Содержание к диссертации
Введение
1 Аналитический обзор литературы 6
1.1 Фазовая диаграмма системы Nd-Fe-B 6
1.2 Кристаллическая структура фазы Nd2FenB 9
1.3 Основные характеристики магнитотвердых материалов 11
1.3.1 Механизмы перемагничивания и их реализация в магнитотвердых материалах 13
1.3.2 Особенности перемагничивания высокоанизотропных ферромагнетиков 18
1.3.3 Перемагничивание малых однодоменных частиц 22
1.3.4 Расчеты критического размера однодоменной частицы 26
1.4 Магнитные свойства сплавов на основе соединения NcbFeuB 33
1.4.1 Связь магнитных свойств быстрозакаленных сплавов на основе ШгРенВ со структурными характеристиками 36
1.5 Технология получения сплавов для постоянных магнитов 39
1.6 Способы изготовления магнитов из быстрозакаленных порошков 49
1.7 Влияние Со и других легирующих элементов на структуру и свойства Nd-Fe-B 51
1.8 Постановка цели и задач 54
2. Материалы и методы исследования 55
2.1 Исследуемые материалы 55
2.2 Методы получения нанокристаллических материалов 55
2.2.1 Механохимическая обработка 55
2.2.2 Центробежное распыление 57
2.2.3 Интенсивная пластическая деформация кручением (ИПДК) 58
2.2.3 Кристаллизационный отжиг 58
2.3 Методика фазового анализа и определения размеров кристаллитов фаз в нанокристаллических сплавах на основе ШгРемВ 58
2.3.1 Составление компьютерного банка рентгенограмм 58
2.3.2 Расчёт рентгенограмм основных фаз по программе SPECTRUM 60
2.3.3 Получение дифрактограммы исследуемого сплава 61
2.3.4 Алгоритм количественного фазового анализа и размеров кристаллитов фаз и микродеформации их решеток 62
2.4 Высокоразрешающая растровая и просвечивающая электронные микроскопии 65
2.5 Мессбауэровский метод исследования (ЯГР-спектроскопия) 67
2.6 Магнитные измерения 69
3.1. Исследование структуры и свойств сплавов Nd-Fe-B, полученных методом центробежного распыления 71
3.1.1 Исследование структуры и свойств сплавов Nd-Fe-B после центробежного распыления 71
3.1.2 Исследование структуры и свойств сплавов Nd-Fe-B после центробежного распыления и кристаллизационного отжига 77
3.2 Структура и свойства сплава Nd-Fe-B после обработки в высокоэнергетической мельнице и отжига 90
3.2.1 Структура и свойства сплава Nd-Fe-B, дополнительно легированного Fe, после обработки в высокоэнергетической мельнице и отжига 90
3.2.2 Структура и свойства сплава Nd-Fe-Co-B после обработки в высокоэнергетической мельнице и отжига 97
3.2.2.1 Изучение кинетики аморфизации сплава в процессе механохимической обработки 98
3.2.2.2 Изучение структуры и магнитных свойств измельченных сплавов после отжигов 102
3.4 Структура и свойства сплава Nd-Fe-B после интенсивной пластической деформации кручением и отжига 115
Выводы 121
Список использованных источников 124
- Механизмы перемагничивания и их реализация в магнитотвердых материалах
- Влияние Со и других легирующих элементов на структуру и свойства Nd-Fe-B
- Методика фазового анализа и определения размеров кристаллитов фаз в нанокристаллических сплавах на основе ШгРемВ
- Структура и свойства сплава Nd-Fe-B после обработки в высокоэнергетической мельнице и отжига
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. В этом объеме значительную долю составляют сплавы на основе соединения NcbFenB, обладающие уникальными магнитными свойствами. Причем в последние годы наблюдается заметное увеличение объема производства сплавов Nd-Fe-B с нанокристаллической структурой. По экспертным оценкам производство магнитов из этих сплавов с 2000 г. должно увеличиться за последующие 10 лет в 4 раза.
Новое семейство материалов для постоянных магнитов на основе Nd-Fe-B появилось в 1984 году благодаря открытию ранее неизвестной высокоанизотропной фазы NdiFenB, полученной при закалке из жидкого состояния сплавов указанной выше системы. Бор был введен для повышения склонности двойных сплавов к аморфизации, но оказалось, что его присутствие приводит к образованию ранее неизвестного интерметаллического соединения NdaFenB с чрезвычайно высокой намагниченностью насыщения (1,6 Тл) и весьма высокой константой магнитной анизотропии (5 МДж/м3).
