Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Пороппсовые магнитотвердые материалы 8
1.1. Гистерезисные характеристики магнитотвердых материалов 8
1.2. Фазовый состав и высококоэрцитивное состояние сплавов системы Nd-Fe-B 16
1.3. Технологические особенности производства высокоэнергетических магнитов из сплавов на основе Nd-Fe-B 28
1.4. Выводы, цель и задачи исследований 38
ГЛАВА 2. Технологии и оборудование, использовавпгйеся при получении образцов для изучения структуры и свойств материалов из БЗС 41
2.1. Характеристики аморфных и аморфно кристаллических порошков из БЗС
системы Nd-Fe-B 41
2.2. Описание методики проведения экспериментов и используемого оборудования 43
2.2.1. Система для теплой деформации образцов из порошков Nd-Fe-B сплавов 47
2.3. Оборудование и методики исследования структуры магнитов из БЗС 47
2.4. Описание методик измерения магнитных свойств 51
2.5. Планирование проведения экспериментов при изучении влияния технологических параметров на магнитные свойства и структуру образцов полученных из порошков аморфных и аморфно-кристаллических БЗС системы Nd-Fe-B 53
ГЛАВА 3. Кинетика структуро образования, фазовый и гранулометрический состав, морфология частиц после обработки быстрозакаленных порошков nd-fe-b сплавов 57
3.1. Исследование структуры и гранулометрического состава быстрозакаленпых порошков БЗМП-2иБЗМП-3 57
3.2. Рентгеноструктурные исследования аморфно-кристаллического порошка в состоянии поставки 62
3.3. Исследование влияния режима помола на структуру и свойства аморфно-кристаллических порошков 68
3.4. Изучение влияния добавок меди, времени помола и температуры на магнитные свойства образцов из БЗС 76
ГЛАВА 4. Исследование влияния технологических параметров теплой деформации быстрозакаленных порошков hd-fe-b сплавов на структуру и магнитные свойства 85
4.1. Влияние режима холодного прессования на свойства магнитов из БЗС 85
4.2. Изучение влияния скорости деформации и температуры на магнитные свойства образцов при осадке 93
4.3. Влияние скорости деформации и температуры на магнитные свойства и микроструктуру МТМ, полученных методом теплого прессования из порошков сплава БЗМП-2 100
ГЛАВА 5. Описание инструмента, оснастки и установки для теплой деформации с заданной скоростью и температурой 117
5.1. Технология производства магнитов из аморфно-кристаллических порошков Nd-Fe-B сплавов 117
5.2. Технологические особенности производства магнитов из аморфно-кристаллических и нанокристалличеких порошков 119
5.3. Технологическое оборудование и оснастка установки для теплого прессования магнитов из БЗП 121
Общие выводы 134
Список литературы
Приложения
- Фазовый состав и высококоэрцитивное состояние сплавов системы Nd-Fe-B
- Описание методики проведения экспериментов и используемого оборудования
- Рентгеноструктурные исследования аморфно-кристаллического порошка в состоянии поставки
- Изучение влияния скорости деформации и температуры на магнитные свойства образцов при осадке
Введение к работе
Постоянные магниты в настоящее время находят самое широкое применение как источники магнитного поля во многих отраслях техники. Помимо традиционных областей применения, таких, как электротехника, электроника, приборостроение, они используются в медицине, геологии и т.д. Применение постоянных магнитов взамен электромагнитов позволят миниатюризировать приборы, электродвигатели и другие изделия, создавать принципиально новые конструкции [1,2].
Широкое применение высокоэнергетических магнитотвердых материалов в современной технике (компьютерная промышленность, микроэлектродвигатели дисководов, видеомагнитофонов, факсов, принтеров, аудиосистем автомобилей и др.) стимулирует интенсивные исследования по разработке новых материалов и наукоёмких технологий на основе тройных и многокомпонентных систем. Сдерживающим-фактором использования высокоэнергетических сплавов на основе систем Nd-Fe-B в товарах массового применения является их достаточно высокая стоимость. Поэтому в указанных отраслях в основном применяют постоянные магниты (ПМ) из гексаферритов бария и стронция.
