Содержание к диссертации
Введение
1. Порошковые магнитотвердые материалы 8
1.1. Гистерезисные характеристики магнитотвердых материалов .8
1.2. Классификация магнитотвердых материалов 17
1.3. Фазовый состав и высококоэрцитивное состояние сплавов системы Nd-Fe- В 27
1.4. Технологические особенности производства высокоэнергетических магнитов из сплавов на основе Nd-Fe-В 33
1.4.1. Производство магнитов горячей обработкой давлением слитков 39
1.4.2. Производство спеченных магнитов 39
1.4.3. Обработка сплавов Nd-Fe-B и Pr-Fe-B в водороде 43
1.4.4. Производство аморфных и аморфно-кристаллических порошков сплавов на основе Nd-Fe-B и Рг- Fe-B 49
1.4.5. Технологические особенности производства магнитов из аморфно-кристаллических и нанокристаллических порошков 54
1.5. Выводы, цель и задачи исследований 57
2. Материалы, оборудование и методика, применяемые при исследованиях 62
2.1. Материалы для исследований 62
2.2. Методики исследования свойств порошков и образцов из них 63
2.3. Технология получения спеченных и горячедеформированных образцов 66
2.4. Методика исследования структуры и свойств 69
2.5. Обработка экспериментальных данных 72
3. Структурообразование свойства спеченных сплавов на основе системы Nd-Fe - В 76
3.1. Зависимость магнитных свойств сплавов на основе Nd -Fe-B от режима спекания 76
3.2. Влияние содержания легирующих добавок на структуру и свойства сплавов на основе Nd - Fe - В 80
3.3. Влияние содержания титана на кристаллическую структуру фазы С| и микроструктуру сплава Nd-Dy-Fe-Co-Ti-B 102
4. Структурообразование и свойства горячедеформированных порош ковых сплавов на основе РЗМ-ПМ-В 113
4.1. Зависимость магнитных свойств горячедеформированных сплавов на основе Nd-Fe-B от технологических параметров ДГП 114
4.2. Влияние режима отжига слитков, спекания прессовок и горячей деформации заготовок на магнитные свойства Pr- Fe- Ti-B сплавов 120
4.3. Влияние пористости и инородных включении на структурообразование и свойства высокоэнергетических мапштотвердых материалов 136
5. Технология производства, обработки и защиты от коррозии магнитов из сплавов на основе РЗМ-ПМ-В, полученных спеканием и горячей деформа цией пористых заготовок 146
5.1. Технология производства порошковых магнитов 146
5.2. Технология абразивной обработки спеченных и горячедеформированных постоянных магнитов из сплавов на основе Nd — Fe - В 154
5.3. Технология получения керамического покрытия на магнитах 160
Выводы 161
Литература
- Классификация магнитотвердых материалов
- Технология получения спеченных и горячедеформированных образцов
- Влияние режима отжига слитков, спекания прессовок и горячей деформации заготовок на магнитные свойства Pr- Fe- Ti-B сплавов
- Технология абразивной обработки спеченных и горячедеформированных постоянных магнитов из сплавов на основе Nd — Fe - В
Введение к работе
Постоянные магниты (ПМ) 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 в замен электромагнитов позволят миниатюзировать приборы, электродвигатели и другие изделия, создавать принципиально новые конструкции, расширить области использования и снизить расход электроэнергии [1-3].
Растущие потребности промышленности, особенно в автомобилестроении, в производстве офисной техники, видео- и аудитехники, требуют значительного увеличения выпуска постоянных магнитов. Ежегодный прирост объема мирового производства ПМ составил в 1990-2000 г.г. примерно 10% [4]. Особенно интенсивно возрастает объем производства ПМ па основе интерметаллическнх соединений редкоземельных металлов (РЗМ) с переходными металлами группы железа. Поэтому среднегодовой прирост мирового производства спеченных и горячепрессованных магнитов и магнитопластов из сплавов на основе РЗМ-Fe-B за период 1986-1999г.г. составил 41% [4]. К 2005 году ожидается, что общая стоимость проданных магнитов из них составит 8 млрд. долларов США [5].
