Формування структури та властивостей постійних магнітів дідим-залізо-бор

Размещено на http://www.allbest.ru

Размещено на http://www.allbest.ru

Вступ

Актуальність теми. Магнітні матеріали, які базуються на інтерметалічних сполуках перехідних (Fe, Co) та рідкісноземельних (Sm, Pr, Nd) елементів знайшли широке використання в сучасній промисловості. Перевагою Nd-Fe-B магнітів в порівнянні з Sm-Co магнітами є відносна доступність і дешевизна сировини. В свою чергу, найбільш коштовним компонентом сплавів Nd-Fe-B є неодим, оскільки на його вартість впливає операція розділення природної суміші неодима і празеодима, які близькі за хімічними властивостями і співіснують в більшості рідкісноземельних руд. Відомо, що Nd належить до легкої групи рідкісноземельних елементів (РЗМ), які є складовою частиною фосфоритових концентратів. Переробка концентрату з додаванням Fe і B на ДНВП “Цирконій” (м. Дніпродзержинськ) дозволила отримати сплав дідим-залізо-бор (Dd-Fe-B), де так званій “дідим” являє собою неодимовий концентрат, який містить в собі, крім неодиму, празеодим, а також суміш інших РЗМ. З цього сплаву були виготовлені перші постійні магніти на вітчизняній сировині. Однак, для використання дідиму при виготовленні постійних магнітів необхідний комплекс систематичних наукових експериментальних досліджень. Розробка теоретичних основ формування структури на всіх стадіях виготовлення постійних магнітів із сплавів Dd-Fe-B є важливою не тільки з точки зору теорії магнітних матеріалів, але й з точки зору їх практичного використання.

Результати даної роботи показали, що існують перспективи підвищення властивостей постійних магнітів на основі сплавів Dd-Fe-B за рахунок оптимізації хімічного складу та технологічних параметрів на всіх етапах виготовлення постійних магнітів, а саме на стадіях помелу, пресування в магнітному полі, спікання та термообробки. На цей час класичним методом підвищення властивостей Nd-Fe-B магнітів вважається ізотермічний відпал. Аналіз літератури показав різноманіття як температурно - часових режимів термічної обробки цих магнітів після спікання, так і різні підходи щодо механізмів формування високих значень коерцитивної сили в процесі структурно-фазових перетворень при термообробці. Тому розробка ефективних методів термічної дії на постійні магніти Dd-Fe-B з метою підвищення їх службових характеристик, а також дослідження процесів формування структури і властивостей на цьому етапі є актуальною.

Одним з ефективних методів термічного впливу на структурний стан магнітів Nd-Fe-B є термоциклічна обробка (ТЦО) в області фазового переходу ІІ роду (температури Кюрі). Однак, практично ніхто не займався вивченням впливу ТЦО в області низьких температур (до температури рідкого азоту) на структуру магнітів даного класу. Проте, як показали результати даної роботи, такі дослідження є важливими, оскільки в процесі багатократного охолодження магнітів відбуваються зміни їх структурного стану, що в свою чергу призводить до змін магнітних властивостей. З точки зору практичного використання (оскільки в процесі експлуатації при кріогенних температурах готові вироби можуть зазнавати різної кількості теплозмін) актуальність вивчення змін структурного стану магнітів в процесі низькотемпературної ТЦО є очевидною.

Існує велика кількість наукових досліджень щодо механізмів, які контролюють коерцитивну силу в магнітах Nd-Fe-B. До недавніх часів основним механізмом вважався механізм утворення зародків зворотної намагніченості. Однак, при деяких видах теплової дії, наприклад ТЦО в області точки Кюрі, перевага віддається механізму затримки руху доменних границь. Також існує думка про перевагу цього механізму для сплавів Nd-Fe-B, що містять деяку кількість додаткових елементів. У цій роботі розглядаються процеси структуроутворення під час спікання та термічної дії, які визначають механізм коерцитивної сили в магнітах, виготовлених із легованих РЗМ та іншими елементами сплавів. Вміння керувати процесами структуроутворення сплавів з точки зору того чи іншого механізму дозволяє отримувати магнітні матеріали, які володіють комплексом необхідного рівня експлуатаційних характеристик. На жаль, на теперішній час не розроблені шляхи отримування оптимальної з точки зору магнітних властивостей структури.