Ежегодный прирост объема мирового производства ПМ составил в 1990-2005 г.г. примерно 10% [3]. Особенно интенсивно возрастает объем производства ПМ на основе интерметаллических соединений редкоземельных металлов (РЗМ) с переходными металлами группы железа. Поэтому среднегодовой прирост мирового производства спеченных и горячспрсссованных магнитов и магнитол ластов сплава на основе Nd-Fe-B за период 1986-2000г.г. составил 41% [4].
Известны различные способы производства постоянных магнитов из сплавов на основе Fe-Nd-B. Среди них основными являются три варианта. К первому относится классическая технология производства спеченных магнитов на основе системы Sm-Co, включающая получение слитков, грубый и тонкий помол, прессование в магнитном поле, спекание и термическая обработка [б]. Перспективы имеют методы изготовления магнитов из быстрозакалённых порошков (БЗП) и лент с нанокристаллической или аморфно-кристаллической структурой [5, 7]. К третьей группе следует отнести методы, основанные на получении мелкокристаллических порошков нагревом слитков или спеченных изделий в водороде [8]. Такой процесс получил название HDDR, по начальным буквам реакций, протекающих на основных этапах технологии: гидрирование, диспропорциопирование, десорбция и рекомбинация.
Анализ опубликованных работ показал, что в известных способахос-новное внимание уделено исследованию влияния химического состава, параметров технологических процессов и способов получения порошков на магнитные свойства сплавое на основе Nd-Fe-B. Мало изучено влияние параметров горячей и теплой деформации на структурообразование порошковых магнитов и их свойства. Недостаточно исследована кинетика структурообразования при кристаллизационном отжиге аморфизироваиных порошков рассматриваемых сплавов. Практически отсутствуют работы, посвященные разработке технологии получения горячепрессованных магнитов и магнитов, полученных теплым прессованием из быстрозакалённых или спиннингованных порошков, лент и чешуек.
В связи с вышеизложенным, целью диссертационной работы является исследование механизма формирования структуры, свойств и разработка тех- пологий получения горячедеформированных высокоэпергетических магнитов с заданными магнитными, механическими и технологическими характеристиками путем теплой деформации прессовок из быстрозакаленных порошков сплавов Nd-Fe-B и составление рекомендаций для ее освоения на соответствующих предприятиях.
Для достижения этой цели в работе поставлены следующие задачи:
Исследование влияния структуры, химического и гранулометрического состава быстрозакаленных порошков и шихты на свойства изотропных маг-нито пластов.
Оптимизация технологических параметров формования прессовок из мелкодисперсных порошков, полученных помолом БЗП.
Установление особенностей структурообразоваиия и режимов прессования магнитов методом теплой деформации из БЗП.
Составление рекомендаций по разработке технологии получения магнитов теплым прессованием из аморфных и аморфно-кристаллических порошков Nd-Fe-B сплавов.
Автор защищает научно и экспериментально обоснованную технологию получения магнитов из аморфно-кристаллических пороилсов сплава на основе системы Nd-Fe-B легированных медью. Теоретически и экспериментально обоснованные положения о механизме структурообразоваиия высокоэнергетических магнитотвердых материалов на основе соединения , полученных методом теплой деформации из диспергированных порошков БЗС. Технологию получения высокоэнергетических магнитов, устройство для нагрева, оснастку и систему управления, позволяющую прессовать магниты с заданной скоростью деформации и температурой.
Фазовый состав и высококоэрцитивное состояние сплавов системы Nd-Fe-B
Среди сплавов на основе соединений РЗМ с переходными металлами группы железа наиболее высокие магнитные свойства имеют сплавы системы Nd-Fe-B в области интерметаллического соединения NdiFe B. Из первых публикаций [17, 18], появившихся в 1983-84 годы, следовало, что высокая коэрцитивная сила магнитов достигнута в узком интервале составов Nd-Fe-B. Также было установлено, что структура и свойства таких сплавов сильно зависят от химического состава исходных материалов и параметров технологии [19, 20], что стимулировало исследование диаграммы состояния системы Nd.-Fe-B [21-24].
