Содержание к диссертации
Введение
1 Аналитический обзор литературы 6
1.1 Фазовая диаграмма системы SrO-Fe203 6
1.2 Кристаллическая структура фазы SrFe^O^ 8
1.3 Основные характеристики магнитотвердых материалов 12
1.3.1 Механизмы перемагничивания и их реализация в магнитотвердых материалах 15
1.3.2 Особенности перемагничивания высокоанизотропных ферромагнетиков 21
1.3.3 Перемагничивание малых однодоменных частиц 26
1.3.4 Расчеты критического размера однодоменной частицы 32
1.4 Магнитные свойства сплавов на основе соединения SrFe^Oig 40
1.5 Технологии получения сплавов стронциевого феррита для постоянных магнитов 43
1.5.1 Традиционные методы получения 43
1.5.2 Методы получения нанокристаллических порошков сплава SrFe^Oig 46
1.6 Постановка цели и задач 52
2. Материалы и методы исследования 53
2.1 Исследуемые материалы 53
2.2 Методы получения нанокристаллических материалов 53
2.2.1 Механохимическая обработка 53
2.2.2 Высокотемпературный отжиг 55
2.2.3 Ступенчатый отжиг 55
2.3 Методика фазового анализа и определения размеров кристаллитов фаз в нанокристаллических сплавах на основе SrFei20i9 56
2.3.1 Составление компьютерного банка рентгенограмм 56
2.3.2 Расчёт рентгенограмм основных фаз по программе SPECTRUM 58
2.3.3 Получение дифрактограммы исследуемого сплава 59
2.3.4 Алгоритм количественного фазового анализа и размеров кристаллитов фаз и микродеформации их решеток 60
2.3.5 Методика определения количества аморфной фазы в аморфно-кристаллических сплавах 65
2.4 Высокоразрешающая растровая электронная микроскопия 66
2.5 Седиментационный анализ 68
2.6 Магнитные измерения 69
3 Результаты и их обсуждение 71
3.1 Структура и магнитные свойства сплава SrFei20i9 после измельчения 71
3.1.1 Структура и магнитные свойства сплава SrFe)20i9 после обработки в высокоэнергетической мельнице АГО-2У 71
3.1.2 Структура и магнитные свойства сплава SrFei20i9 после обработки в низкоэнергетической мельнице САНД-1 78
3.2 Структура и магнитные свойства измельченного сплава SrFe^Ojg после отжигов 86
3.2.1 Изохронные отжиги при разных температурах порошков, измельченных в мельнице АГО-2У 86
3.2.2 Изотермические отжиги различной продолжительности порошков, измельченных в мельнице АГО-2У 94
3.2.3 Структура и магнитные свойства сплава SrFe^Ojp, измельченного в мельнице САНД-1, после высокотемпературного отжига 101
3.2.4 Структура и магнитные свойства сплава SrFe^O^, измельченного в мельнице САНД-1, после ступенчатого отжига 107
Выводы 115
Список использованных источников 117
- Механизмы перемагничивания и их реализация в магнитотвердых материалах
- Методы получения нанокристаллических порошков сплава SrFe^Oig
- Алгоритм количественного фазового анализа и размеров кристаллитов фаз и микродеформации их решеток
- Структура и магнитные свойства сплава SrFei20i9 после обработки в низкоэнергетической мельнице САНД-1
Введение к работе
Развитие современной техники немыслимо без использования новых материалов, обладающих заданным комплексом свойств. Особое место среди этих материалов занимают магнитотвердые сплавы, которые широко используются в электро- и радиотехнической, электронной и приборостроительной отраслях промышленности, в компьютерной и медицинской технике. Стоимость ежегодно производимых в мире постоянных магнитов из разных материалов составляет несколько миллиардов долларов. На сегодняшний день и ближайшие годы основным магнитотвердым материалом, выпускаемым и потребляемым промышленностью, остаются гексаферриты, в частности, гексаферрит стронция.