При производстве быстрозакаленных сплавов на основе системы Nd-Fe-B промышленное применение получили две разновидности метода закалки из жидкости: метод спиннингования расплава и метод центробежного распыления. В России такие сплавы производятся методом центробежного распыления III. Высокие свойства быстрозакаленных сплавов объясняются, прежде всего, их нанокристаллической структурой.
Перспективными методами формирования нанокристаллического состояния в материалах являются интенсивная пластическая деформация 121 и измельчение в высокоэнергетической шаровой мельнице /3, 41.
Химический состав нанокристаллических сплавов Nd-Fe-B варьируется в широких пределах. Особую группу, привлекающую внимание многих исследователей, составляют сплавы с низким (по сравнению со стехиометрическим составом ШгРенВ) содержанием неодима (от 12 до 25 %), поскольку эти сплавы имеют более низкую коэрцитивную силу, но обладают более высокой остаточной намагниченностью. В зависимости от количества бора (концентрация которого меняется от 2 до 21 ат. % /41) в указанных сплавах формируется композиционная структура Nd2Fei4B+a-Fe, либо NdiFei4B+Fe3B. Следует отметить также,
5 что во многих случаях проводится дополнительное легирование сплавов Nb-Fe-B такими элементами как Со, Nb, Zr, Dy и др., позволяющее повысить их свойства. Кроме того, благодаря относительно высокой распространенности неодима в земной коре (в несколько раз выше распространенности самария), постоянные магниты на основе сплавов системы Nd-Fe-B более конкурентоспособны, по сравнению со сплавами на основе Sm-Co. Существенным преимуществом является и замена дефицитного кобальта железом.
Несмотря на большое количество работ, посвященных изучению нанокристаллических сплавов на основе системы Nd-Fe-B, 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 на основе соединения NdjFeHB. Поэтому исследование нанокристаллических сплавов на основе Nd-Fe-B представляет ценность, как с научной, так и с практической точки зрения.
Механизмы перемагничивания и их реализация в магнитотвердых материалах
Причинами магнитного гистерезиса магнитотвердых материалов являются необратимые процессы изменения магнитного состояния при намагничивании. В настоящее время выделяют три основные причины магнитного гистерезиса: а) Задержка смещения границ доменов. б) Задержка образования устойчивого зародыша перемагничивания. в) Необратимые процессы вращения вектора намагниченности в однодоменных частицах. Каждый из этих механизмов различным образом определяет величину коэрцитивной силы iHc материала. Гистерезис, обусловленный задержкой смещения границ между доменами, имеет место в том случае, когда зародыши обратной намагниченности возникают относительно легко. Для полного перемагничивания образца внешнее критическое магнитное поле должно привести к смещению границ между доменами. Согласно Кондорскому Е.И. /18/ величина этого поля определяется уравнением где —- — максимальная величина средних значении градиента энергии по всей граничной поверхности, возникающая при движении доменной стенки. Таким образом, препятствием для смещения доменной границы является градиент граничной энергии. Причиной изменения энергии доменной границы могут быть или неферромагнитные включения (теория включений), или внутренние напряжения (теория напряжений). Теория коэрцитивной силы /19/ при наличии неферромагнитных включений (Е. И. Кондорский) основана на допущении, что константа кристаллической энергии К і » A.SCT -внутренних напряжений. Это означает, что на процесс намагничивания преимущественно влияет кристаллическая анизотропия. Из теории следует и экспериментально подтверждается, что при возникновении полей рассеяния возле включений образуется доменная субструктура, так называемая структура «шлейфа» (рисунок 6). Магнитный поток как бы обходит включение и внутри домена возле включения (на рисунок 6, а - заштрихованный квадрат) образуются малые домены «треугольной» формы. Длинными сторонами треугольника на рисунке 6, а изображены дополнительно возникшие междоменные границы.