Зв'язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Дисертаційна робота виконувалась в межах держбюджетних НДР Міністерства освіти України в рамках пріоритетного напрямку розвитку науки і техніки №6 “Нові речовини та матеріали” (тема №1/94 “Дослідження умов формування та термічної стійкості метастабільних структур в сплавах евтектичного типу на основі ПМ-РЗМ, ПМ-РЗМ-В, ПМ - неметал і розробка на їх основі високоенергетичних постійних магнітів”).

Мета і задачі дослідження. Виходячи з вище сказаного, метою дисертаційної роботи є розробка фізичних основ формування магнітних властивостей в процесі структурно-фазових перетворень під час спікання порошків сплавів дідим-залізо-бор та при наступній термообробці спечених магнітів.

Реалізація мети роботи здійснювалася шляхом вирішення наступних задач:

встановлення залежності магнітних властивостей матеріалів Dd-Fe-B від їх хімічного, фазового складу та деяких технологічних параметрів;

вивчення особливостей формування структурно-фазового стану під час спікання магнітів із порошків сплавів Dd-Fe-B та визначення оптимальних температурних режимів спікання сплавів різного хімічного складу, які дозволяють реалізувати їх максимальні гістерезисні властивості;

встановлення впливу різних видів термічної дії на структурно-фазовий стан та властивості магнітів, виготовлених із сплавів Dd-Fe-B, а також визначення оптимальних температурно-часових режимів термічного впливу, які забезпечують максимальний рівень коерцитивної сили постійних магнітів;

на основі одержаних залежностей розробити модель структуроутворення в магнітах Dd-Fe-B на різних етапах їх виробництва, що призводить до формування високих магнітнотвердих властивостей.

Наукова новизна одержаних результатів.

В роботі вперше досліджено комплексний вплив хімічного складу та режимів одержання (тиск пресування, час помелу, вологість, температура спікання) на властивості постійних магнітів Dd-Fe-B.

На підставі експериментальних даних встановлено механізм формування структурно-фазового стану магнітів Dd-Fe-B в процесі спікання. Показано, що формування структури, що відповідає високим магнітножорстким властивостям, обумовлене рідкофазними реакціями, протікання яких залежить від хімічного складу сплаву.

Вперше встановлено, що оптимальна температура спікання зменшується зі збільшенням вмісту РЗМ у сплаві від 1100С для сплавів з 36,1 і 34,9 мас. % РЗМ до 1045С для сплаву з 41,6 мас. % РЗМ. Цей факт пояснюється збільшенням кількості рідкої фази в результаті розплавлення РЗМ та зниженням верхньої границі температурної області існування подвійної евтектики Nd2Fe14B + Nd1.11Fe4B4 (від 1115С для точки подвійної евтектики до 655С для точки потрійної евтектики).

Експериментально доведено, що збільшення вмісту РЗМ у сплаві призводить до зниження залишкової індукції за рахунок зменшення об'ємної частки магнітної фази R2Fe14B. Коерцитивна сила при цьому збільшується за рахунок повної ізоляції магнітних зерен та завдяки збільшенню кількості немагнітної збагаченої Nd фази по границях зерен основної фази.

Встановлено, що ізотермічний відпал Dd-Fe-B магнітів викликає структурно-фазові перетворення, обумовлені процесами дифузії основних та домішкових елементів в зерні основної магнітної фази. Показано, що структурно-фазовий стан, при якому досягаються максимальні значення магнітно жорстких характеристик, формується при температурах, які залежать від умов охолодження після відпалу: 350С при відпалі з повільним охолодженням та 500С при відпалі з наступним загартуванням.

Вперше показано, що високо коерцитивний стан в складно легованих Dd-Fe-B магнітах після ізотермічних відпалів забезпечується як гальмуванням доменних границь на точкових дефектах типу зон Гінье-Престона всередині зерен фази R2Fe14B, так і пригніченням утворення зародків перемагнічування за рахунок ізоляції магнітних зерен.