Основная особенность гексаферрита стронция - высокая коэрцитивная сила, достигающая 0,3-0,4 Тл, обусловленная существованием одной оси легкого намагничивания при высоком значении константы магнитокристаллической анизотропии. Однако, у стронциевого гексаферрита относительно низкая намагниченность насыщения, она в несколько раз ниже, чем у таких магнитных материалов, как альнико или сплавы SmCo5. Гексаферрит стронция обладает высокой химической стойкостью, при этом он значительно дешевле сплавов Nd-Fe-B, хотя свойства порошков гексаферрита стронция заметно ниже. Однако свойства этих порошков могут быть заметно увеличены. Одним из возможных путей в этом направлении является разработка способов получения нанокристаллических материалов на основе соединения SrFe^Oig.
Из литературных источников известно, что коэрцитивная сила гексагональных ферритов в основном зависит от размера частиц, и высокие ее значения достигаются при размерах кристаллитов ниже критического для однодоменной частицы, равного приблизительно 0,5 мкм.
Порошки гексаферритов с размером частиц, ниже критического для однодоменной частицы, получают разными способами: самораспространяющимся высокотемпературным синтезом, индуцированной микроволнами реакцией окисления, кристаллизацией аморфной фазы, полученной закалкой из жидкости,
золь-гель технологией, химическим осаждением из жидкого раствора, механохимическим методом и др. В результате удается получить порошки с коэрцитивной силой более высокой, чем у порошков, производимых традиционным методом порошковой металлургии. Последние обычно имеют коэрцитивную силу не более 0,2 Тл.
Несмотря на большое количество работ, посвященных изучению
нанокристаллических сплавов SrFe^O^, закономерности формирования структуры
и свойств этих сплавов, а также влияние разных методов получения на эти
закономерности изучены недостаточно. Это существенно затрудняет
совершенствование существующих технологий производства данных сплавов, а также разработку новых методов их получения и новых сплавов гексаферрита стронция. Поэтому исследование нанокристаллического стронциевого гексаферрита представляет ценность, как с научной, так и с практической точки зрения.
Механизмы перемагничивания и их реализация в магнитотвердых материалах
Сравнение теоретических и экспериментальных значений показывает, что достигнутые значения магнитной энергии и коэрцитивной силы существенно ниже теоретических оценок. Это указывает на существование целого ряда причин, которые облегчают процесс перемагничивания по сравнению с идеальным процессом когерентного вращения вектора намагниченности.
Для выяснения этих причин необходимо рассмотреть магнитные свойства порошков и оценить основные факторы, влияющие на эти свойства. Образцы для изучения магнитных свойств обычно готовятся путем прессования порошка в полях до 560 кА/м с применением различных цементирующих веществ. Такие образцы представляют собой совокупность порошинок, ориентированных своими осями легкого намагничивания вдоль фиксированного внешним магнитным полем направления, обладают одноосной анизотропией и характеризуются невысокой плотностью. В результате изучения магнитных свойств порошков был обнаружен ряд эффектов, осмысливание которых в сочетании с изучением металлографической и доменной структур позволило выделить главный механизм перемагничивания различных сплавов на основе РЗМ с кобальтом. На рисунке 6 показана зависимость коэрцитивной силы порошка SmCo5 от величины намагничивающего поля и времени измельчения.
Следует отметить сильную зависимость коэрцитивной силы порошков от размеров отдельных частиц и величины намагничивающего поля (см. рисунок 6).
В крупных порошках (88—147 мкм) коэрцитивная сила с увеличением максимального поля частного цикла перемагничивания возрастает почти линейно; для порошков меньших размеров в достаточно больших полях достигается некая максимальная коэрцитивная сила, характерная для данного размера (происходит как бы «насыщение» коэрцитивной силы). Это «насыщение» происходит в тем меньших полях, чем меньше размер порошинок. Если взглянуть на зависимость коэрцитивной силы от времени измельчения (а, следовательно, от размера порошка), то обнаруживается максимум коэрцитивной силы при определенном размере порошка (см. рисунок 6). Такое влияние размера порошка на его коэрцитивную силу не является необычным. Аналогичные эффекты наблюдаются на порошках кобальта, сплава марганец-висмут, ферритах.