При росте домена I за счет домена II, т. е. при переходе границы АВ (рисунок 6, б) через включение размером d, происходит увеличение поверхностной энергии на величину ydAx, где Ах - смещение границы. Как уже говорилось, смещение границы задерживается не только напряжениями, но и включениями. При наличии включений смещение границы сопровождается и изменением плотности поверхностной энергии, и изменением площади граничной поверхности, и изменением у обусловленным возникновением магнитных полей рассеяния вокруг включений. Из теории напряжений следуют два важных вывода: 1. коэрцитивная сила растет пропорционально увеличению средней амплитуды внутренних напряжений и 2. Нс имеет наибольшее значение, когда дисперсность этих напряжений сравнима с толщиной границы между доменами. Выводы из этих двух теорий, одна из которых учитывает константу магнитострикции, а вторая - константу магнитной кристаллографической анизотропии, хорошо совпадают с экспериментальными данными для магнитно-мягких материалов и материалов с невысокой коэрцитивной силой (например, для сталей, закаливаемых на мартенсит с коэрцитивной силой 8-16 кА/м ). Однако природу высококоэрцитивного состояния многих магнитно-твердых материалов теория движения доменной стенки объяснить не в состоянии. При задержке образования устойчивого зародыша перемагничивания коэрцитивная сила iHc определяется полем старта Нст, при приложении которого такой зародыш возникает.
Поле старта сложным образом зависит от дефектной структуры материала, локальных значений констант анизотропии и величины приложенного при намагничивании поля. Механизм гистерезиса этого типа имеет место в той или иной степени во всех ферромагнетиках, и реальность его существования доказана опытом. Детальное изучение этого механизма перемагничивания в последние годы связано с разработкой и исследованием высокоанизотропных ферромагнетиков (таких как, например, соединения Связь между единицами систем СГСМ и Си: 1кЭ= — 106 А/м « 80 кА/м или 1 Э-10"4 Тл, 1 МГс 3=7,96 кДж/м3 РЗМ с кобальтом). Некоторые важные в практическом отношении выводы из теории перемагничивания высокоанизотропных ферромагнетиков рассмотрены отдельно в разделе 1.3.2 при обсуждении высококоэрцитивных материалов на основе РЗМ с кобальтом. Проблема создания высококоэрцитивных порошковых материалов привела к усиленному изучению гистерезиса, обусловленного необратимыми процессами вращения вектора намагниченности. Перемагничивание ферромагнетиков путем вращения может осуществляться в том случае, когда в материале исключена возможность возникновения зародышей перемагничивания, а, следовательно, исключены процессы смещения границ между доменами. Такой механизм перемагничивания имеет место в однодоменных ферромагнитных частицах, разделенных неферромагнитной матрицей. Для совокупности однодоменных невзаимодействующих друг с другом частиц при когерентном вращении магнитных моментов коэрцитивная сила будет определяться различными видами одноосной анизотропии.
Влияние Со и других легирующих элементов на структуру и свойства Nd-Fe-B
Значительная часть исследований посвящена изучению дополнительного легирования нанокристаллических сплавов Nd-FeB, позволяющего повысить их свойства. Например, небольшие добавки Со позволяют заметно повысить температуру Кюри быстрозакаленных сплавов Nd-Fe-B /35, 79/. Кроме того, легирование Со позволяет увеличить намагниченность насыщения магнитомягкой фазы /80/, что ведет к увеличению (ВН)тах нанокомпозиционного магнита.
Согласно результатам мессбауэровских исследований /81, 82/ в решетке сплава Nd2FenB атомы кобальта замещают железо преимущественно в узлах кг-типа. По-видимому, это связано с тем, что, с точки зрения энергии связи, атомам кобальта, в отличие от атомов железа, выгодно занимать узлы с максимальным числом соседей-атомов РЗМ.
Такое положение атомов кобальта в решетке сплава Nd2(Fe,Co)i4B приводит к тому, что с увеличением концентрации кобальта уменьшается число антиферромагнитных связей Fe(k2)-Fe(j2) и при этом возрастает температура Кюри материала (рисунок 22) /83-85/. Очевидно, по той же причине с ростом содержания кобальта в двухфазных нанокомпозитных материалах повышается значение намагниченности насыщения фазы Nd2(Fe,Co)i4B /84/, а также возрастает влияние межзеренного обменного взаимодействия (увеличивается отношение (Mr/Ms), где Mr — остаточная намагниченность, Ms - намагниченность насыщения) /84, 85/.
Сплавы Nd-Fe-B, легированные кобальтом, были подвергнуты испытаниям на коррозионную стойкость /86/. Оказалось, что легирование кобальтом обеспечивает защиту от коррозии в кислой среде, атмосферной коррозии и особенно от коррозии при распылении соленой воды.
