Физика металлов и металловедение, 2024, № 8

Российская академия наук
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ  
И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Том 125   № 8   2024   Август
Журнал основан в августе 1955 г.
ISSN: 0015-3230
Выходит 12 раз в год
Журнал издается под руководством  
Отделения физических наук РАН
Главный редактор
Н.В. Мушников
Редакционная коллегия:
Н.Г. Бебенин, В.Д. Бучельников,
Е.Г. Герасимов (ответственный секретарь),
Ю.Н. Горностырев, М.В. Дегтярев, А.Е. Ермаков, М.А. Коротин,  
Н.Н. Куранова, В.В. Марченков, А.П. Носов, В.В. Попов,  
С.Д. Прокошкин, В.Г. Пушин (зам. главного редактора),
А.Б. Ринкевич, В.В. Сагарадзе, А.С. Самардак,
А.В. Столбовский, В.В. Устинов (зам. главного редактора),
A.V. Andreev, I. Belova, D.I. Gorbunov, S.O. Demokritov, A.V. Pan,
M. Pardavi-Horvath, A. Postnikov, G. Wilde, C.P. Yang
Редакционный совет:
В.В. Устинов (председатель), Р.З. Валиев, А.В. Королев,
Н.В. Мушников, С.Г. Овчинников, В.В. Рыбин, В.М. Счастливцев,  
В.Г. Шавров, Ю.И. Чумляков
Адрес редакции:
620108, Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Телефоны: (343) 374-05-54, (343) 378-36-02
Москва
ФГБУ «Издательство «Наука»
© Российская академия наук, 2024
© Уральское отделение РАН, 2024
© Институт физики металлов, 2024
© Редколлегия журнала
    “Физика металлов и металловедение”  
    (составитель), 2024

СОДЕРЖАНИЕ
Том 125, номер 8, 2024
Электрические и магнитные свойства
Распределение намагниченности в монокристаллах железокремнистых сплавов
Н. В. Ершов, Н. М. Клейнерман, В. А. Лукшина, А. В. Тимофеева 
925
Моделирование пятикомпонентной модели Поттса на треугольной решетке методом Монте-Карло 
в чистом и разбавленном режимах
Г. Я. Атаева, А. Б. Бабаев, А. К. Муртазаев 
934
Структура и магнитотранспортные свойства многослойных наноструктур 
Co77Fe17Ni6/Cu96In4 и Co77Fe17Ni6/Cu с эффектом гигантского 
магнитосопротивления
И. А. Найданов, М. А. Миляев, В. В. Проглядо, В. В. Устинов 
940
Структура, фазовые превращения и диффузия
Кристаллографическая теория и механизм полиморфного β→α-превращения в монокристалле циркония
В. М. Гундырев, В. И. Зельдович, Ю. В. Хлебникова 
947
Мартенситные фазы в метастабильных сплавах на основе Cu–Zn с эффектом памяти формы
Н. Н. Куранова, В. Г. Пушин, А. Э. Свирид, Д. И. Давыдов 
956
Влияние деформации на диффузионные свойства β-Zr при высоких температурах
Д. А. Конов, К. П. Сиднов, Р. И. Синяков, М. П. Белов 
964
Влияние соотношения Sc:Zr на коррозионную стойкость литых сплавов Al–Mg
Н. А. Козлова, А. В. Нохрин, В. Н. Чувильдеев, Я. С. Шадрина, А. А. Бобров, М. К. Чегуров 
974
Особенности структуры и механические свойства метастабильного (α+β)-сплава Cu–39.5 мас.%Zn 
с эффектом памяти формы, подвергнутого механотермической обработке
А. Э. Свирид, В. Г. Пушин, Н. Н. Куранова, С. В. Афанасьев, Д. И. Давыдов, Л. А. Сташкова 
986
Влияние добавки Cа на фазовый состав и свойства низколегированных сплавов системы Al–Mn–Fe
Н. О. Короткова, С. О. Черкасов, Н. Н. Авксентьева 
995
Структурные дефекты сверхпроводящей сердцевины одноволоконного композита MgB2/Nb,Cu
Е. И. Кузнецова, Т. П. Криницина, Ю. В. Блинова, М. В. Дегтярев, П. В. Коновалов, 
К. К. Дихтиевская, И. М. Абдюханов, А. С. Цаплева 
1003
Кристаллографические особенности сдвигового превращения в мартенситных и мартенситно-ферритных 
нержавеющих сталях
М. Л. Лобанов, А. А. Гусев, Л. А. Лобанова, В. Ю. Ярков 
1012
Фазовые превращения при кристаллизации аморфного сплава Al87Ni6Nd7
П. А. Ужакин, В. В. Чиркова, Н. А. Волков, Г. Е. Абросимова, А. С. Аронин 
1020