Фрагмент диаграммы состояния Nd-Fe-B приведен на рис. 1.2. Ыа рис. I.3., представлен политермический разрез этой диаграммы. [23]. Характерные особенности фазовых превращений сплавов, близких по составу соединений Nd?
Ре 14 В, которую часто обозначают как С І-фазу [23] или Ф-фазу [24], обусловлены в основном двойными системами Fe-Nd и Fe-B. Сплав, содержащий 75 %# Nd и 25% Fe (здесь и далее концентрация компонентов в сплавах показана ватомных процентах, а массовое или объемное содержание составляющих будет указано), кристаллизуется при 690-693 С с образованием двойной эвтектики по реакции:кристаллизации (плавления) имеют сплавы, расположенные в так называемом «магнитном» треугольнике С{ - С2- Nd (рис. 1.4), где образуется тройная эвтектика Е] по реакции:параметрами решетки: а=0,7120, С=0,3991 им соответствует соединению Ncbi Bc (13 % Nd, 47 % Fe, 40 %В) [2.1] или NdF&iB,, (11 % Nd, 44,5 % Fe, 44,5 % В). Основная фаза С, , содержащая 12% Nd, 82% Fe, 6% В, образуется по перитектической реакции:в области, ограниченной кривой Р2 — Р;/шх - Е2 (рис. 1.З.). Фаза С2 плавится«у конгруэнтно. На разрезе С - С2 имеется седловидная точка е$ образованиядвойной эвтектики ( L С] + С2).
Все сплавы на основе Nd-Fe-B, используемые как магкитотвердые материалы, но химическому составу можно условно разделить на 4 группы: 1) с повышенной концентрацией неодима относительно соединения NcbFenB (Nd 12 %); 2) с содержанием Nd = 9-10 %; 3) с низким содержанием Nd (.Nd = 4-6%); 4) с высокой концентрацией бора (В = 18-20%). Технологические особенности производства из них магнитов будут рассмотрены ниже. Покажем кинетику фазовых превращений сплавов таких групп.
Для изготовления постоянных магнитов с наиболее высокими магнитными свойствами используют сплавы с избыточным содержанием Nd, расположенные внутри треугольника С\ - С2 -Nd (рис. 1.4.).
При этом сплавы с небольшим избытком неодима, (фигуративные точки (составы) которых расположены внутри сектора, отсекаемого в треугольнике С] - С2 - Nd кривой Р2 г- Р41Ш к — Е2, после неравновесной кристаллизации содержат первичные кристаллы железа, не исчезнувшие в результате перитек-ти чес кой реакции L+Fer о- NdiFeuB. Flo это му слитки таких сплавов подвергаются диффузионному отжигу при температуре около 1 100 "С в течение 5-Ю ч.[2б, 27], т.к. включения у-железа затрудняют помол сплава из-за их хорошей пласти чн о сти и с н и жагот м а гн и тн ы е х ар а ктер и ст и к и м ате р и ала. С у ч его м это гопри изготовлении высокоэнергетических магнитов чаще используют сплавы примерно следующего состава: Nd]S + Ре7к + В7 (мас.% - 32,8 Nd+66 Fe-H,2 В). Массовая концентрация компонентов в этом сплаве вычисляется по следующей формуле:где Ni, N2, N3, - атомная концентрация элементов в сплаве; М, iVb и М;, - их молярная масса (MNd = 144,27; Мг.-С = 55,85, Мв = 10,82).
Сплавы с содержанием более 32-33 мас.% Nd и 1,1-1,2 мас.% бора, расположены за перитектической кривой Рі «— Р4 шх — Е2 вследствие избытка Nd и В. При их охлаждении кристаллизация начинается образованием кристаллов соединения NcbFe jB (политермический разрез рис, 1.5.) до температуры, соответствующей кривой e5-Ej.