Возрастание коэрцитивной силы порошка с ростом продолжительности измельчения связано с уменьшением размеров частиц до 1 мкм и соответствующим сокращением числа дефектов в объеме получающихся монокристаллических частиц/14/. «Перемол» порошка, проявляющийся в снижении значения Д;, при грубых режимах размола может быть связан с пластической деформацией частиц. Изменение плотности дефектов кристаллической решетки в увеличением продолжительности размола порошка подтверждается расширением линий дифракции на рентгенограммах порошков /15, 16/. При измельчении слитка и деформации спеченного сплава SmCo5 происходит увеличение ширины рентгеновских линий. Однако при одинаковой ширине рентгеновских линий коэрцитивная сила после деформации значительно ниже, чем после измельчения, сопровождающегося уменьшением размеров частиц. В связи с этим в качестве основной причины увеличения коэрцитивной силы при измельчении следует считать уменьшение вероятности нахождения в малой частицы магнито-активного дефекта кристаллического строения /16/.
Такое поведение порошка заставляет предположить, что большую роль в перемагничивании играют процессы зарождения доменов обратной намагниченности и движения возникающих доменных границ. Какой из этих процессов является определяющим, в сильной степени зависит от дефектов кристаллической решетки и неоднородностей структуры получаемых порошков. В представлении о возникновении зародышей обратной намагниченности и движении границ доменов легко находят объяснение влияние намагниченного поля на коэрцитивную силу порошка и ее экстремальная зависимость от времени измельчения и размера частиц порошка.
В малых намагничивающих полях и больших частицах не все доменные границы при намагничивании вытесняются из вещества. Поэтому при наложении размагничивающего поля имеющиеся в частице зародыши обратной намагниченности способствуют перемагничиванию вещества, которое происходит путем смещения имеющихся доменных границ. По мере увеличения намагничивающего поля и уменьшения размера частиц уменьшается вероятность выживания зародышей обратной намагниченности. В предельном случае частица оказывается однородно намагниченной до насыщения. В этом случае для начала перемагничивания в частице должен возникнуть зародыш обратной намагниченности, что в высокоанизотропных ферромагнетиках требует больших размагничивающих полей. Коэрцитивная сила при этом возрастает. При продолжительном дроблении и очень мелких частицах увеличивается плотность поверхностных дефектов кристаллической решетки, что облегчает возникновение зародышей обратной намагниченности в местах с повышенной плотностью энергии, а это приводит к снижению коэрцитивной силы. При таких условиях удаление поверхностных дефектных слоев должно повышать коэрцитивную силу порошка. Подобные эффекты наблюдали при травлении порошка SmCos, когда в результате травления коэрцитивная сила с 1200 возрастала до 2000 кА/м. Таким образом, если лимитирующим звеном при перемагничивании является процесс образования зародыша обратной намагниченности, то снижение плотности дефектов в материале и увеличение намагничивающего поля должно способствовать повышению коэрцитивной силы. Это было подтверждено получением на монокристаллических образцах из соединения SmCos магнитной энергии 256 кДж/м , что соответствует теоретическому пределу, оцененному как (4TC-IS)2/4.
Методы получения нанокристаллических порошков сплава SrFe^Oig
В последнее время появился значительный интерес к нанокристаллическим материалам. Отметим, что к нанокристаллическим магнитотвердым сплавам следует относить такие материалы, в которых кристаллиты имеют размеры ниже критического для однодоменного состояния, что и обеспечивает высокие магнитные свойства.
Порошки нанокристаллических ферритов с размером частиц, меньшим критического, получают разными способами:
- Соосаждение. Этот метод позволяет получать порошки гексаферрита путем химического соосаждения их из раствора солей стронция и железа. Особенностью метода заключается в черезвычайно тонком перемешивании исходных компонентов. Таким образом, создаются благоприятные условия для протекания реакции образования ферритов, так как при этом практически полностью устраняется наиболее медленная стадия - диффузия реагирующих компонентов через слой продуктов реакции. Характерным для метода является то, что ферриты образуются при более низких температурах, чем в случае получения их из механических смесей оксидов.