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 и совершенствование технологий изготовления ПМ на основе тройных и многокомпонентных систем. Сдерживающим фактором использования высокоэнергстическнх сплавов на основе систем Nd-Fe-B и Pr-Fe-B в товарах массового применения является
их достаточно высокая стоимость. Поэтому в указанных отраслях в основном применяют постоянные магниты из ферритов бария и стронция. Мировое производство магнитотвердых ферритов в 2000г. составило примерно 675 тыс. тони (США- 122 тыс. тонн, Япония - 114 тыс. тонн, Китай - 114 тыс. тони и т.д.) [4]. Если принимать за 100% стоимость 1 кг. магнитов из одного из самых дорогих сплавов Sni2 Соп, то себестоимость 1 кг. спеченных ферри-товых магнитов не превышает 3-4%, а у спеченных Nd-Fe-B магнитов она составляет около 75% [6].
К сожалению объемы производства магнитов из ферритов, соединений РЗМ с Со, а также литых магнитов на основе Fe-Ni-Al и Fe-Ni-AI-Co в РФ резко упали в 90-е годы [7]. Наметился некоторый подъем производства магнитов из сплавов Fe-Nd-B в 2000-2002 годы, связанный с незначительным оживлением в электротехнической промышленности и электронике. Растущий спрос на высокоэнергетические магниты в последнее время обуславливает необходимость проведения всесторонних исследований по разработке технологий получения магнитов с заданным уровнем свойств из соединений РЗМ - "железо - бор с использованием различных добавок и в результате оптимизации технологических параметров.
Известны различные способы производства постоянных магнитов из сплавов на основе Fe-Nd-B. Среди них основными являются три варианта. К первой 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 [8]. Большие перспективы имеют методы изготовления магнитов из быстрозакалёиных порошков и лент с нанокристаллнческой или аморфно-кристаллической структурой [5, 9]. К третьей группе следует отнести методы, основанные на получении мелкокристаллических порошков нагревом слитков или спеченных изделий в водороде [10]. Такой процесс получил название HDDR, по начальным буквам реакций, протекающих на основных
этапах технологии: гидрирование, диспропорционирование, десорбция и рекомбинация. Каждое из указанных направлений имеет свои преимущества и недостатки, которые показаны в литературном обзоре.
Анализ опубликованных работ показал, что в них основное внимание уделено исследованию влияния химического состава, параметров технологических процессов и способов получения порошков на магнитные свойства сплавов на основе Fe-Nd-B и Fe-Pr-B. Мало изучено влияние добавок титана, ниобия, молибдена и других 3d переходных металлов на свойства и структуру на основных этапах технологических процессов. Недостаточно исследована кинетика образования оксидов и гидроксидов РЗМ и их влияние на структуру и гистсрезисные характеристики этих сплавов. Практически отсутствуют работы, посвященные разработке технологии получения горячепрес-сованных магнитов на основе Fe-Nd-B и Fe-Pr-B сплавов.
В связи с вышеизложенным целью диссертационный работы является разработка технологии получения спеченных и горячедеформированных анизотропных магнитов из сплавов на основе Fc-Nd-B с заданными свойствами.
Для достижения этой цели в работе поставлены следующие задачи:
Исследовать влияние содержания легирующих добавок в сплавах Nd-Fe-B и Pr-Fc-B на структурообразование и свойства ПМ на всех этапах технологического процесса получения спеченных и горячедеформированных магнитов.
Установить характерные особенности распределения легирующих добавок в кристаллической решетке интерметаллического соединения R2Fei4B и влияние их на фазовый состав порошковых магнитных материалов
Выявить влияние инородных включений и пористости на кинетику пере-мапшчивания высокоэнергетических МТМ и на их высококоэрцитивнос состояние.
Установить особенности формирования структуры горячедеформирован-ных магнитов из сплавов систем Fe-Nd-B и Pr-Fe-B и влияние технологических параметров на свойства магнитов из них.
Разработать рекомендации по практическому использованию результатов теоретических и экспериментальных исследований при производстве спеченных и горячедеформированных магнитов с требуемым уровнем свойств, а также принципы проектирования и инструмента и средств технологического оснащения.