Отрицательно кобальт влияет на коэрцитивную силу, так как с увеличением его содержания растет размер зерна в фазах NckFe B и cc-Fe /83/. Можно лишь частично восстановить коэрцитивность нанокомпозитного материала, легированного кобальтом увеличив содержание бора. С увеличением содержания Fe в сплаве температура Кюри NdiFe B тоже увеличивается /87/. Легирование Dy и ТЬ значительно повышает коэрцитивную силу быстрозакаленных сплавов Nd-Fe-B, однако намагниченность сплавов при этом падает. Добавки Si, Al, Ga, Си и Nb оказывают положительное влияние на размер зерна /55, 83, 88, 89/.
Легирование Сг стабилизирует фазу РезВ в сплавах на основе NdaFenB/FeaB, заметно повышает коэрцитивную силу (до ДоНС = 0,5 Тл в сплаве Nd3.5DyiFe73Co3GaiBis.5), однако снижает остаточную намагниченность (до Jr = 1,15 Тл) /90/.
Частичная замена Nd празеодимом позволяет значительно повысить коэрцитивную силу сплавов Nd-Fe-B, при этом остаточная намагниченность сохраняется примерно на том же уровне/91,92/. Легирование W увеличивает поле анизотропии соединений (Nd,Pr)2Fei2-xTxCo2B (Т = Si, V, Та, W) /93/ и Ndi6(Feo.8Coo.i8Wo.o2)76B8 /94/, поскольку W замещает атомы Fe в позициях j,k2,e/94/. Исследования показали, что легирование титаном существенно влияет на магнитные свойства сплава, в частности, значительно повышает коэрцитивную силу. /81/. Легирование нанокристаллических сплавов титаном и углеродом снижает необходимую скорость быстрой закалки /95/. В результате совместного легирования титан и углерод образуют карбид TiC. Карбиды переходных металлов существенно замедляют процесс роста зерна, что позволяет проводить закалку с меньшей скоростью. В частности, становится возможным создавать магниты с высокими свойствами, используя метод атомизации в инертном газе (IGA) /95/. Кроме того, снижение скорости закалки позволяет контролировать процесс формирования нанокристаллической структуры. Легирование сплавов Nd-Fe-B молибденом приводит к уменьшению среднего размера зерен, а также делает более узким распределение зерен по размерам. В результате повышается коэрцитивная сила материала /96, 97/. Однако с увеличением концентрации молибдена снижаются температура Кюри, остаточная индукция и максимальная магнитная энергия (ВН)тах /97/. Поэтому рекомендуется добавлять небольшое количество молибдена лишь в сплавы, дополнительно легированные кобальтом /96, 97/. Вопросы легирования сплавов Nd-Fe-B достаточно подробно разбираются в обзоре /98/. Целью данной кандидатской диссертации являлось изучение закономерностей формирования структуры нанокристаллических сплавов на основе соединения Nc FenB в процессе их получения разными методами и исследование влияния структурных характеристик на магнитные свойства этих сплавов. Для достижения поставленной цели решались следующие задачи: 1. Исследование методами рентгеноструктурного анализа, мессбауэровской спектроскопии, растровой и просвечивающей электронной микроскопии фазового состава сплавов, размера кристаллитов, микродеформации решетки фаз и морфологии частиц, а также анализ влияния структурных характеристик на магнитные свойства сплавов на основе соединения NdiFenB, полученных: центробежным распылением с последующим кристаллизационным отжигом; измельчением в высокоэнергетической шаровой мельнице с последующим кристаллизационным отжигом; интенсивной пластической деформацией с последующим кристаллизационным отжигом; 2. Выявление общих черт и особенностей формирования структуры и свойств нанокристаллических сплавов на основе соединения NcbFe B, полученных разными методами.