Ориентационная зависимость циклической стабильности сверхэластичности монокристаллов сплава 
Ti50.2Ni49.8 при сжатии
И. В. Киреева, Ю. И. Чумляков, А. В. Выродова, А. А. Сараева, З. В. Победенная, Е. С. Марченко 
1029
Прочность и пластичность
Трещиностойкость мартенситностареющей стали при циклическом нагружении
Ю. Н. Симонов, М. Ю. Симонов, Ю. В. Калетина, А. Ю. Калетин 
1039
Структурные исследования и сценарий схождения оболочки из магниевого сплава Mg–Zn–Zr
И. Г. Ширинкина, И. Г. Бродова, В. В. Астафьев, С. М. Долгих, К. В. Гаан, В. В. Новоселов 
1048

Contents
Vol. 125, No. 8, 2024
Electrical and Magnetic Properties
Magnetization Distribution in Single-Crystal of Iron-Silicon Alloys
N. V. Ershov, N. M. Kleinerman, V. A. Lukshina, and A. V. Timofeeva 
925
Simulation of the Five-Component Potts Model on Triangular Lattice by the Monte Carlo Method 
in Pure and Diluted Modes
G. Ya. Ataeva, A. B. Babaev, and A. K. Murtazaev 
934
Structure and Magnetotransport Properties of Multilayer Co77Fe17Ni6/Cu96In4 and Co77Fe17Ni6/Cu Nanostructures 
with the Giant Magnetoresistance Effect
I. A. Naidanov, M. A. Milyaev, V. V. Proglyado, and V. V. Ustinov 
940
Structure, Phase Transformations, and Diffusion
Crystallographic Theory and Mechanism of the Polymorphic β→α Transition in a Zirconium Single Crystal
V. M. Gundyrev, V. I. Zel’dovich, and Yu. V. Khlebnikova 
947
Martensite Phases in Cu–Zn Metastable Alloys with the Shape Memory Effect
N. N. Kuranova, V. G. Pushin, A. E. Svirid, and D. I. Davydov 
956
Effect of Deformation on the Diffusion Properties of β-Zr at High Temperatures
D. A. Konov, K. P. Sidnov, R. I. Sinyakov, and M. P. Belov 
964
The Effect of a Sc:Zr Ratio on the Corrosion Resistance of Cast Al–Mg Alloys
N. A. Kozlova, A. V. Nokhrin, V. N. Chuvil’deev, Ya. S. Shadrina, A. A. Bobrov, and M. K. Chegurov 
974
Structure Features and Mechanical Properties of Metastable Cu–39.5 wt % Zn (α+β) Alloy with Shape Memory 
Effect Subjected to Thermomechanical Treatment
A. E. Svirid, V. G. Pushin, N. N. Kuranova, S. V. Afanasyev, D. I. Davydov, and L. A. Stashkova 
986
Effect of Cа Addition on the Phase Composition and Properties of Low-Alloyed Al–Mn–Fe Alloys
N. O. Korotkova, S. O. Cherkasov, and N. N. Avksent’eva 
995
Structural Defects of Superconducting Core of the Single Fiber MgB2/Nb,Cu Composite
E. I. Kuznetsova, T. P. Krinitsina, Yu. V. Blinova, M. V. Degtyarev, P. V. Konovalov, K. K. Dikhtiyevskaya, 
I. M. Abdyukhanov, and A. S. Tsapleva 
1003
Crystallographic Features of Shear Transformation in Martensitic and Martensitic–Ferritic Stainless Steels
M. L. Lobanov, A. A. Gusev, L. A. Lobanova, and V. Yu. Yarkov 
1012
Phase Transformations upon Crystallization of an Al87Ni6Nd7 Amorphous Alloy
P. A. Uzhakin, V. V. Chirkova, N. A. Volkov, G. E. Abrosimova, and A. S. Aronin 
1020
Orientation dependence of cyclic stability of superelasticity of Ti50.2Ni49.8 alloy single crystals under compression
I. V. Kireeva, Yu. I. Chumlyakov, A. A. Vyrodova, A. A. Saraeva, Z. V. Pobedennaya, and E. C. Marchenko 
1029