Вперше встановлено, що низькотемпературна термоциклічна обробка в інтервалі температур від кімнатної до температури рідкого азоту (~77 К), який включає температуру спін-орієнтаційного фазового переходу для сполуки Nd2Fe14B (~135 К), призводить до руйнування міжзернової області, що погіршує магнітну ізоляцію зерен основної фази та, в свою чергу, сприяє зниженню значень коерцитивної сили від 838 кА/м у вихідному стані до 740 кА/м після циклування за рахунок утворення зародків перемагнічування.

Практичне значення одержаних результатів. Дослідження хімічного складу, структури і магнітних властивостей спечених магнітів системи Dd-Fe-B дало можливість встановлення їх взаємозв'язку та розробки моделі формування необхідного рівня магнітних властивостей шляхом керування процесами структуроутворення.

Результати дослідження особливостей формування структури магнітів під час спікання дають можливість встановлення оптимальних режимів цього процесу залежно від хімічного складу сплаву. Це, поряд з визначенням оптимальних температурних режимів ізотермічного відпалу та умов подальшого охолодження, може бути використане при розробці та вдосконаленні технології виготовлення високо коерцитивних магнітів із сплавів Dd-Fe-B. На підставі результатів дослідження виготовлені і пройшли успішну апробацію експериментальні партії магнітів, отримані на ДНВП “Цирконій” м. Дніпродзержинськ.

Отримані результати досліджень відносно зміни властивостей магнітів під час низькотемпературної ТЦО є дуже суттєвими з точки зору експлуатації магнітів даного класу при кріогенних температурах в умовах різної кількості теплозмін.

1. Літературний огляд

В першому розділі розглянуто основні фізичні параметри і характеристики магнітно жорстких матеріалів, проаналізовано основні механізми магнітного гістерезису. Приділяється увага висвітленню природи магнетизму РЗМ і елементів групи заліза, а також сполук на їх основі, проведено порівняльний аналіз їх магнітних властивостей.

Показано, що заміщення неодиму празеодимом в спечених сплавах (Nd,Pr)17Fe75B8 можливе в будь-якому співвідношенні без істотної зміни магнітних характеристик. Відмічено, що високі магнітні властивості сплавів на основі Nd-Fe-B пов'язують із фазою Nd2Fe14B, її властивостями і кристалічною граткою. Наведені детальна діаграма фазових рівноваг в системі Nd-Fe-B та дані про подвійні та потрійні сполуки цієї системи. Відзначено, що при поясненні природи високо коерцитивного стану в спечених магнітах Nd-Fe-B переважаючим вважається механізм затримки утворення зародків зворотної намагніченості. Відзначаються фактори, вплив яких сприяє зниженню коерцитивної сили спечених магнітів.

Наведені найбільш поширені технології виготовлення постійних магнітів із сплавів Nd-Fe-B. Розглянуто питання щодо способів підвищення експлуатаційних характеристик, особливо температурної стабільності магнітів. Зазначені переваги та недоліки шляхів підвищення властивостей, у тому числі легування сплаву, оптимізації технологічного процесу та ін. Показана роль кисню в магнітних сплавах. Аналіз приведених в огляді даних показав, що вирішення проблеми підвищення експлуатаційних характеристик проводиться в напрямку формування оптимальної з погляду магнітних властивостей структури.

2. Матеріали і методи досліджень

У роботі досліджувались зразки литих сплавів системи дідим-залізо-бор, а також виготовлені з них постійні магніти, які готувалися методом порошкової металургії. Дослідження залежності магнітних характеристик спечених магнітів Dd-Fe-B від їх хімічного складу та технологічних режимів виготовлення проводилися на зразках, які виготовляли з одного боку витримуючи головні умови переробки сировини і спікання, з іншого боку витримуючи склад по сумі РЗМ, але змінюючи технологічні умови отримання магнітів. Сума РЗМ у досліджуваних сплавах знаходилася в межах 35-38 ваг. %, причому вміст дідиму (суміші Nd-Pr) в ній складав 80-100 %. Дослідження процесу спікання були проведені на зразках сплавів різного хімічного складу, які спікалися в інертній атмосфері (0,2-0,3 атм) на протязі 1 години при різних температурах, починаючи з температури потрійної евтектики (655С) і до температури оплавлення зразків (1150 оС). Вплив ізотермічних відпалів на структуру та властивості магнітів даного класу досліджувався на зразках, які виготовляли за двома технологічними циклами, що відрізняються режимами пресування. Відпал магнітів проводили на протязі 1 години двома методами: 1 - в печі опору з наступним загартуванням зразків у воду разом із кварцовою ампулою; 2 - на установці ВУП-5 з повільним охолодженням зразків в установці. Вплив низько-температурної ТЦО на структуру та властивості магнітів досліджувався на зразках сплавів, спечених при 1100С. ТЦО проводилася шляхом занурення зразків у рідкий азот. Після припинення кипіння азоту зразки виймались і нагрівалися повільно до кімнатної температури.