Методика фазового анализа и определения размеров кристаллитов фаз в нанокристаллических сплавах на основе ШгРемВ
Образцы были подвергнуты интенсивной деформации кручением под высоким давлением, 5 ГПа , а число оборотов пуансона п= 2,5 и 8. Схема ИПДК приведена на рисунке 20а. Кристаллизационные отжиги вели на лабораторной установке в вакууме ( 10"4 мм.рт.ст.) при средней скорости нагрева около 10 К/с. Отжиг образцов после ИПДК проводился в вакуумной печи электросопротивления при 600С в течение 10 мин. Нагрев образцов происходил 10 мин., образцы охлаждались вместе с печью, причем температура 100С была достигнута за 2 ч.. Методика фазового анализа, а также определения среднего размера кристаллитов D и микродеформаций кристаллической решетки е фаз в сплавах на основе NcbFenB включает в себя несколько этапов. Первый этап фазового анализа предусматривает составление компьютерного банка рентгенограмм фаз, которые могут присутствовать в исследуемых сплавах. Отбор рентгенограмм фаз осуществлялся из базы данных программы качественного фазового анализа PHAN. При составлении банка учитывались не только фазы, образующиеся в тройной системе Nd-Fe-B, но также оксиды и гидриды компонентов. Из всего банка рентгеновской программы PHAN отбирались рентгенограммы фаз, отличающихся по структуре. Различие в периодах решётки фаз с одинаковой структурой учитывалось заданием интервала значений периодов решётки. В случае несовпадения экспериментальных условий съёмки (излучения и монохроматора) расчёт рентгенограмм фаз производился по программе SPECTRUM. В таблице 2.2 показан фрагмент банка рентгенограмм фаз, отобранных из базы данных программы PHAN и рассчитанных по программе SPECTRUM.
При известной структуре фазы банк пополняется расчётом теоретического (модельного) дифракционного спектра по программе SPECTRUM для экспериментальных излучения и монохроматора, так как при этом получаются наиболее точные абсолютные интенсивности линий. Для правильного количественного фазового анализа значение абсолютных интенсивностей линий фазы является необходимым, поскольку рассчитываемые объёмные доли фаз пропорциональны этим интенсивностям. Экспериментально измеряемая интенсивность линии (HKL) чистой фазы I HKL ЭКСП пропорциональна её теоретической абсолютной интенсивности 1 р и обратно пропорциональна коэффициенту поглощения рентгеновского излучения \х: На следующем этапе необходимо разработать способ получения высококачественной дифрактограммы исследуемого сплава. Качественная съёмка подразумевает, прежде всего, получение неискажённых дифракционных профилей и точных значений углов Вульфа-Брегга. Использование щелей на гониометре, ограничивающих вертикальную и горизонтальную расходимость первичного пучка, а также приёмной щели счётчика позволяет регулировать уровень искажения формы дифракционного пика, смещение центра тяжести из положения Вульфа-Брегга и вместе с тем интенсивность излучения, попадающего в счётчик. Увеличение чувствительности фазового анализа связано с возможностью измерения линий малой интенсивности. Кроме увеличения светосилы источника, решить задачу можно уменьшением интенсивности фона /103/.
Основными источниками появления фона дифракционной картины являются: наличие сплошного излучения в спектре трубки, рассеяние характеристического и сплошного излучения деталями дифрактометра, флуоресцентное излучение образца, рассеяние воздухом, некогерентное рассеяние излучения характеристического и сплошного спектра образцом. Наиболее радикальное снижение уровня фона на дифрактограммах достигается монохроматизацией излучения. Монохроматизация дифрагированного излучения позволяет избавиться от рассеяния держателем, щелями и флуоресцентного излучения образца, что в конечном итоге позволяет заметно снизить интенсивность фона. Чувствительность фазового анализа следует повышать соответствующим приготовлением образца. В случае сплавов на основе NcfeFenB целесообразной является съёмка порошкового образца без использования какой-либо связки для фиксирования порошка в кювете, поскольку наряду с линиями исследуемого образца на дифрактограмме могут появиться отражения от связующего вещества, что значительно затрудняет фазовый анализ. Для проведения фазового анализа и определения параметров субструктуры сплавов для постоянных магнитов на основе NcbFenB проводились рентгеновские съёмки порошковых образцов на дифрактометре ДРОН-4-07, управляемом персональным компьютером (ПК). УСЛОВИЯ СЪёМКИ быЛИ Следующими: Излучение Сока (ДЛИНа ВОЛНЫ Излучения Хкаср. = 0,179021 нм; режим работы трубки U = 40 кВ, I = 30 мА; щели: 8-12 мм (от трубки), 1 мм (приёмная на окружности гониометра), 1 мм (перед счётчиком); монохроматор С (графит); диапазон дифракционных углов 20 изменялся от 20-30 до 140; шаг съёмки составлял 0,1; экспозиция на точку съёмки составляла 7 — 8 с.