Strength and Plasticity
Crack Resistance of Maraging Steel at Cyclic Loading
Yu. N. Simonov, M. Yu. Simonov, Yu. V. Kaletina, and A. Yu. Kaletin 
1039
Structural Studies and Convergence Scenario for a Shell Made of Mg–Zn–Zr Magnesium Alloy
I. G. Shirinkina, I. G. Brodova, V. V. Astafjev, S. M. Dolgih, K. V. Gaan, and V. V. Novoselov 
1048

ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2024, том 125, № 8, с. 925–933
ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА
УДК 537.622.4:537.624.8:543.429.3 
РАСПРЕДЕЛЕНИЕ НАМАГНИЧЕННОСТИ В МОНОКРИСТАЛЛАХ 
ЖЕЛЕЗОКРЕМНИСТЫХ СПЛАВОВ
© 2024 г. Н. В. Ершова, *, Н. М. Клейнермана, В. А. Лукшинаа, А. В. Тимофееваа
aИнститут физики металлов УрО РАН, ул. С. Ковалевской, 18, Екатеринбург, 620108 Россия
*e-mail: nershov@imp.uran.ru
Поступила в редакцию 29.12.2023 г. 
После доработки 02.04.2024 г. 
Принята к публикации 14.04.2024 г.
Распределение намагниченности в монокристаллах кремнистого железа после закалки из парамагнитного состояния и после отжига в ферромагнитном состоянии определено методом мёссбауэровской 
спектроскопии. Образцы, содержащие 5, 6 и 8 ат.% кремния, имели кубическую ({100}<001>) и госсовскую ({011}<100>) ориентации кристаллографических осей. Предложен оригинальный способ вычисления относительных долей намагниченности, ориентированной вдоль осей легкого намагничивания, 
в том числе в плоскости монокристаллического образца или под углом к этой плоскости. Использованы параметры, полученные в результате их дискретной аппроксимации мёссбауэровских спектров. 
Показано, что после закалки из парамагнитного состояния намагниченность ориентируется примерно 
равновероятно вдоль трех осей <100>, а после ферромагнитного отжига она перераспределяется вдоль 
направлений <100>, лежащих в плоскости образца.
Ключевые слова: железокремнистые сплавы, монокристаллы, эффект Мёссбауэра, распределение намагниченности, оси легкого намагничивания
DOI: 10.31857/S0015323024080011 EDN: JXAZTU
ВВЕДЕНИЕ
Железокремнистые сплавы с высоким содержанием железа являются базовыми для получения электротехнических сталей. Для кристаллических магнитомягких сплавов железа 
с кремнием характерна магнитокристаллическая анизотропия. В кристаллах железа и магнитомягких сплавов железо–кремний имеются 
оси легкого намагничивания (ОЛН), которые 
совпадают с кристаллографическими осями 
тетрагонального типа <100>, вдоль которых 
работа намагничивания образца до насыщения, производимая внешним магнитным полем, 
минимальна. Если внешнее поле на образец не 
действует, то намагниченность в отдельных областях – доменах (размером порядка 10–2 см3) 
направлена вдоль одной из ОЛН (спонтанная 
намагниченность). Домены разделены доменными стенками, толщина который оценивается 
в пределах 10‒100 нм.
В отличие от чистого железа, в его сплавах 
замещения (например, с кремнием или алюминием) имеет место наведенная магнитная анизотропия, которая формируется за счет диффузии 
примесных атомов при повышенных температурах в ферромагнитном состоянии [1]. Наведенная при термической обработке магнитная 
анизотропия накладывается на кристаллографическую анизотропию и существенно меняет 
характер зависимости магнитных свойств от направления в кристалле. Для объяснения эффекта наведения магнитной анизотропии в твердых 
растворах замещения в результате термомагнитной обработки около пятидесяти лет назад была 
предложена гипотеза о направленном упорядочении примесных атомов [2–4]. Предполагалось 
(Неель [2], Танигучи и Ямомото [3]), что анизотропия локальных свойств в твердых растворах 
замещения с кубической решеткой может быть 
обусловлена одноосными дефектами, представляющими собой пары однотипных атомов 
(например, Si–Si), преимущественно ориентированные вдоль одного из кристаллографических направлений <100> [4]. При температурах, 
достаточных для протекания диффузии, но ниже 
точки Кюри (TC) пары атомов будут занимать 
позиции в решетке, обеспечивающие минимальный угол между осью пары и вектором намагниченности образца. Направленное упорядочение 
после охлаждения до комнатной температуры 
925