Например, в работах [29-31] получали ультрадисперсные частицы (50-200 нм) химическим осаждением из водных растворов нитратов Sr и Fe и NaOH. Эти растворы подвергали нагреву (до 100-220С, 1-3 ч.) в автоклаве, где протекал гидротермический синтез. Продукты осаждения промывали, фильтровали, высушивали, а затем подвергали отжигу на воздухе при высоких температурах (650-1150С, 1-2 ч.) для получения гексаферрита SrFe O . В указанных работах найдены режимы отжига, обеспечивающие наивысшие магнитные свойства. Например в работе [31]. получены порошки, имеющие коэрцитивную силу - до 5.5 кЭ, остаточную намагниченность - до 1.7 кГс и намагниченность насыщения - до 3.0 кГс. При этом средний размер частиц, определенный методом растровой электронной микроскопии, составлял 150-200 нм. Отметим, что, наряду с высокой коэрцитивной силой, значение намагниченности насыщения порошков было заметно ниже (приблизительно на 30 %) теоретической намагниченности насыщения гексаферрита стронция (4.8 кГс).
Самораспространяющийся высокотемпературный синтез.(СВС) Метод основан на использовании внутренней химической энергии для проведения реакции ферритизации в самораспространяющемся режиме горения. Необходимое для осуществеления СВС тепло обеспечивается реакцией окисления металла. Создание метода СВС вызвало большой интерес благодаря высокой скорости процессов синтеза, реализуемых при высокой температуре без нагревательных устройств и затрат электроэнергии. Метод СВС сравнительно прост: смесь порошков исходных реагентов помещается в специальную установку, куда при необходимости подается кислород или воздух, и коротким тепловым импульсом проводится инициирование синтеза. После чего фронт синтеза проходит по всему объему исходной смеси, превращая ее в конечный продукт. В работе /32/ к измельченной смеси оксидов Sr02 и Fe2C 3 подводилась нихромовая нить при температуре 800 С, что инициировало синтез. Далее проводился отжиг при 1150 С в течение 2 часов. При этом после отжига получается практически чистый гексаферрит стронция ( 97%) с размерами кристаллитов 37-43 нм, но при этом коэрцитивная сила не превышает 3 кЭ. - Кристаллизация аморфной фазы. Аморфный порошок получают путем закалки из жидкого состояния. Затем полученный порошок отжигается. Контролируя температуру, длительность отжига и другие параметры процесса, можно получить очень мелкие зерна и узкое распределение их по размерам. - Реакция окисления, индуцированная микроволнами. Расствор солей железа и стронция с органическими веществами нагревается микроволнами до температуры самовозгорания и далее происходит самоподдерживающаяся реакция ферритизации. Метод отличается очень малым временем прохождения реакции около 15 мин .При этом продуктами реакции являются гексаферрит стронция и газообразные фазы. В работе /33/, водный раствор нитратов Sr и Fe, а также мочевины, обрабатывался в микроволной печи, где при температурах выше 1000С протекал процесс горения. Для получения высоких магнитных свойств продукты этого синтеза далее подвергали отжигу на воздухе при 850-1050С в течение 2 ч. . Показано, что с ростом температуры отжига коэрцитивная сила снижалась (от 4.4 до 1.6 кЭ), а намагниченность насыщения росла (от 2.0 до 4.0 кГс), хотя и не достигала предельного значения (4.8 кГс). - Механохимжеский метод. В значительном числе работ для получения нанокристаллического состояния в гексаферритах использован метод механохимии /34-39/. Этот способ реализовался путем обработки исходных материалов (обычно смеси порошков гематита Fe203 с БгСОз) в высокоэнергетической мельнице с последующим отжигом. Длительность измельчения исходной смеси Fe2C 3 + SrCCb составляла в работах /35,37,40/ 15-30 ч. Непосредственно после измельчения порошок содержал РегОз и вторую фазу, которая согласно мессбауэровским исследованиям, имеет парамагнитную структуру, аналогичную магнитной структуре вюстита FeO. Предполагается, что этой структурной составляющей фазой может аморфная фаза /35/. В тоже время в работах /34,36/ утверждается, что аморфная фаза в измельченном порошке не обнаружена. В работах /35,36/ порошки подвергали холодному прессованию до плотности 3.5-4.0 г/см3. А для получения анизотропных образцов спрессованные заготовки подвергали горячей осадке при 900 С. В любом случае в дальнейшем проводили отжиг на воздухе при температурах 600-1200С продолжительностью до 2.5 ч.