Диссертационная работа выполнена в соответствии с Межвузовской инновационной научно-технической программой РФ «Исследования в области порошковой технологии» и научного направления 550500 - Металлургия «Проблемы создания порошковых и композиционных материалов, покрытий с заданными свойствами. Технология производства изделий из них»
Автор защищает научно и экспериментально обоснованную технологию получения спеченных и горячедеформированных постоянных магнитов из сплавов на основе систем Fe-Nd-B и Pr-Fe-B с заданными свойствами.
Теоретические и эксплуатационные положения о механизме структу-рообразования комплексно легированных высокоэиергетическнх мапштот-вёрдых материалов на основе соединения R^Fe^B , о влиянии титана на магнитные свойства, структуру и распределение его в кристаллической ячейке интерметалл ида R2Fci4B.
Технология получения мелкокристаллических порошков помолом в специально проектированных установках непрерывного действия и конструктивные особенности её.
8 1. ПОРОШКОВЫЕ МЛГНИТОТВЕРДЫЕ МАТЕРИАЛЫ
Классификация магнитотвердых материалов
Классификацию магнитотвердых материалов проводят но различным признакам; по уровню указанных выше магнитных свойств, по химическому составу, технологии изготовления, по степени магнитной текстуры и т.д. По составу и природе высококоэрцитивного состояния их можно делить на 8-9 групп [16].
К первой можно включить стали, закаливаемые на мартенсит (ГОСТ 6862-71). К таким относятся: углеродистые; легированные хромом (ЕХЗ), вольфрамом (ЕВ 6), хромом и кобальтом (ЕХ5К5) и высоколегированные (ЕХ9К15М2) стали. Магниты из них подвергаются закалке и старению. Коэрцитивная сила по индукции таких сталей не превышает 10-12 кЛ/м и их применение весьма ограничено.
Дисперсионно-твердеющие сплавы (2 - группа) чаще подвергаются холодной или горячей механической обработке. К этой группе следует отнести сплавы на основе систем: Fe-Ni-Cu, Fe-Ni-Cu-Co, Fc-Co-V, Fc-Co-Mo, Fc-Cr-Co и др. В настоящее время из них в основном применяются сплавы на основе Fe-Cr-Co (ГОСТ 24897-81) и реже - Fe-Co-V (ГОСТ 10994-74). В зависимости от содержания ванадия и режима ТО из сплавов на основе Fe-Co-V, называемых викаллоями, могут быть получены магниты, которые имеют Вг= 0,65 - 1,2 Тл., Hcu = Ю-40кЛ/м. Поскольку в них содержится 52-54% Со, а по магнитным свойствам уступают сплавам на основе Fc-Cr-Co с концентрацией кобальта 10-23%, то наибольший интерес представляют дисперсионно - твердеющие сплавы на их основе. Высококоэрцитивное состояние сплавов на основе системы Fe-Cr-Co формируется в результате распада пересыщенного а-твердого раствора на ферромагнитную cti -фазу с повышенным содержанием Со и Fe и слабомагнитную а2 -фазу, в которой преобладает хром [17-22]. Процесс перемапшчивания этих сплавов осуществляется путем вращения вектора спонтанной намагниченности анизотропных по форме частиц at -фазы, ориентированных при термомагнитной обработке (ТМО) вдоль оси легкого намагничивания.
Легирование Fe-Cr-Co сплавов Si, ЛІ, Nb, ТІ, V, Mo, W и другими a -стабилизирующими элементами позволяет улучшить их физико-механические и технологические характеристики [23-28]. Наиболее высокие магнитные свойства получены у монокристаллов железохромкобальтовых сплавов при легировании их молибденом и вольфрамом [23, 25]. Магнитные свойства сплавов на основе Fe-Cr-Co зависят в основном от содержания кобальта: пысококобальтовые сплавы (Со =20-23 %) после ИТМО и ступенчатого старения имеют Не» = 55-70 кА/м; Вг=0,95 - 1,05 Тл и (ВН) max = 30-40 кДж/м5; среднекобальтовые (Со 15%) - Не» = 45-55 кА/м, Вг= 1,2 - 1,3 Тл, (ВН) max = 40-45 кДж/м3; низкокобальтовые отличающиеся хорошем пластичностью, но по коэрцитивной силе существенно уступают сплавам, содержащим Со »15%.
