_хCu₁Nb₃Si_13.5B₉ // ММ. - 2006. - Т. 102. - № 5. - C. 539-544.

48. Шулика В.В., Лаврентьев А.Г., Потапов А.П., Корзунин Г.С. Влияние термомагнитных обработок на параметры эффекта Баркгазе-на в сплаве Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5B₉ //ФММ. -2002. -Т. 93. - №.6. С .55-57.

49. Горкунов Э.С., Шулика В.В., Лаврентьев А.Г., Потапов А.П., Корзунин Г.С. Эффект Баркгаузена в сплавх с аморфной и нанокристаллической структурой // ДАН. - 2002. - Т. 386. - № 4. - С. 468-470.

50. Shulika V.V., Lavrent'ev A.G.,.Potapov A.P., Korzunin G.S. Peculiarities of manifestation of Barkhausen effect in Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5B₉ alloy in amorphous and nanocrystalline states // JMMM. - 2003. - Vol. 254 -255. - P. 454-456.

51. Носкова Н.И., Шулика В.В., Лаврентьев А.Г., Потапов А.П. и др.Особенности структуры и параметров эффекта Баркгаузена аморфных сплавов после различных термических обработок // Дефектоскопия. -2002. -№ 9. - С. 63-68.

52. Астраханцев Ю.Г., Шерендо Т.А., Корзунин Г.С., Лаврентьев А.Г., Потапов А.П., Влияние термомагнитных обработок сердечников из нанокристаллического сплава Fe_73,5Cu₁Nb₃Si_13,5B₉ на параметры первичных преобразователей скважинного магнитометра-инклинометра // ФММ . - 2003. - Т. 96. - № 1. - С. 37-41.

53. Астраханцев Ю.Г., Корзунин Г.С., Лаврентьев А.Г., Потапов А.П., Шерендо Т.А., Шулика В.В. Контроль качества сердечников из нанокристаллических сплавов, предназначенных для первичных преобразователей скважинного магнитометра-инклинометра// Дефектоскопия. - 2004. -№ 4. - С. 60-66.

54. Астраханцев Ю.Г., Лаврентьев А.Г., Щербинин В.Е., Корзунин Г.С., Нехорошков В.Л., Потапов А.П., Шерендо Т.А. Перспективы применения современных магнитомягких материалов в магнитометрич-й геофизичй аппаратуре//ДАН.-2006. - Т. 406. - No.1 . - C. 89-94.

55. Филиппов Б.Н., Губернаторов В.В., Драгошанский Ю.Н., Дмитриева Н.В., Ершов Н.В., Лукшина В.А., Потапов А.П., др.Теоретические и технологические принципы создания магнитно-мягких материалов с новым уровнем функциональных характеристик // Сб. тезисов Совещания по программе ОФН РАН «Новые материалы и структуры». Москва, Черноголовка: ИФТТ РАН,? 2005.?С. 123-124,

56. Филиппов Б.Н., Губернаторов В.В., Драгошанский Ю.Н., Дмитриева Н.В., Ершов Н.В., Лукшина В.А., Потапов А.П., и др.Теоретические и технологические принципы создания магнитно-мягких материалов с новым уровнем функциональных характеристик // Сб. тезисов Совещания по программе ОФН РАН «Новые материалы и структуры». Москва, Черноголовка: ИФТТ РАН,? 2006.? C. 121?122

57. Филиппов Б.Н., Губернаторов В.В., Драгошанский Ю.Н., Дмитриева Н.В., Ершов Н.В., Лукшина В.А., Потапов А.П. и др. Теоретические и технологические принципы создания магнитомягких материалов с новым уровнем функциональных характеристик // Сб. тезисов Совещания по программе ОФН РАН «Новые материалы и структуры». Москва, Черноголовка: ИФТТ РАН.- 2007.?С. 124?125

58. Дмитриева Н.В., Лукшина В.А., Носкова Н.И., Потапов А.П. Магнитная анизотропия, наведенная отжигом под нагрузкой, ее термическая стабильность и структура сплава Fe₅Сo₇₂ Si₁₅ В₈ // ФММ. - 2007. - Т. 104. - № 1. - С. 56-62.

59. Шулика В.В., Потапов А.П., Носкова Н.И. Магнитные свойства, температурно- временная стабильность свойств аморфных и нанокристаллических сплавов на основе железа и кобальта с дестабилизированной доменной структурой//ФММ. -2007. Т. 104.- №3.- C. 241-244.

1. А.с. 1742341 (СССР), Способ термомагнитной обработки аморфных магнитомягких сплавов с нулевой магнитострикцией., Глазер А. А., Шулика В. В., Потапов А. П., Старцева И.Е., Дубинина Л.С., - по заявке № 4849398 с приоритетом от 9.07.1990 С21Д ј, 9/46, Бюллетень № 23 от 23.06.92.

2. Пат. РФ 2296340. Способ магнитной структуроскопии // Лаврентьев А.Г. Корзунин Г.С., Носкова Н.И., Потапов А.П. - 2005129015/28; заявлено 16.09.2005; Опубл. 27.032007, Бюл. № 9. - C.1.

3. Пат. РФ 2117714. Магнитный сплав и магнитопровод из этого сплава // Cтародубцев Ю.Н., Кейлин В.И., Белозеров В.Я., Хлопунов С.И., Потапов А.П.- 95103337/02 ; заявлено 06.03.1995; Опубл. 20.08.98, Бюл. № 23. - C.1.

Цитированная литература:

1. Быстрозакаленные металлы // Сб. науч. трудов. Под ред. Кантора Б.

Пер. с англ. - М.: Металлургия. - 1983. - 472 с.

2. Amorphous Metallic Alloys // Сб. науч. трудов. Под ред. Люборского Ф.Е. Пер. с англ. - М.: Металлургия. - 1987. - 584 с.

3. Судзуки К., Фудзимори Х., Хасимото К. Аморфные металлы // Под ред. Масумото Ц., Пер. с япон. - М.: Металлургия. - 1987. - 328 с.

4. Fujimory H., Kikuchi M., Оbу Y. New Co-Fe amorphous alloys as soft magnetic materials // Sci. Rep. R1TU. - 1976.- V. A26. - № 1. - P. 36-47.

5. Kоhmоtо О., Оhуа К., Yamaguсhi N., Fujishima H., Оjima T. Magnetic properties of zero magnetostrictive amorphous Fe-Co-Si-В alloys // J. Appl. Phys. - 1979. - V. 50. - № 7. - P. 5054-5058.