Показано, что до тех пор, пока не начнется формирование гексаферрита SrFei20i9 магнитные свойства низкие: намагниченность насыщения составляет величину менее 0.6 Гс и Нсі около 0.5 кЭ. Температурная зависимость HCj характеризовалась кривой с максимумом, в то время как величина 4TCIS с ростом температуры отжига монотонно увеличивалась. Кроме того, значения коэрцитивной силы и намагниченности насыщения зависели от продолжительности отжига при данной температуре. В качестве иллюстрации на рисунке 12 показаны зависимости коэрцитивной силы, удельной остаточной намагниченности и удельной намагниченности насыщения от температуры отжига при его длительности 1 ч./34/.
Наивысшее значение Hci около 5.5 кЭ достигалось после отжига при 1000С. При этом значение намагниченности насыщения, измеренной в поле 20 кЭ, было приблизительно на 7 % ниже известной величины для гексаферрита стронция. Увеличения намагниченности можно было достичь ростом продолжительности отжига, но это вело к падению коэрцитивной силы. По данным растровой электронной микроскопии частицы порошка после отжига при 1000С имели размер 0.1-3 мкм. Они содержали фазу SrFei20i9 и следы гематита. Авторы /34/ считают, что перемагничивание образца определялось необратимым вращением вектора намагниченности однодоменных частиц и задержкой смещения доменных границ в многодоменных частицах.
Алгоритм количественного фазового анализа и размеров кристаллитов фаз и микродеформации их решеток
При подгонке спектров в качестве варьируемых могут выступать следующие параметры: период решётки фазы amz, её количество Vm, диаметр области когерентного рассеяния (ОКР) фазы или размера нанокристалла D , среднеквадратичная микродеформация е , текстурные коэффициенты. Кроме того, в программе PHAN% предусмотрена возможность учёта дополнительных подгоночных параметров: параметра геометрического уширения, нуля счётчика или центра тяжести прямого пучка на рабочих щелях, выдвига поверхности образца с оси гониометра, юстировочной погрешности, глубины проникновения излучения в образец. Отделение фона осуществляется путём оптимизации с плавающим фоном во всём интервале съёмки, при этом задаётся степень аппроксимирующего фон полинома.
При проведении анализа параметров субструктуры геометрическое уширение измерялось по дифрактограмме эталона и при «подгонке» спектров варьировались как средний размер блоков D , так и средняя величина микродеформации е . При фазовом анализе достаточно считать е = 0, при этом интервал съемки дифрактограммы может быть снижен. Необходимо отметить, что в случае нанокристаллических материалов размер кристаллитов, найденных с помощью сканирующей электронной микроскопии, вполне удовлетворительно совпадает с величиной, найденной из анализа уширения рентгеновских линий, в том числе и при исследовании фазы SrFe120i9. Поэтому можно считать, что в случае нанокристаллических сплавов рентгеновский метод дает возможность определять средний размер кристаллитов D .
Программа PHAN% позволяет оптимизировать текстурные коэффициенты указанных пользователем фаз, то есть коэффициенты разложения их ФРО (функции распределения ориентировок) по обобщенным симметризованным сферическим гармоникам. Количество подгоночных коэффициентов, необходимых для адекватного описания текстуры, тем больше, чем острее текстура и чем ниже симметрия рассматриваемой фазы. Разумеется, невозможно анализировать крупнозернистый образец, где интенсивности линий имеют случайный характер (ФРО здесь не гладкая плавная функция, а разрывная и дискретная, набор 5-функций).
Результаты оптимизации, включающие в себя достигнутое значение минимизируемой функции (минимум квадратичной формы), а также все подгоночные параметры выводились на экран (принтер или в текстовый файл). Достигнутый уровень минимума квадратичной формы служил показателем качества подгонки. Визуальная оценка качества подгонки проводилась сравнением модельного и экспериментального спектров на экране. Например, в том случае, если модельный спектр не полностью совпадал с экспериментальным или на экспериментальном спектре были отчётливо видны линии "чужих" фаз, то дальнейшим этапом фазового анализа являлась расшифровка этих неописанных экспериментальной дифрактограммы.