Диффузиошю-твсрдеющие сплавы на основе Fe-Al-Ni (альті), Fe-Al-Ni-Co (альнико и магнико) с добавками Си, Nb, Si и других элементов и Fe-Al-Ni-Coi (тиконоль) с высоким содержанием кобальта (35-40%) и титана (5-9%) [23-31] применяют в основном для получения литых магнитов и реже спеченных. Высококоэрцитпвное состояние сплавов, содержащих более 18%
Со, формируется в результате термомагнитной обработки пересыщенных твердых растворов в определенном интервале температур и последующего отпуска (старения) [1, 16, 23-31, 32 и др.], В результате спинодальнего распада р2-фазы при ТМО образуются анизотропные по форме выделения р -фазы (cti-фазы), обогащенные железом и кобальтом, окруженные слабомагнитной Р2-фазоП (о -фаза), обогащенной алюминием. Выделение силыюмапштной фазы в процессе ТМО ориентируются длинными осями вдоль кристаллографических осей 100 , ближайших к направлению внешнего поля. Более высокие магнитные свойства получаются, если у отливок из высококобальтовых сплавов (Со«24%) магнитная текстура совпадает с кристаллической, т.е. направление магнитного поля при ТМО совпадает по всему объему магнита с одним из кристаллографических направлений 100 . Магниты получают направленной кристаллизацией и имеют столбчатую структуру. Такие сплавы в обозначении марки отмечены буквой «А».
Ещё более совершенная структура( следовательно, более высокие магнитные свойства) получаются в монокристаллических сплавах (в маркировке обозначены - «АА»), заготовки (магниты) из которых выращивают зонной плавкой в специальных установках [34, 35 и др.]. Сплавы, содержащие менее 15-18% Со имеют невысокие магнитные свойства: Нсв = 40-55% кА/м; Br = 0,5-0,6 Тл.; (ВН)тах = 8-10 кДж/м3. Наиболее широко применяют сплавы маши ко, содержащие 24-26% Со, 3,5% Си, 8-9% А1 и 13-15% Ni. После ТМО и старения они имеют: Нс13 = 45-60% кА/м; Вг = 1,2-1,4 Тл.; (BH)max = 30-50 кДж/м3. Максимальные свойства получены у монокристаллических магнитов из тиконалей: HcD=135-145 кА/м; Вг =0,9-1,0 Тл.; и (ВН)тах =75-80 кДж/м3.
Сплавы ЮНДК являются самыми стабильными среди МТМ и способны работать при высоких температурах, т.к. при испытаниях в течение года при 500 С структурных изменений у них не наблюдается. Температурный коэффициент остаточной индукции составляет - 0,02%/1 С. Недостатком сплавов системы Fe-AI-Ni-Co является их высокая хрупкость и твердость. Вследствие этого магниты получают только литьем и обрабатываются только шлифованием.
Несколько лучшими технологическими свойствами обладают порошковые магниты на их основе, получаемые прессованием и спеканием [36] и методом ДГП [37]. Они уступают по магнитным свойствам литым магнитам. Следует отметить, что принятая в литературе [16 и др.] классификация сплавов Fe-Cr-Co и Fe-AI-Ni-Co как диспсрсионно-твердсющие и диффузиопио-твердеюшие является необоснованной, т.к. в сплавах на основе этих систем высококоэрцитивиое состояние формируется в процессе спинодальпсго распада пересыщенных растворов при ТМО (ИТМО) и диффузионного перераспределения компонентов при отпуске и старении, т.е. по идентичному механизму.