Основними методами дослідження були рентгенівський фазовий, рентгеноспектральний, металографічний, магнітометричний аналізи, а також метод диференціального скануючого калориметру та растрова електронна мікроскопія. Дослідження виконувалися за стандартними методиками. Властивості зразків після спікання та різних видів термічної дії визначалися при кімнатній температурі. Для отримання достовірних даних при побудові графіків виконувалась статистична математична обробка експериментальних результатів. Оскільки в суміші РЗМ досліджуваних у роботі сплавів кількість неодиму складала більше 80 %, то для ідентифікації рентгенівських максимумів використовувалися дані для системи Nd-Fe-B.

3. Дослідження впливу хімічного складу та технологічних режимів виготовлення постійних магнітів системи дідим-залізо-бор на формування високих магнітних властивостей

У цьому розділі дисертаційної роботи досліджувалася роль хімічного складу та технологічних режимів виготовлення магнітів у формуванні високих магнітних властивостей.

Дослідження показали, що найбільшими магнітними характеристиками (IHc = 1440 кА/м, Br = 0,84 Тл, (BH)max =136 кДж/м3) володіють магніти, виготовлені зі сплаву, у якому сума РЗМ складає 36,4 мас. %. Зменшення вмісту РЗМ (33,3 мас. %) призвело до зниження коерцитивної сили (544 кА/м), що обумовлено зменшенням об'ємної долі рідини під час спікання, внаслідок чого погіршується магнітна ізоляція зерен основної фази. Підвищення вмісту РЗМ (36,8 мас. %) призвело до зменшення магнітних характеристик (IHc = 448 кА/м, Br = 0,70 Тл, (BH)max = 76 кДж/м3). Зниження Br та (BH)max пояснюється зменшенням кількості основної фази. Для з'ясування причин, що призвели до зниження IHc були проведені дослідження структурно-фазового стану вихідних сплавів та постійних магнітів.

За даними металографічного, рентгенографічного і рентгеноспектрального аналізів, магніти Dd-Fe-B складаються з основної фази типу R2Fe14B, а також збагаченої бором фази типу R1.11Fe4B4 і збагаченої неодимом фази. На дифрактограмах від литих сплавів та спечених магнітів більшість дифракційних максимумів ідентифікується як фаза R2Fe14B, яка являє собою твердий розчин заміщення неодиму іншими РЗМ. Тому отримані в роботі міжплощинні відстані для сплавів Dd-Fe-B дещо відхиляються від табличних значень для сплавів Nd-Fe-B.

Дослідження показали, що зі зменшенням розміру часток вихідного порошку (від 2,71 до 1,53 мкм) значення ІHc, Br та (BH)max спечених магнітів зростають. Характер залежності ІHc при зменшенні розміру порошинок пояснюється зменшенням в об'ємі часток кількості дефектів, на яких можуть виникати зародки зворотного намагнічування та тим, що від дисперсності порошку залежить величина зерен основної магнітної фази після спікання. Зріст Br пов'язаний зі збільшенням загальної кількості малих монокристалічних часток, що підвищує густину спечених магнітів та поліпшує магнітну текстуру.