ЕРШОВ и др.
будет «заморожено» ввиду низкой диффузионной подвижности атомов. Возникнет одноосная 
анизотропия, ось которой совпадает с направлением внешнего магнитного поля, действовавшего при отжиге. Гипотеза Нееля блестяще 
объяснила возникновение и температурную 
стабильность наведенной магнитной анизотропии. Кроме того, она имела ряд следствий, 
которые неоднократно подтверждены экспериментально. Например, то, что парное упорядочение отсутствует в чистых металлах и сплавах 
с изотропным дальним порядком, а также то, что 
температура обработки должна быть ниже ТС, но 
достаточной для диффузии атомов. Быстрая закалка от температуры выше ТС или отжиг во вращающемся магнитном поле должны подавлять 
направленное упорядочение [4].
Наведенную магнитную анизотропию (НМА) 
можно формировать, менять ее тип, степень остроты в процессе отжига, например, в магнитном 
поле. При отжиге и охлаждении кристалла ферромагнитного сплава в постоянном магнитном 
поле, приложенном вдоль одной из ОЛН, в нем 
можно получить направление наилегчайшего 
перемагничивания. Вдоль этого направления 
перемагничивание облегчается, магнитомягкие 
свойства улучшаются, в поперечных направлениях перемагничивание затрудняется. В сплаве 
формируется полосовая доменная структура: 
магнитные домены вытягиваются (выстраиваются) вдоль оси наилегчайшего перемагничивания.
Атомная структура и свойства магнитомягких 
сплавов на основе железа интенсивно исследовали на протяжении многих лет [5–17]. Однако 
не было экспериментальных работ, которые 
подтверждали или опровергали теорию направленного упорядочения. Поэтому прямые структурные исследования с целью подтвердить или 
опровергнуть существование одноосных анизотропных дефектов в ОЦК-монокристаллах магнитомягкого сплава железо–кремний, имеющих 
в результате обработки наведенную магнитную 
анизотропию, были актуальными [18]. Результаты таких исследований, выполненных методами 
рентгеновской дифракции и мёссбауэровской 
спектроскопии на монокристаллических образцах сплавов железа с кремнием, опубликованы 
в работах [19–26].
Методом рентгеновской дифракции было обнаружено ближнее упорядочение атомов в виде 
кластеров B2-фазы, состоящих из двух состыкованных гранями B2-ячеек (структура CsCl), 
окруженных растянутыми ячейками α-железа [19–23]. С помощью дискретной аппроксимации мёссбауэровских спектров сплавов несколькими секстетами было показано [25, 26], что 
в ближайшем окружении части атомов железа 
имеются пары атомов кремния, оси которых 
направлены вдоль одной из осей <100>. Атомы 
пары являются вторыми ближайшими соседями, 
что соответствует ближнему порядку B2-типа. 
Было установлено, что доля атомов кремния, 
образующих B2-пары, увеличивается от _ 2/3 
при 5 ат.% до _ 9/10 при 8 ат.% кремния [26]. 
Локальное упорядочение В2-типа формируется 
при высоких температурах и сохраняется после 
охлаждения, при отжиге в ферромагнитном 
состоянии сплава, содержащего 8 ат.% Si, появляются области D03-фазы [27]. Они увеличиваются в размерах и объемной доле при отжиге 
и при увеличении концентрации кремния до 
10 ат.% [24].
С помощью прямых методов наблюдения доменных структур установлено [28], что в монокристаллических образцах с «госсовской» ориентацией (GO – Goss orientation, {011}<100>) 
кристаллических осей намагниченность преимущественно направлена вдоль одной легкой оси <100>, лежащей в плоскости образца. 
Наблюдается полосовая доменная структура, 
параллельная этой оси, разделяемая 180-градусными границами. В образцах с кубической 
текстурой (CO – cubic orientation, {100}<001> – 
две оси <100> лежат в плоскости диска образца) 
домены примерно в равном количестве ориентированы взаимно-перпендикулярно вдоль легких осей и разделены между собой 180- и 90-градусными границами. Эффект «формы образца» 
приводит к тому, что намагниченность в большей своей доле лежит в плоскости образца и вращается в тонких доменных границах, имеющих 
весьма незначительную долю в объеме. Отклонения от плоскости или ориентация намагниченности вдоль других осей имеют место в замыкающих доменах.
Параметры 
мессбауэровских 
подспектров 
содержат информацию об ориентации намагниченности относительно направления распространения γ-лучей. Поэтому для монокристаллических образцов Fe–Si-сплава дополнительно 
к результатам анализа ближнего порядка в расположении атомов предполагается установить, 
какая доля намагниченности ориентируется 
преимущественно вдоль ОЛН, лежащих в плоскости образца, и как на нее влияют условия 
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ 
том 125 
№ 8 
2024