Далее кристаллизуется двойная эвтектика С і н-С , а химический состав оставшейся жидкой фазы изменяется примерно по эвтектической кривой erRj. Кристаллизация сплава заканчивается с образованием тройной эвтектики Сі+Сг+Nd, в которой содержится: 67% Nd, 26% Fe и 7% В. Наличие легкоплавких тройной (Тпл = 928 К) и двойной э втекти к предопределяет жидко фа зное спекание порошковых магнитов. Оставшаяся после образования первичных кристаллов С] - фазы жидкая фаза в процессе двухступенчатой кристаллизации сначала будет взаимодействовать с поверхностью первичных зерен соединения NdiFcnB, а потом заполняет межзерегшые промежутки частицами немагнитных фаз С 2 PiNd, влияющих на кинетику перемагничивания изделий.
Сплавы со средним содержанием Ncl (9-10%) находятся в тон части области e2-E?-Cj диаграммы состояния, где сначала так лее образуются первичные кристаллы фазы Сі, затем двойная С] + Cj и тройная Fe + С і + С2 эвтектики, т.е. в области треугольника С; - С? -Fe. Такие структурные составляющие п оя вл я юте я п ри о хл ажд е и и и сплава от тем п е р ату р ь і то ч к и в стр е ч и л у і а" С і -сплава с кривой Є5—ЯІ2, по которой при охлаждении изменяется состав жидкости, и при температуре кристаллизации тройной эвтектики в точке Е2 (содержит 8% Ш, 18% В и 74% Fe; Т1Г = 1.363К).
Сплавы с низкой концентрацией Nd (4-6%) расположены в треугольнике Fe - С/ - С?. Структура таких сплавов существенно зависит от содержания бора. Кристаллизация сплавов, содержащих около 7% В (рис. 1.3. [25]), начинается образованием первичных выделений у-железа. При понижении температу ры до точки пересечения луча, произведенного из вершимы Не через фигуративную точку, и кривой Р./-!7.? начинается кристаллизация двойной эвтектики y-Fe+C] и завершается затвердевание образованием тройной эвтектики Е2. Количественное соотношение этих трех фаз зависит от состава сплава и условий затвердевания.
В сплавах с низким содержанием бора ( 4 %) и неодима также может кристаллизоваться двойная эвтектика Fe + Fe2 В, по кривой е?Рз. Процесс кристаллизации в таком случае завершается образованием тройной перитектики (L-i-Fe2B о- Ci+y-Fe) и затем тройной эвтектики Е? [24], У реальных сплавов в результате неравновесной кристаллизации микроструктура сплавов может быть более сложной.
Особый интерес представляют легко аморфизируемые сплавы с концентрацией 18-19% В [28], Близость двух фазовых треугольников в равновесном состоянии (Fe B-Ci-Fe и Fe-Cj-C?), протекание нескольких перитектиче-ских и эвтектических реакций обуславливаю! образование сложных многофазных структур таких сплавов при неравновесной кристаллизации, В системе Fe-B имеется эвтектика а?, содержащая 17% В с температурой кристаллизации 1 "174 "С. Поэтому сплавы с концентрацией бора J 8-20% расположены внутри области РоРзРзРзе2, если в них содержится Nd менее J 0-12% (рис. 1.3). При более высокой концентрации Nd фигуративные точки могут находиться внутри треугольников Fe-Cr С? или Cr CJ-NCI. Поэтому кинетика фазовых превращений сплавов с высоким содержанием бора необходимо изучить в каждом случае в зависимости от состава и скоростей охлаждения.
Краткий анализ диаграммы состояния системы Nd-Fe-B обуславливает необходимость проведения микроструктурного и фазового анализа порошков, чешуек и слитков, используемых при разработке технологии получения магнитов на основе соединения NcbFe B с учетом требований, предъявляемых к магнитам.
Описание методики проведения экспериментов и используемого оборудования
Для проведения операций диспергирования и механического перемешивания порошковой шихты применялась планетарная центробежная мельница
В качестве рабочих тел использовались шары из стали ГДХ15 диаметром 10 мм. Для предотвращения окисления порошка на стадии измельчения использовались защитные среды - этиловый спирт и ацетон. После помола шихта отделялась от защитной среды и проводилась её сушка на воздухе или в вакууме.