Платинокобальтовые сплавы с оптимальными магнитными свойствами имеют химический состав, близкий к стехиометрическому соединению PtCo. Практически используют сплавы двух составов: ПлК78 и ПлК76 с содержанием 78 и 76 % Ft по массе соответственно. Высокая пластичность позволяет изготовить из них магниты сложной конфигурации и конечных размеров, а высокая коэрцитивная сила для деформируемых сплавов обуславливает их применение в подвижных магнитных системах. Высококоэрцитивное состояние формируется в процессе упорядочения [15], при которой у-фаза с ГЦК-решетной превращается в упорядоченную гранецентрированную тетрагональную фазу уту со структурой типа CuAu-I. Фаза уту образуется в форме пластинок, расположенных параллельно плоскостям {110} исходной фазы. Коэрцитивная сила достигается максимального значения (320-400 кА/м), когда в сплаве создается двухфазное состояние
Технология получения спеченных и горячедеформированных образцов
Прессовки призматической формы получали мокрым и сухим прессованием в магнитном поле напряженностью от 500 до 1600 кА/м. Давление прессования варьировали в пределах 100-1000 МПа с целью получения заготовок разной пористости. Для оценки влияния кристаллографической текстуры, формируемой при холодном прессовании шихты из порошков после тонкого помола, в магнитном поле, использовали различные схемы прессования. В одном случае вектор напряженности приложенного поля совпадал с направлением прессования (рис. 2.2, а). В другой схеме (рис. 2.2, б) силовые линии магнитного поля были перпендикулярны направлению прессования, Использовались также изотропные цилиндрические прессовки.
Для прессования образцов по схемам, приведенным на рис. 2.2, была разработана специальная пресс-форма, конструктивные элементы которой показаны на рис 2.3. Она состоит из двух полуматриц 1, в которые перед сборкой устанавливают боковые составляющие матрицы 3. Перед прессованием матрицу собирают стяжными пальцами, в нее устанавливают нижний пуансон, загружают порошковую шихту и вставят верхний пуансон. После этого ее устанавливают в пресс-блок с катушками.
Спекание прессовок осуществляли в вакуумной печи СНВЛ-1.3-1/16 при давлении в пределах (1-5)-10 Па в интервале 900-1150 С в течение 1-3 ч. Время спекания отсчитывалось от момента нагрева заготовок до необходимой температуры. После спекания образцы охлаждали до температуры окружающей среды вместе с печью. ружагощей среды вместе с печью.
Динамическое горячее прессование ДГП спеченных и неспеченных прессовок проводили на специальной вакуумной установке.. Основными узлами этой установки являются вакуумная камера с форвакуумным насосом, камера для ДГП , копер с бойком, нагревательное устройство, расположенное в камере ДГП, трансформатор, силовой шкаф и другие средства технологического оснащения.
Холоднопрессованные или спеченные заготовки загружаются в специальную кассету через загрузочный люк. После герметизации установки и достижения необходимого разрежения включается нагревательная печь электросопротивления с молибденовыми нагревателями. Образцы из кассеты подаются в печь после достижения заданной температуры с помощью специального механизма. По истечении времени выдержки из него их подают в матрицу, где они подвергаются горячей деформации. После ДГП образцы перемещаются в приемную камеру. Температура в молибденовой нагревательной печи устанавливается и регулируется с помощью регулятора напряжения РНО-250-10 и поддерживается с помощью терморегулировочного потенциометра КСП-ЗП. Для наблюдения хода процесса ДГП предусмотрено специальные окна. Конструкция вакуумной камеры ДГП позволяет поддерживать постоянный вакуум 0,05-0,1 Па, использовать сменную пресс-оснастку и нагреватели в соответствии конфигурации магнитов или образцов.
Горячую штамповку прессовок проводили также, помещая их в стальные контейнеры. После этого контейнер с образцом нагревали в камерной электропечи в диссоциированном аммиаке. Температура в печи фиксируется термопарой типа ПП-1, расположенной над контейнером, сигнал передается на потенциометр КСП-3 щита управления ИЗР-242, которые обеспечивают автоматическое поддержание температуры в печи с точностью ±10 С. Продолжительность нагрева фиксировалась секундомером. После нагрева образец с контейнером переносили в подогретый штамп, установленный на станине кривошипного или гидравлического пресса.