РАСПРЕДЕЛЕНИЕ НАМАГНИЧЕННОСТИ В МОНОКРИСТАЛЛАХ
предварительных термических обработок. Предполагается выделить отношение относительных площадей линий секстета A2/A1 (или A5/A6). 
Рассчитать 
распределение 
намагниченности 
в направлении ОЛН <100> в монокристаллических образцах сплавов и объяснить полученные результаты в соответствии с современными 
представлениями о формировании структуры 
и свойств железокремнистых сплавов.
После термических обработок толщину образцов уменьшали механической и химической 
полировкой до оптимальной для мёссбауэровских исследований. Мёссбауэровские спектры 
измерены на спектрометре ЯГРС-4М в режиме 
постоянных скоростей. Источником служил 
57Co в матрице Cr. Количество каналов на спектр 
составляло 512.
Спектры всех образцов были приведены ранее в работах [25, 26], для полноты изложения 
здесь на рис.1 показаны спектры двух монокристаллических образцов с «госсовской» ориентацией плоскости (GO), содержащих 6 ат.% Si.
Для получения информации о сверхтонких взаимодействиях на ядрах 57Fe проведена 
обработка экспериментальных спектров суперпозицией подспектров (компонент спектра) 
с помощью программы SPECTR, входящей 
в программный пакет MSTOOLS [46]. В качестве 
варьируемых параметров выступали: изомерный 
и квадрупольный сдвиги, сверхтонкое магнитное поле, ширина линии поглощения, относительные площади подспектров. Предполагали 
равенство вероятностей эффекта Мёссбауэра 
для всех ядер 57Fe в различных неэквивалентных 
позициях (окружениях), однородность ближнего порядка в расположении атомов, отсутствие 
корреляции БП с магнитной текстурой.
6 ат. % Si
100
1
90
100
ОБРАЗЦЫ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
В настоящем исследовании объектами служили монокристаллические образцы сплавов 
α-FeSi (CSi = 0.05, 0.06 и 0.08), которые использовали для проведения рентгеноструктурного 
анализа [19, 20, 23, 24, 27] и мёссбауэровских исследований ближнего порядка в расположении 
атомов кремния в решетке α-Fe [25, 26]. Монокристаллические образцы в виде тонких дисков 
(толщина 0.3 мм, диаметр 8–9 мм) с CO-плоскости (100) вырезали из монолитных кристаллов 
(5 и 8 ат.% Si), выращенных по методу Бриджмена, а образцы (толщина 0.35 мм, диаметр 10 мм) 
с GO-плоскости (110) вырезали из зерен рекристаллизации листовой промышленной стали 
(6 ат.% Si). Для рафинирования и снятия напряжений все образцы проходили отжиг в вакууме 
5×10−6 мм рт. ст. при температуре 1050nC в течение 6 ч, после которого содержание углерода не 
превышало 0.005 вес.% [30].
Затем монокристаллические образцы FeSiсплавов были подвергнуты термическим обработкам табл. 1. Три образца с разным содержанием кремния закаливали в воду после 
10-минутной выдержки в парамагнитном состоянии при температуре 850nC (Tan > TC) со скоростью охлаждения около 400nC/с. Два образца: 
один с GO и 6 ат.% Si и один с CO и 8 ат.% Si 
отжигали в течение часа в ферромагнитном состоянии при температуре 450nC (Tan < TC), после 
чего медленно охлаждали в печи.
Пропускание, %
2
90
Таблица 1. Содержание кремния, ориентация и термические обработки исследованных монокристаллических образцов сплавов железо–кремний
Содержание 
Si, ат.%
Ориентация 
образца
Термическая обработка
8
6
4
2
0
V, мм/с
2
4
6
8
6
{011}<100>
закалка от 850nC
6
{011}<100>
отжиг при 450nC
5
{100}<100>
закалка от 850nC
8
{100}<100>
закалка от 850nC
8
{100}<100>
отжиг при 450nC
Рис. 1. Мёссбауэровские спектры и их разложение на подспектры закаленного (1) и отожженного (2) монокристаллических образцов сплава железо–кремний, содержащих 
6 ат.% кремния.
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ 
том 125 
№ 8 
2024