При изготовлении образцов для исследования структуры и свойств порошков использовалась эпоксидная смола марки ЭДП и ацетон. Смолу смешивали с отвердителем в пропорциях 10 частей смолы на 1 часть отвердителя.0 Смешивание смолы с ацетоном производилось в соотношении один к одному.
Полученная смесь добавлялась Б шихту. Удаление ацетона из полученной смеси целесообразно проводить в вакууме, при этом сокращается время высыхания. После испарения ацетона объемная доля полимера в магнитопластах составляла от 3 до 10%.
Холодное прессование образцов проводилось на гидравлическом прессе модели ПГ-125 в лабораторных пресс-формах.
Помимо призматических, изготавливались цилиндрические образцы для теплой осадки и образцы для теплого прессования.
Образцы для осадки изготавливались следующим образом (см. рис. 2.2.). Шихту, прессовали в латунной трубке диаметром 10 мм и толщиной стенки 1 мм. Давление прессования составляло 150-200 МПа. Под действием приложенного усилия, свинцово-оловянный сплав ПОС 40 между стальными крышками деформируется, заполняя зазоры, обеспечивая тем самым герметизацию порошка.
Технология получения образцов для теплого прессования отличалась от выше приведенной. Порошок прессовали в стальных контейнерах (см. рис.2.3.), которые изготавливались из прутка стали Ст5 диаметром 18 мм. Высота контейнера - 20 мм, внутренний диаметр - 7,5 мм. Пуансон изготовили из прутка диаметром 8 мм стали марки Р5М6. Прослойка свинцово-оловянного сплава, как и в случае с образцами для осадки, обеспечивает герметизацию порошка, предотвращая его окисление.
Холодное прессование проводилось на воздухе и в вакуумной камере. Схема вакуумной камеры представлена на рис.2.4. Необходимое разрежение создавалось с помощью насоса марки НВР-5Д и составляло 10" - 10" мм. рт. ст.
После теплой деформации магниты извлекались из контейнеров. У образцов, полученных теплой осадкой, вырезалась центральная часть, обладающая максимальной плотностью.
У магнитов, полученных теплым прессованием, наибольшей плотностью обладала часть образцов, прилегающая к пуансону, поэтому наименее плотная нижняя часть удалялась. Конечный размер образцов в зависимости от усилия прессования и режимов ТО изменялся от 5 до 8 мм в диаметре и от 3 до б мм по высоте.
Для защиты от коррозии образцы покрывали слоем цапонлака, который создает тонкую и достаточно прочную защитную пленку на поверхности магнита.
Взвешивание проводили на аналитических весах ВЛКТ-500-М с точностью 0,0001 г. Геометрические размеры заготовок измерялись с использованием микрометра и штангенциркуля.Nd-Fe-B сплавов Для изучения влияния температуры и скорости деформации иа магнитные свойства быстрозакаленных сплавов на базе имеющегося оборудования был разработан комплекс систем, позволяющий решать поставленные задачи. Комплекс включает:1) систему обеспечения заданной скорости деформации;2) систему нагрева и контроля температуры;3) блока сопряжения с компьютером (на базе микропроцессорного контроллера).Функционально комплекс состоит из пресса, оборудованного блоком автоматического управления (БУ); печи с регулятором температуры (РТ), микропроцессорного контроллера (МК) и персонального компьютера (ПК) (рис.2.5.).
Подробно устройство и принцип работы комплекса описаны в главе 5 и статье [73].Микроструктура материала определялась на нетравленных шлифах и подвергнутых химическому травлению реактивами, рекомендуемыми для материалов на железной основе [74].
Гранулометрический состав порошков до и после помола определяли с помощью автоматизированной системы анализа микроструктуры разработанной на кафедре МиТМ ЮРГТУ аспирантами Стереховым А.А. и Валяиули-ным РА. под руководством проф., д.т.н. Гасанова Б.Г. и Дорофеева Ю.Г. [75]
Рис. 2.5. Функциональная схема системы управления гидропрессом и нагревательным устройством: Бу- блок управления, РТ - регулятор тока, МК -микроконтроллер, МП - микропроцессор, ПК - персональный компьютер, АЦП - аналогово-цифровой преобразователь, RS232 - модуль протокола обмена данными с ПК, S-датчик перемещения плиты пресса, S1-датчик положения механизма блока управления, Т - датчик температуры, Р - датчик усилия. Стрелками указаны направления передачи сигналов управления и данных.