Термическую обработку образцов из слитка и порошковых заготовок после спекания или горячей деформации проводили в вакуумной печи СНВЛ-1,3.1/16 или в камерной печи с муфелем. В последнем случае магниты были установлены в контейнере.
Влияние режима отжига слитков, спекания прессовок и горячей деформации заготовок на магнитные свойства Pr- Fe- Ti-B сплавов
Как известно [13], строение кристаллической решетки определяет магнитную структуру, результирующий магнитный момент и вид магнитного взаимодействия интерметаллических соединений. Поэтому характер распределения атомов компонентов в кристаллической решетке соединения Nd2Fe4B, суб- и микроструктура рассматриваемых сплавов определяют физико-механические свойства магнитов из них. В связи с этим нужно более подробно установить вероятные позиции атомов легирующих элементов в кристаллической ячейке Срфазы и их влияние на магнитные характеристики исследуемых сплавов.
У переходных металлов группы железа недостроена 3d оболочка. В частности» у атома двухвалентного железа в 3d- oe имеется 6 электронов (3d6), у пяти из которых результирующий спиновой магнитный момент Ms направлены параллельно, а у одного - антипараллельно. В результате суммарный магнитный момент атома железа Fe равен 4 Мв, а у трехвалентного железа Fe 3+ Ms = 5 MR. Однако магнитный момент, приходящийся на один атом и выраженный в магнетонах Бора, составляет у железа с ОЦК решеткой 2,2 М[;, что связан с характером распределения спиновой плотности состояний электронов атомов в кристаллической решетке [ 14 ]. Магнитные моменты атомов железа изменяются в кристаллах заметно при замещении их в соседней позиции атомами других переходных металлов.
Редкоземельные элементы (лантаниды) имеют электронную конфигурацию общего вида 4Ґ 5d10 6s2, где 4f - оболочка последовательно заполняется с увеличением атомного номера элемента от n = 0 для лантана (La) до п = 14 лютеция (Lu). В атомах РЗМ 4Р-оболочка находится внутри полностью застроенной «ксеноновой» оболочки. Основную часть результирующего магнитного момента атома Mf составляет не спиновой магнитный момент Ms , как у ЗсКметаллов Fe, Со, Ni, а орбитальный кинетический момент М, [13, 14]. У элементов от лантана до европия (легкие РЗМ) 4г"-оболочка заполнена менее чем на половину и результирующий магнитный момент (Mj =Mt, - Ms) меньше спинового и орбитального момента в отдельности. У гадолиния М,=0 и Mj=Ms. У тяжелых РЗМ (иттриевая подгруппа) от ТЬ до Lu 4f-оболочка заполнена больше чем наполовину (Mj = М, +М$) и имеют наибольший результирующий магнитный момент, например, у атомов Gd - Mj =7,94, а у Dy- 10,6 М,).
Обменное взаимодействие между спиновыми и орбитальными 4f-электронов атомов РЗМ велико, что может приводить к чрезвычайно большой кристаллической анизотропии. Но магнитное взаимодействие между атомами РЗМ имеет характер непрямого обменного взаимодействия за счет поляризации электронов проводимости. Соответственно ферро- и ферримаг-нетнзм РЗМ проявляется при более низких температурах, чем у ферромагнетиков группы железа.
Средний радиус 4f- оболочки РЗМ мал по сравнению с межатомным расстоянием. Поэтому считается, что сильное далыюдействуюшее магнитное взаимодействие между их ионами связано с поляризацией электронов проводимости . Л отличие от 3d - переходных металлов взаимодействие ионов РЗМ с кристаллическим электрическим полем значительно меньше, чем спин-орбитальное взаимодействие внутри иона.