ЕРШОВ и др.
Результаты математической обработки спектров были представлены в виде гистограмм распределения относительных площадей отдельных 
подспектров по сверхтонким полям [25, 26]. Интерпретация результатов обосновывается данными о зависимости СТП от количества атомов 
кремния в ближайших координационных сферах атома железа [31, 32].
них линий A3 = A4 = ¼ (1 + cos2θ). Независимо от 
величины угла θ отношения внутренних и крайних линий (A3/A1 или A4/A6) равно ⅓, а отношения A2/A1 и A5/A6 меняются с углом: при θ = 0n 
A2/A1 = A5/A6 = 0, при θ = 90n – 1.33(3) и при 
θ = 45n – 0.44(4). Здесь перечислены только такие углы θ, которые соответствуют возможным 
ориентациям осей <100> изучаемых монокристаллов относительно пучка гамма-квантов.
В 
любом 
монокристаллическом 
образце 
сплава железа с кремнием, имеющем ОЦК-решетку, имеется три ОЛН <100>, вдоль которых 
стремится ориентироваться спонтанная намагниченность. Более того, в пределах одного домена намагниченность ориентируется вдоль одной 
из таких осей. На границах доменов имеются доменные стенки, в пределах которых происходит 
разворот намагниченности и возможны другие 
ориентации локальной намагниченности. Но их 
влиянием на среднюю намагниченность в данном рассмотрении можно пренебречь из-за их 
относительной тонкости (10–100 нм при ширине домена около 106 нм) и, следовательно, из-за 
их малой доли в общем объеме образца.
Положим, что v1, v2 и v3 – относительные доли 
объемов образца, которые намагничены параллельно ОЛН [100], [010] и [001] соответственно. 
Ориентация образца относительно кристаллографических осей схематически показана на 
рис.  2.
Естественно, что доли v1, v2 и v3 подчинены 
условию – сумма всех трех долей составляет весь 
объем образца:
 