Объект микроскопического анализа (микрошлиф) освещается осветительной системой ОС и перемещается относительно объектива микроскопа с помощью двухкоординатного столика с приводом. Управление перемещением столика осуществляется с помощью блока управления БУ, микропроцессорного контроллера МПК и ЭВМ. Изображение микроструктуры через оптическую
Анализ изображений микроструктуры выполняется прикладным программным обеспечением. В процессе интерактивного режима обработки изображения прикладная программа с помощью меню пошаговых действий (Мастера), предлагаемого в процессе работы, управляет процессом обработки изображения и соединяет их в единую заданную пользователем последовательность методов - так называемый сценарий.
Функции обработки и анализа собраны в группы, которые соответствуют ходу выполнения программы анализа:1. Функции ввода изображения: реальное исходное изображение микроструктуры вводится с помощью CCD-видеокамеры, сканера или из файла;2. Функции для настройки системы (Калибровка) - служат" длямасштабирования и калибровки измерений геометрических параметров.3. Функции предварительной обработки изображения - необходимы длявыделения информационной составляющей и устранения различных ненужных
Рентгеноструктурные исследования аморфно-кристаллического порошка в состоянии поставки
Для выявления количественного соотношения аморфной и кристаллической составляющей сплава, а также проведения фазового анализа был проведен рентгеноструктурный и рентгенофазовый анализы исследуемых порошков.
Мелкокристаллический порошок сплавов на основе РЗМ-ПМ-металлоид, используемый для производства спеченных анизотропных магнитов представляет собой соединение Nc FenB с параметрами тетрагональной кристаллической ячейки: а=8,805 А, с= 12,20 А, на границах кристаллитов которых расположены частицы Сі и смеси двойной и тройной эвтектик.
Анализ литературных данных показал, что для индексации фаз таких сплавов используют фрагменты дифрактограмм, полученных различными методами. На рис. 3.5. показаны такие фрагменты у разных сплавов системы Nd-Fe-B, снятых при различных излучениях. Из этого рисунка видно, что значения 2в от одних и тех же плоскостей сильно отличаются, поэтому в каждом случае нужно индивидуально идентифицировать характерные для дайной ячейки плоскости по углам дифракции.
Из рентгенограммы (рис. 3.6., табл. 3.1.) определялись углы дифраюции 26 и относительные иитенсивности рентгеновских линий, выраженные как отношение интенсивности данной линии к интенсивности сильнейшей линии на рентгенограмме. Интенсивность определялась по высоте пика над фоном.
Определяли межплоскостное расстояние d каждой рентгеновской линии по формуле:где Я- длина волны рентгеновского излучения, в -угол дифракции. нению. Идентифицировать их не удалось. Рассчитанная рентгенограмма представлена в таблице 3.2.
Размеры областей когерентного рассеяния (ОКР) рассчитывались погде X - длина волны рентгеновского излучения, р - физическое уширение линии, - угол дифракции. Расчет проводился по рентгеновским линиям 140 и 124, в обоих случаях D=400 А (40 им). Угол между направлениями [140] и [124] составляет 53 , можно предположить, что блоки ОКР имеют изометрическую форму.
Так как обычно наблюдается текстура вдоль оси с кристаллической ячейки фазы Сі, для определения степени текстуры нужно было бы выбрать отражения от плоскости (006) и перпендикулярной ей плоскости, например (140). Однако сильная рентгеновская линия 110 а-железа, которое может присутствовать в образце в виде примеси, накладывается на линию 006 соединения Nd2Fe14B, что может исказить результат. Поэтому, для определения степени текстуры было выбрано отражение от плоскости (105), которая составляет с плоскостью (006) угол 15,5, и отражение от плоскости (140). Угол между плоскостями (105) и (140) равен 86. Степень текстуры находилась по формуле:где lj4Q и Jjos - интенсивности в максимуме рентгеновских линий 140 и 105. Индексы т. и эт. относятся к текстурированному и эталонному, лишенному текстуры, образцам, соответственно. При отсутствии текстуры л = 0, при полной текстуре 1] = 1.