Кроме визуальной оценки качества совпадения теоретического и экспериментального спектров, необходим контроль физической обоснованности значений всех подгоночных параметров. Например, полученный в результате расчета размер кристаллита фазы, равный 1800 нм, не имеет физического смысла, поскольку кристаллиты такого размера зафиксировать рентгенографическим методом не возможно. Также не имеет физического смысла решение, при котором размер кристаллитов какой-либо фазы меньше 2-3 нм. Известно соотношение /47/, связывающее между собой величины среднего размера блока (кристаллитов) и уширения линий дифрактограммы:
Из уравнения (26) следует, что размер кристаллита, равный 2 нм, вызывает уширение линий 10, т. е. фактически линия сливается с фоном, тем самым незначительно приподнимая его по оси интенсивности. При этом линии, неописанные с помощью линий основной фазы, остаются нерасшифрованными. Таким образом, данный результат не имеет физического смысла. Величина периодов решётки также может служить показателем качества подгонки. Например, если в результате расчёта было получено значение периода решётки a-Fe, равное 0,3114 нм, то такой результат следует считать физически бессмысленным, поскольку известно, что при комнатной температуре период решётки a-Fe равен 0,2866 нм. Таким образом, из всех результатов количественного фазового анализа и определения параметров структуры отбирались лишь статистически значимые и не лишённые физического смысла результаты. По результатам исследования различных сплавов Sr-Fe-О чувствительность предлагаемого фазового анализа составляет около 1 %, статистическая погрешность определения содержания фаз - 0,5-2 %. 2.3.5 Методика определения количества аморфной фазы в аморфно-кристаллических сплавах Реализация методики рентгенографического фазового анализа аморфно-кристаллических сплавов включала следующие этапы /48/: 1) съемка исследуемого образца и эталона, содержащего известную концентрацию (со) одной из основных фаз, присутствующую в образце (причем для существенного снижения уровня фона съемка проводилась с использованием монохроматора из графита); 2) расчет (в рамках кинематической теории рассеяния) относительного содержания кристаллических фаз в образце посредством сравнения интенсивностей их линий без учета аморфной фазы; 3) измерение интенсивности определенных линий данной фазы в образце (I) и эталоне (10); 4) расчет реальной объемной доли этой фазы в образце (с); 5) Определение реального содержания других фаз в образце с учетом п.2, а также объемной доли аморфной фазы как разницы между 100 % и суммарным содержанием кристаллических фаз в образце.
Структура и магнитные свойства сплава SrFei20i9 после обработки в низкоэнергетической мельнице САНД-1
Ступенчатый отжиг в магнитном поле позволил повысить коэрцитивную силу до значений характерных для наносостояния (UOHCJ«0,4 Тл), полученного ранее. На рисунке 54 представлены кривые размагничивания порошков, изготовленных компактированием в магнитном поле, отожженных с применением магнитного поля при низкотемпературном отжиге и без него. Видно, что при сохранении коэрцитивной силы около ц )Нс;«0,4 Тл остаточная намагниченность образца, отожженного в магнитном поле, заметно увеличилась по сравнению с изотропным состоянием (приблизительно в 1,4 раза ). Напомним, что порошок в исходном состоянии (до каких-либо обработок) имел ЦоТг ю 0,25 Тл, т.е. по сравнению с исходным состоянием двухступенчатый отжиг с применением магнитного поля позволил повысить остаточную намагниченность в 1,4 раза. При этом, как видно из рисунка 55 коэрцитивная сила не зависела от температуры низкотемпературной ступени. В то же время ступенчатый отжиг позволил сохранить способность порошка гексаферрита стронция ориентироваться осью легкого намагничивания 001 вдоль направления магнитного поля. На рисунке 56 представлены полюсные плотности (001) порошков, изготовленных компактированием в магнитном поле, после измельчения и после ступенчатого отжига. Магнитные измерения КМП-образцов так же подтверждают способность порошка к текстурованию (остаточная намагниченность больше половины от намагниченности насыщения гексаферрита стронция). В результате можно сделать вывод об анизотропной ориентации возникающих при рекристаллизации кристаллитов в частице. Следует отметить, что методом рентгеноструктурного анализа, хотя и не удалось выявить никаких структурных изменений, можно предположить, что магнитное поле при низкотемпературном отжиге ориентирует определенным образом зародыши рекристаллизации.
Способность порошка текстуроваться в магнитном поле разрушается, если низкотемпературную ступень отжига проводить без приложения магнитного поля, что позволяет сделать вывод о сильном влиянии магнитного поля на формирование окончательной структуры порошка после отжига. Из рисунка 55 также видно, что при приближении температуры низкотемпературного отжига к температуре Кюри (Тс) значения остаточной намагниченности уменьшаются. Это так же свидетельствует о важной роли магнитного взаимодействия порошка с внешним магнитным полем при отжиге.