v
v
v
1
2
3
1
+
+
= .
В случае GO-кристаллографических осей 
ОЛН [001] лежит в плоскости образца, две другие оси [100] и [010] составляют углы около 45n 
с плоскостью образца, имеющего форму тонкого 
[010]
[010]
[001]
[001]
[100]
[100]
Рис. 2. Ориентация плоскости тонкого монокристаллического образца (показана серой плоскостью) относительно 
кристаллографических осей <100> и кубической элементарной ячейки (показана кубом из широких черных линий) 
в случае CO образцов – слева и в случае GO – справа.
РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА
Спектры образцов сплавов Fe–Si и определенные из них параметры ближнего порядка 
в виде вероятностей определенных конфигураций из атомов кремния в первых координационных сферах атома железа приведены в работах 
[25, 26]. На рис. 1 показаны спектры двух монокристаллических образцов, содержащих 6 ат.% Si 
(см. табл. 1). Оказалось, что для ближнего порядка во всех сплавах характерна довольно большая 
доля координации 6:2, которая соответствует 
двум атомам кремния в первой координационной сфере атома железа. Пару Si–Si составляют 
атомы кремния, расположенные по ребру ОЦКячейки, вдоль ОЛН <100> и являющиеся вторыми ближайшими соседями, что соответствует 
ближнему порядку B2-типа.
Перестройка ориентации пар Si–Si не происходит спонтанно, требует термической активации и развивается постепенно в процессе 
отжига в ферромагнитном состоянии. После 
термической обработки в монокристаллах железокремнистых сплавов обнаружена анизотропия пространственного распределения областей 
с локальным упорядочением B2-типа [22]. За 
счет преимущественной ориентации B2-кластеров протяженность областей B2-фазы вдоль 
оси НМА больше, а в поперечном направлении 
меньше, что является прямым доказательством 
направленного упорядочения пар атомов кремния в Fe–Si-сплавах, объясняющее возникновение и стабильность одноосной магнитной анизотропии [27].
Для анализа распределения намагниченности 
в образцах сплавов в виде отношений A2/A1 и A5/A6 
имеет значение угловая зависимость интенсивности ядерных переходов. Так, если θ представляет собой угол между направлением потока 
гамма-квантов и направлением магнитного 
поля, то различным переходам соответствуют 
следующие угловые зависимости интенсивностей – площадей под соответствующими пиками 
[33]: для крайних линий A1 = A6 = ¾ (1 + cos2θ); 
для средних линий A2 = A5 = sin2θ и для внутренФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ 
том 125 
№ 8 
2024