Эталонный образец получен из исходного путем помола в спирте в течение 25 МИНут. Отношение (Іі4о/ІІ05)зт=2,1.
Так же по рентгенограмме можно определить сравнительное содержание аморфной фазы в образцах. Рентгеновское излучение, рассеянное аморфными телами, состоит из двух видов: когерентного излучения, интенсивность которого убывает с увеличением углов дифракции, и некогерентного излучения (комптоновского рассеяния), интенсивность которого с увеличением углов дифракции растет, и равняется сумме комптоновского рассеяния каждым атомом. Это позволяет провести приближенную оценку содержания аморфной фазы при сравнении образцов.
В таблице 3,2. приведены рассчитанные интенсивности комптоновского рассеяния сплавом БЗМП-2, с содержанием 17%Fe и 12% Nd (рассеянием Со и В пренебрегаем из-за их малого содержания), их отношения и отношения экспериментальных интенсивностей фона для следующих значений sin@/X: 0,51 і (2Fe-152),0,28/3 (2Fe=66), ОДб/j (2Fe=36,5):
В исходном образце отношение интенсивностей больше, т, к. добавочный вклад вносит когерентное рассеяние. В эталонном образце отношение меньше, т. е. уменьшается вклад некогерентного излучения в интенсивность. Такой эффект при одном и том же количестве аморфной фазы можно объяснить тем, что в исходном образце аморфная фаза покрывает конгломераты кристаллитов с уже сформированной кристаллической решеткой и рассеяние рентгеновских лучей происходит как бы от аморфного вещества с преобладанием некогерентного излучения. При измельчении образца, эти конгломераты разрушаются,аморфная фаза концентрируется на границах зерен и на первый план выходит когерентное излучение, которое убывает с увеличением угла отражения, что и приводит к уменьшению отношений интенсивно стей.
Как известно [11, 20, 23 и др.], соединение типа NcbFen имеет аналогичное интерметаллиду R2C017 кристаллическое строение, в которой два из 17 атомов железа занимают гантельные позиции. Из-за малого расстояния между атомами железа в гантельных парах в них возникает антиферромагнитное взаимодействие. Это связано с тем, что d- оболочки располагаются близко друг от друга и в большинстве из них имеет место коллективизация d- электронов, приводящая к парамагнетизму. У ферромагнетиков отношение периода решетки к радиусу незаполненной d-оболочки должно быть больше 3. Кроме этого, антиферромагнитное взаимодействие близко расположенных атомов обусловило плоскостную анизотропию Згї-подрешетки, на которую не может повлиять анизотропия, индуцированная кристаллическим полем РЗМ - подрешетки.
Пространственная группа симметрии характеризует симметрию структуры кристаллов. В целом, в первой позиции международного символа каждого класса симметрии тетрагональной сингоиии указывают символ вертикальной оси симметрии 4-го порядка, затем наличие горизонтальной плоскости симметрии с помощью символа- /т. В следующих позициях простых классов симметрии указывают наличие 4-х вертикальных плоскостей симметрии.
Пространственной группе P42/mnm, к которой относится кристаллическая ячейка соединения Nd2Fei4B, свойственны двукратные и четырехкратные правильные системы точек: 2(a); 2(в); 4(c); 4(d); 4(e); 4(f); 4(g). Если известны правильные системы точек, то можно определить координаты атомов в ячейках фазы ШгРеиВ и параметры ячейки, схема которой приведена на рис. 3.7.
Изучение влияния скорости деформации и температуры на магнитные свойства образцов при осадке
Технология получения образцов для осадки такая же, как и в предыдущем эксперименте. Образцы формовали в вакуумной камере. Значение скорости деформации изменялось от 0,1 до 0,001 мм/с, температуры - от 300 до 700 С. На рисунках 4.4. - 4.7. и в таблице 4.4. представлены магнитные свойства и плотность образцов в зависимости от температуры и скорости деформации. Шкала скорости деформации показана в логарифмическом масштабе.