При замещении атомов железа или неодима в кристаллической ячейке С - фазы легирующими элементами изменится межатомное расстояние между атомами основных компонентов пропорционально их атомным диаметрам. Атомные диаметры или радиусы у металлов, приведенные в разных литературных источниках несколько отличаются, поскольку могут быть определены разными методами. Например, в классической монографии под редакцией Канна [156] , атомный радиус железа составляет 1,411 нм тогда, как в таблице 8 учебника [157] у железа га = 0, 124 нм. Также отличаются кратчайшие межатомные расстояния, по которым , как правило, определяют атомные диаметры металлов, характерных их кристаллических ячейках. В частности, в ОЦК решетке титана dKp = 0,2894 нм [156], а у рп dKp =0,2951 им, по данным авторов работы [158] (таблица А.6) у aTj dKp -0,289 нм и у РТЇ=0,2863 нм. Существенно отличаются у ряда элементов ионные радиусы п зависимости от типа химической связи, кристаллической структуры фаз и их химического состава [157].
Низкие значения сжимаемости, наблюдаемых у переходных металлов [156], обусловлены тем, что у них размеры ионных остовов очень мало отличаются от размеров иеионизированных атомов. В связи с этим ионы Fe, Со, Ті, Dy и Nd можно представить в виде жестких шаров, соприкасающихся вдоль направления плотнейшей упаковки в кристаллической структуре. Поэтому при определении кратчайших межатомных расстояний в кристаллической решетке соединения (Nd, Dy)2 (Fe,Co,Ti)]4B и их зависимость от концентрации титана в сплавах можно использовать атомные объемы элементов согласно табл. 3.1 .
Соединение типа NdjFen имеет аналогичное интермсталлиду FsSCon кристаллическое строение, в которой два из 17 атомов железа занимают гантельные позиции. Из-за малого расстояния между атомами железа в гантельных нарах в них возникает антиферромагнитное взаимодействие. Это связано с тем, что d- оболочки располагаются близко у соседних атомов друг от друга и в большинстве из них имеет место коллективизации d- электронов, приводящие к парамагнетизму. У ферромагнетиков отношение периода решетки к радиусу незаполненной d-оболочки должна быть больше 3. Кроме этого, антиферромагнитное взаимодействие близко расположенных атомов обусловило плоскостную анизотропию Зd-пoдpcшcтки, на которую не может повлиять анизотропия, индуцированная кристаллическим полем РЗМ- подрешетки.
Технология абразивной обработки спеченных и горячедеформированных постоянных магнитов из сплавов на основе Nd — Fe - В
Для повышения точности и снижения шероховатости порошковые постоянные магниты (ППМ) шлифуют и доводят различными методами [153]. На качество обработанной поверхности при этом существенное влияние оказывают: вид абразивного материала и связки; зернистость шлифовального круга; состав смазочно-охлаждающего технологического средства (СОТС); режим процесса обработки; состав, структура и пористость материала магнитов и др.
Особый интерес в последнее время представляет алмазно-абразивная обработка постоянных магнитов с подачей СОТС в зону шлифования, т.к. СОТС заполняет поры абразивного инструмента и обрабатываемого материала. При этом, попадая из пор в зону обработки, СОТС облегчает технологический процесс срезания стружки и формирования промежуточных структур в зоне резания, способствует разрушению абразивного материала и поверхность заготовки, создавая расклинивающий эффект в дефектах пор, инициирует «адсорбционно -пластическую» деформацию в них, реализуя эффект Ребиндера. В работах [154] показано, что при алмазно- абразивной обработке ПМ целесообразно использовать новые универсальные водорастворимые технологические смазочные материалы типа РВ-3 УМ. Для сравнения характеристик СОЖ также были использованы широко применяемые при шлифовке постоянных магнитов 2,5- процентный водный раствор кальцинированной соды (ГОСТ 5180-85), 1-процентный водный раствор BLASOKUT 4000 SF 004 швейцарской фирмы Blaser Swisslube Inc и 1-процеитный водный раствор водорастворимого смазочного материала РВ-3 УМ. Испытания проводили па машине трения СМЦ-2 по методике, описанной в работе [155]. Для этого были использованы шлифовальные круги из элсктрокорунда ПП 50x10x16 14А 16-П СМ 16 К5 35 м/с Б 1 кл. ГОСТ 2424-83 и алмазный круг ПП 40x16x16 2720-0031 ГОСТ 16167-90. Скорость вращения шлифовального круга варьировали в интервале 5-20 с 1, нагрузку увеличивали ступенчато начиная с 200 Н до начала появления макротрещин на обрабатываемой поверхности магнитов. СОТС в зону шлифования подавали окунанием круга в ванну. Показателями эффективности СОТС являлись: тангенциальная сила резания Pz, коэффициент трения и, объем снятого материала QM, объем износа круга Qa и температура в зоне контакта круг- постоянный магнит.