Наилучшее сочетание магнитотвердых свойств, полученное в порошке гексаферрита стронция представлено в таблице 16. В конечном итоге можно сделать вывод, что предложенный метод повышает коэрцитивную силу порошка по сравнению с исходным состоянием в 2,7 раза, остаточную намагниченность в 1,4 раза и магнитное произведение в 2,2 раза. На основании комплексных исследований структуры и магнитных свойств порошка SrFei20i9 впервые установлено, что: 1. Кратковременное измельчение крупнокристаллического порошка SrFe Ojg в мельнице позволяет получить в кристаллическом состоянии порошок стронциевого гексаферрита с размером d — 0,1-1 мкм, характеризующиеся малыми размерами ОКР и высоким уровнем микродеформации решетки. При этом выявлено различное влияние энергонапряженности помола на фазовый состав, структуру и магнитные свойства порошка: Обработка в высокоэнергетической мельнице АГО-2У приводит к образованию аморфной фазы, содержание которой увеличивается с продолжительностью помола. В результате образования этой фазы магнитотвердые свойства порошка снижаются. При помоле в низкоэнергетической мельнице САНД-1 образование аморфной фазы не наблюдается, формируются частицы гексаферрита стронция в монокристаллическом состоянии, так как при наложении магнитного поля частицы порошка ориентируются осью с (направление 001 ) вдоль вектора напряженности магнитного поля. В результате низкоэнергетического помола магнитотвердые свойства нетекстурованного порошка практически не изменяются. 2. Высокотемпературный отжиг измельченного порошка приводит к увеличению коэрцитивной силы, что обусловлено формированием нанокристаллической структуры с низким уровнем микродеформации решетки. Полученные при такой обработке порошки не склонны к текстурованию в магнитном поле, из-за формирования в частицах порошка хаотически ориентированных нанокристаллитов гексаферрита стронция. При этом: в порошке, измельченном в высокоэнергетической мельнице, такая структура образуется за счет кристаллизации аморфной фазы и рекристаллизации деформированных кристаллитов SrFe Ojg. Это ведет к повышению коэрцитивной силы (цоНсі) до 0,42 - 0,45 Тл (при размере кристаллитов 130 150 нм), что приблизительно в 3 раза выше, чем у порошков, получаемых традиционной технологией порошковой металлургии. Причем зависимость коэрцитивной силы от температуры отжига имеет экстремальный характер. в порошке измельченном в низкоэнергетической мельнице, такая структура образуется лишь за счет рекристаллизации деформированных кристаллитов SrFe]20i9 и этим можно объяснить увеличение коэрцитивной силы порошков в результате отжига до 0,40- 0,42 Тл, что сравнимо с результатами достигнутых ранее на порошках полученных с помощью высокоэнергетического измельчения и отжига. 3. Двухступенчатая термообработка порошка, измельченного в низкоэнергетической мельнице, включающая низкотемпературный отжиг в магнитном поле и последующий высокотемпературный отжиг, позволяет получить гексаферрит стронция с нанокристаллической структурой, что обуславливает высокое значение коэрцитивной силы (около 0,4 Тл). При этом частицы отожженного порошка текстуруются в магнитном поле, что позволяет заметно увеличить остаточную индукцию (в 1,4 раза) и магнитное произведение (в 1,8 раз) по сравнению с изотропной нанокристаллической структурой. Последнее можно объяснить анизотропной ориентацией формирующихся в частицах порошка нанокристаллитов фазы SrFe Oig. Этот эффект не наблюдается, если низкотемпературный отжиг проводится без наложения магнитного поля. Такой отжиг приводит к формированию частиц не склонных к текстурованию в магнитном поле. 4. Значения среднего размера кристаллитов гексаферрита стронция, определенные из анализа уширения рентгеновских линий и полученные по данным высокоразрешающей растровой электронной микроскопии, с учетом погрешности измерений хорошо согласуются друг с другом, что дает возможность использовать более простой в реализации метод рентгеноструктурного анализа для контроля размера кристаллитов в порошках гексаферрита стронция с нанокристаллической структурой.