По сравнению с предыдущей серией опытов удалось повысить значение остаточной индукции, используя технологические приемы, позволяющие лучше герметизировать материал при осадке.
Максимум магнитных свойств был достигнут при температуре 500 С и скорости деформации 0,001 мм/с: коэрцитивная сила - 250 кА/м, остаточная индукция - 0,48 Тл, максимальное магнитное произведение - 30 кДж/мЛ
Проводились микроструктурные исследования образцов после теплой осадки. На рисунках 4.9. - 4.11. приведены микроструктуры образцов, полученных при разных скоростях и температурах теплой деформации прессовок формованных в вакуумной камере. Очевидно, что с плотность образцов от края к центру увеличивается. Сравнивая микр о структуры образцов с различной температурой деформации, видно, что их плотность увеличивается с увеличением температуры. У образцов с максимальными магнитными свойствами формируется слоистая структура (рис. 4.9.в). При температуре выше 650-700 С, магнитные свойства падают, и слоистая струїстура нарушается. Нарушения структуры связаны с ростом влияния рекристаллизационных процессов в объеме магнита.
Анализируя экспериментальные данные можно сделать следующие выводы:С увеличением температуры увеличивается плотность образцов, а магнитные характеристики имеют максимум при температуре осадки около 450-500С.
С уменьшением скорости деформации плотность и магнитные свойства образцов увеличиваются.
У магнитов с максимальными свойствами формируется слоистая структура.
При температуре 700С магнитные свойства материала падают практически до нуля, а также нарушается слоистая структура.
По сравнению с технологией получения магнитов осадкой, теплое прессование в стальной пресс-форме обладает рядом технологических преимуществ [98, 104]. Использование стального контейнера и составного пуансона с прокладкой оловянно-свинцового сплава позволяет при простоте их производства значительно уменьшить вероятность попадания воздуха и окисления шихты. Кроме этого, пуансон при теплом прессовании не«# перекашивается, как это имело место в некоторых случаях при прессованииобразцов для осадки (образцы приходилось отбраковывать). Существенным недостатком этой схемы является сложность извлечения образцов после прессования, так как матрица деформируется при прессовании и материал шихты приваривается к ее внутренней поверхности.
Исследовалось влияние скорости и температуры деформации на магнитные свойства образцов из порошка БЗМП-2 с добавлением 4 % меди при помоле и без ее добавления. Технология получения образцов для теплого прессования описана в главе 2. На рисунках 4.11. - 4.13. и в таблице 4,5, представлены значения магнитныхсвойств и плотности образцов в зависимости от температуры [99] и скорости деформации в исследуемом диапазоне. Шкала скорости деформации представлена в логарифмическом масштабе. Значение скорости деформации изменялось от 0,1 до 0,001 мм/с, температуры - от 400 до 600 С. Давление прессования составляло 2ГПа.
Магнитные свойства измеряли как по методу разомкнутой магнитной цепи, так и по методу замкнутой магнитной цепи. Первый метод использовали
А для определения остаточной индукции магнитов, второй использовали для измерения остаточной индукции и коэрцитивной силы по индукции. Измерения проводились в лаборатории кафедры измерительной и медицинской техники института ИИТИУ ЮРГТУ(НПИ) под руководством зав. каф. Ланкина М.В., а так же в лаборатории магнитных измерений НПФ «Эрга», г. Калуга, при поддержке Котунова В.Г., и Шумакова Д.А.
Как и следовало ожидать, с уменьшением скорости деформации магнитные свойства образцов из порошка БЗМП-2, диспергированного без добавления меди, существенно возрастают. Если после прессования при 400 С со скоростью 0,1 мм/с Вг не превышала 0,35 Тл, то у образцов, деформированных со скоростью 10"3 мм/с при той же температуре, остаточная индукция повысилась до 0,62 Тл, а коэрцитивная сила с 92 до 477 кА/м. Это обусловлено не только более высокой и равномерной по объему по сравнению с материалом, полученным осадкой, плотностью образцов, но и формированием однородной структуры (рис. 4.15.).