На рис. 5.3 показано влияние нагрузки на круг на исследуемые показатели эффективности применения различных СОТС при шлифовке спеченных магнитов из сплава, содержащего (в % по массе): 28 Nd; 6 Ду; 10 Со;1 Ті и 1,15 В. Средняя остаточная пористость призматических образцов составляла 6-8 %. Образцы устанавливали в специальные приспособления.
При обработке алмазным шлифовальным кругом 40x16x16 2720-0031 (ГОСТ 16167-90) с использованием 2,5-процентного водного раствора кальцинированной соды коэффициент трения плавно снижался с 0,45 до о,2 при повышении нагрузки па круг с 200 до 500 Н. В случае дальнейшего роста нагрузки на круг ц. несколько увеличивается до о,27. (рис 5.3, кривая 1). Интенсивность резания, т.е количество снятого материала QM, при этом незначительно изменяется с увеличением нагрузки до 300 II и резко возрастает при повышении Р до 500 Н, а дальнейшее увеличении нагрузки не приводит к заметному росту QM (кривая 2, рис 5.3). Критическая нагрузка начала разрушения поверхности магнитов Рук составляла около 700 И.
Снижение интенсивности съема материала магнитов QM при нагрузке ниже 500 Н можно объяснить плохими условиями удаления стружки и продуктов износа из зоны резания. Недостаточное смазочное действие кальцинированной соды вызывает также возрастание износа абразива (Qa) при нагрузке Ру более 400 Н (рис. 5.3, кривая 3). По этой же причине наблюдается рост значений коэффициента трения р. при увеличении нагрузки Ру 500-600 Н
Температура в зоне контакта при изменении нагрузки на круг в интервале 20О-7О0Н с учетом погрешности измерения не изменялась и составляла 18- 24 С.
При обработке этим же кругом спеченных магнитов с использованием 1- процентного водного раствора ВТСС РВ - 3 УМ критическая наїрузка начала разрушения Ру также составляла около 700 II. Однако съём материала магнитов протекает равномерно (рис 5. 3 , кривая 2), но интенсивность шлифовки при нагрузке на круг менее 400 II заметно больше, чем в случае использования в качестве СОЖ раствора кальцинированной соды. Одна из причин снижения значений коэффициента трения и. в случае применения в качестве СОЖ водного раствора материала РВ-3 УїМ (Рис.5. 3 , кривая 1) следует считать действие дпесипативных структур, образуемых в зонах трения, и хорошая смазочная и охлаждающая способности ВТСС РВ -3 УМ.
Эффективность применения водного раствора РВ-3 УМ при шлифовке порошковых магнитов объясняют ее комплексным влиянием на процесс резания [156]. Попадая в поры под действием сил поверхностного натяжения, этот раствор является резервуаром, из которого непрерывно образуются граничные смазочные слои на обрабатываемых поверхностях пористого материала. С другой стороны, поверхностно-активные вещества (ПАВ), содержащие ВТ-5 УМ, создают адсорбционно расклинивающий эффект, облегчая разрушение на микроуровне поверхностного слоя материала. Кроме этого, в результате термического воздействия в зоне контакта инструмент-заготовка протекает деструкция ПАВ с образованием диссипативиых структур и с адсорбцией фрактальных кластеров на обрабатываемых поверхностях, зернах абразивного инструмента и на самой связке, что улучшают качество СОЖ.
Графики зависимости изменения коэффициента трения f, износа шлифуемого образца QM и абразивного инструмента Qa, тангенциальной силы резания Pz от радиальной силы Ру при испытании с использованием ВТСС РВ-ЗУМ и кальцинированной соды при обработке образцов из исследуемого сплава, полученного горячей деформацией пористых заготовок, приведены на рис.5.4.