РАСПРЕДЕЛЕНИЕ НАМАГНИЧЕННОСТИ В МОНОКРИСТАЛЛАХ
Если из экспериментального спектра определить отношение интегральных интенсивностей 
2
A
A
1
, то можно легко вычислить относительную 
диска. Распределение намагниченности вдоль 
осей [100] и [010] является равновероятным, 
если образец не подвергался специальным обработкам под влиянием внешних воздействий, 
которые могут привести к асимметрии распределения намагниченности, тогда:
долю областей образца, которые намагничены 
вдоль оси [001], лежащей в плоскости образца 
с GO:
2
 
v
v
1
2

 или v
v
v
1
2
3
1
+
=
−
.
D
A
A
1
1
 
v
3
−
3
1
=
−
D
D
или
Если гамма-излучение при измерении ЯГРспектра падает на образец нормально к его поверхности, то возможно наблюдать следующие 
соотношения 
интегральной 
интенсивности 
 
v3
1
5
2
крайних пиков в секстетах: A
3
1
=
−
−
D
D
D
D .
A
A
A
1
6
 
 
или
. Если:
Вдоль других осей:
⎡
⎤
D
D
 v
v
1
2
1
D
D
 или v
v
v
1
2
3
1
2
=
=
−
.
1
2 1
=
=
−
−
(
)
1 – намагниченность ориентирована только 
вдоль оси [001], которая лежит в плоскости образца, тогда
⎢
⎢
⎢
⎥
⎥
⎥
−
(
)
3
1
⎣
⎦
 
D3
2
4
3
1 33 3
=
=
≈
( )
A
A
.
;
1
2 – намагниченность ориентирована только 
вдоль осей [100] и [010], тогда
 
D
D
2
1
2
4
9
0 44 4
=
=
=
≈
( )
A
A
.
.
1
5
2
Соотношение A
A
A
A
1
6
 
 
или
 не может приниВ случае «кубической» ориентации осей 
в образце: ОЛН [100] и [001] лежат в плоскости 
образца, третья ось [010] является нормальной 
к плоскости образца, имеющего форму тонкого 
диска (рис. 2). Определим относительные доли 
объемов образца v1, v2 и v3, которые соответственно намагничены параллельно ОЛН [100], 
[010] и [001]. Доли v1, v2 и v3 подчинены следующим условиям:
1. Сумма всех трех долей составляет весь объем образца (если не учитывать разворот намагниченности в доменных стенках):
 
v
v
v
1
2
3
1
+
+
= .
мать значения, меньше, чем 0.44 (или 4/9), потому что у образцов с GO нет легких осей, ориентированных перпендикулярно к поверхности 
образца, вдоль которых можно собрать существенную долю намагниченности. Такие распределения могли бы вносить вклад в отношение
2
 
A
A
1
0 0
 . .
2. Распределение намагниченности вдоль 
осей [100] и [001] является равновероятным, 
если образец не подвергался специальным обработкам под влиянием внешних воздействий, 
которые могут привести к асимметрии распределения намагниченности, то
 
v
v
1
3

 или v
v
v
1
3
2
1
+
=
−
.
Если гамма-излучение при измерении ЯГРспектра падает на образец нормально к его поверхности, то возможно наблюдать следующие 
соотношения 
интегральной 
интенсивности 
Незначительной долей, которая может быть 
при разворотах намагниченности в доменных 
границах, пренебрегаем из-за их относительной 
тонкости и, следовательно, из-за их малой доли 
в общем объеме.
Суммарный эффект формируется аддитивно 
из вкладов от трех вариантов распределения намагниченности вдоль трех осей легкого намагничивания, а именно:
5
2
крайних пиков в секстетах: A
A
A
A
1
 
D
D
D
D
=
=
+
+
=
A
A
v
v
v
2
1
3
3
1 1
2
2
6
 
 
или
. В случае, 
когда:
1 – намагниченность ориентирована только 
вдоль осей [100] и [001], которые лежат в плоскости образца, тогда
 
=
+
+
D
D
3
3
1
1
2
v
v
v
(
)
или
 
D1
2
 
D
D
D
=
=
+
−
(
)
A
A
v
v
2
4
3
1 33 3
=
=
≈
( )
A
A
.
;
1
1
3
3
1
3
1
.
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ 
том 125 
№ 8 
2024