Структура и свойства сплава Nd-Fe-B после обработки в высокоэнергетической мельнице и отжига
Реализация методики рентгенографического фазового анализа аморфно-кристаллических сплавов после измельчения в мельнице состоит из этапов, описанных в разделе 3.1, но при исследовании порошков, полученных обработкой в высокоэнергетической мельнице, в качестве эталона используется порошок Ni, интенсивность линий на дифрактограмме которого хорошо описывается кинематической теорией рассеяния. В этом случае определяется отношение интенсивностей линий (ПО) a-Fe и (111) Ni на дифракто граммах образца и эталона, соответственно, и для проверки результата линий (112) a-Fe и (202) Ni , а расчет реальной объемной доли a-Fe в образце ведется по Т Q формуле с = — , где ]х и Л0 - расчетные значения линейных коэффициентов ослабления ц010 s рентгеновских лучей в образце и эталоне, величины So и S -факторы интенсивности линий эталона и образца, включающие угловой множитель (f(6)), структурный фактор (IF 2), множитель повторяемости (phki) и объем элементарной ячейки (Уя) (S = f(0)-1FI2- phkl/ Va2). Согласно результатам рентгеноструктурного анализа (РСА) измельчение в мельнице со скоростью вращения водила 1235 об/мин приводит к распаду фазы Nd2Fei4B в сплавах Nd-Fe-B на a-Fe и аморфную фазу. Отметим, что распад фазы NdaFenB на аморфную фазу и а-Fe при обработке высокоэнергетических мельницах наблюдался во многих работах, в частности /71, 72, 111/. Вероятно, такой характер превращения связан с тем, что согласно диаграмме состояния /23/ фаза Nd2Fei4B образуется по перитектической реакции из жидкой фазы и a-Fe.
Результаты РСА порошков приведены в таблице 3.2.1, а на рисунке 3.2.1, в качестве примера, представлены дифрактограммы порошка NdiFe B в исходном состоянии и после измельчения (кривая 1). Хорошо видно гало аморфной фазы (в районе углов 20 « 30-60 град.), а также линии a-Fe , показанные стрелочками, и оксида Nd, поскольку из-за высокой активности неодима предотвратить его окисление не удается, даже при условии измельчения в атмосфере аргона. Следует отметить, что измельчение в мельнице приводит к формированию дисперсных кристаллитов a-Fe с размером около 10 нм и высоким уровнем микродеформации решетки (около 1 %). Отметим также, что в зависимости от содержания Измельченные порошки обладали низкими магнитными свойствами. В частности, коэрцитивная сила составляла менее 0,05 Тл. Режимы отжига были подобраны исходя из представления о том, что наилучшие магнитные свойства достигаются непосредственно после завершения процесса кристаллизации, при этом температура и время отжига должно быть минимально.
Поскольку ранее было показано, что дальнейшее повышение этих параметров ведет к ухудшению магнитных свойств. Таким образом, был выбран следующий режим отжига: температура Т = 670 С, время t = 3 мин. Отжиг измельченных образцов приводит к распаду аморфной фазы на NdjFeuB и а-Fe. Формируются нанокристаллиты NckFenB с размером 25 - 30 нм, и происходит небольшой рост кристаллитов a-Fe до 15 им, а также резкое снижение величины микродеформации до 0,1-0,2 %. К сожалению, как уже было отмечено выше, Nd очень активен, поэтому содержание его оксида увеличивается до 5 - 8 %. В таблице 3.2.2 приведены результаты рентгенострукгурного анализа измельченных порошков после отжига, а на рисунке 3.2.3 показаны дифрактограммы смеси NtfeFe B + 40% a-Fe после измельчения и после отжига измельченного порошка. Можно заметить, что вместо гало аморфной фазы на /шфракто грамме появились линии кристаллических фаз. Количество фаз NcbFenB и a-Fe в отожженных порошках зависело от состава исходной смеси. Рост содержания a-Fe в исходном порошке, как и следовало ожидать, приводит к его увеличению в порошках, подвергнутых отжигу. В частности, увеличение содержания a-Fe в исходном порошке от 7 до 40 % вело к росту количества a-Fe в отожженных порошках от 32 до 66 % (см. рисунок 3.2.4). Следует указать, что NdaFeuB имеет очень узкую область гомогенности. Поэтому, когда часть Nd «связывается» в оксидах, это должно приводить к выделению частиц a-Fe в сплаве NdzFenB. Напомним, что отожженные порошки содержали оксид неодима NdO. Поэтому, количество a-Fe в отожженных порошках было выше, чем в исходных материалах. Так же количество a-Fe могло увеличиться вследствие изнашивания стальных шариков и стенок барабанов в процессе измельчения. Например, для смеси порошков Nd2FenB + 20 % a-Fe после измельчения и последующего отжига, содержание a-Fe составляло (46±2) %.