Експериментальні дослідження показали, що при збільшенні величини зерна основної магнітної фази спостерігається зниження IHc. У великих частках не всі доменні границі витісняються при намагнічуванні та велика ймовірність існування різного роду дефектів, які породжують зародки перемагнічування. Оскільки в досліджених сплавах величина зерен (16 35 мкм) перевищує критичний розмір однодоменності, який для сполуки Nd2Fe14B дорівнює Dкр=200,57 нм, то їх перемагнічування може здійснюватися як шляхом утворення зародків перемагнічування, так і зміщенням доменних границь. Магнітний гістерезис у другому випадку обумовлюється закріпленням доменних стінок границями зерен, а також неоднорідностями всередині зерен. У даному випадку при зменшенні розміру зерна збільшується довжина між фазних границь, вздовж яких розташовані закріпляючі центри, що сприяє закріпленню доменних стінок і підвищенню коерцитивної сили. При збільшенні розміру зерна величина Br практично не змінюється, а (BH)max зменшується, але в незначній мірі. В роботі показано, що Br та (BH)max постійних магнітів зменшуються зі зниженням кількості магнітної фази в одиниці об'єму зразка.

Дослідження показали, що спечені зразки із сплаву з найбільшими магнітними властивостями мали найбільш близьку до оптимальної структуру з мінімальною величиною зерна основної магнітної фази (16 мкм) та її максимальною кількістю в одиниці об'єму зразка (~ 85 %) в порівнянні з магнітами з інших сплавів.

Металографічні та рентгеноспектральні дослідження показали, що всередині зерен основної фази відмічена наявність дисперсних включень, основним елементом яких є Nd, величина яких для деяких зразків досягає 0,3 мкм, тобто перевищує критичний розмір зародка, при якому починається його необмежений ріст (за умови мінімізації енергії зародка, який має форму еліпсоїду з діаметром d, для фази Nd2Fe14B у полях 800 - 1200 кА/м критичний розмір зародка d'кр дорівнює 30 - 46 нм). Тому було зроблено висновок про те, що дисперсні включення всередині зерен виступають зародками перемагнічування. В цьому випадку, коли зародки зворотної намагніченості виникають відносно легко, має місце гістерезис, обумовлений затримкою зміщення границь між доменами.

Морфологія зерен основної магнітної фази, а також її границь в досліджуваних в роботі зразках, дали можливість припускати, що високо коерцитивний стан магнітів Dd-Fe-B визначається як процесом зародження доменів зворотного намагнічування, так і процесом закріплення доменних границь. Який із механізмів є переважаючим, залежить від складу сплаву та умов його одержання, які в результаті визначають фазовий склад і структуру магнітів. Тому доцільним є дослідження структурно-фазових перетворень, що протікають на стадії спікання і під впливом різних видів термічної дії на сплави Dd-Fe-B (наприклад: ізотермічних відпалів, термоциклічної обробки в області фазового переходу).

4. Дослідження процесів формування структурно-фазового стану в ході спікання магнітів із порошків сплавів дідим-залізо-бор

Розділ присвячений вивченню особливостей формування структурно-фазового стану під час спікання магнітів із порошків сплавів Dd-Fe-B.

Дослідження показали, що в інтервалі температур спікання 655-955С зерна основної фази типу R2Fe14B зменшуються за розмірами, у міжзерновому просторі утворюються дрібні зерна, які являють собою евтектичну суміш фаз R2Fe14B+R1.11Fe4B4, кількість якої з підвищенням температури збільшується. Підвищення температури спікання до 1045С для сплаву R20.49Fe71.65B7.9 і 1100С для сплавів R16.87Fe75.65B7.84 і R16.16Fe76.42B7.41 призвело до різкого підвищення густини магнітів, що пов'язане зі збільшенням кількості рідкої фази внаслідок розплавлення неодиму (Тпл.~1016С). Оскільки при збільшенні вмісту РЗМ кількість рідкої фази при спіканні збільшується, максимальне значення густини сплаву R20.49Fe71.65B7.9 досягається після спікання при менших температурах (1045С). Магнітні властивості при цих температурах також різко зростають завдяки формуванню оптимальної структури: основний об'єм займає магнітна фаза R2Fe14B, більшість зерен якої набувають правильної форми. Крім того спостерігаються зерна фази R1.11Fe4B4 та зерна збагаченої неодимом фази. Під час спікання при цих температурах зерна фази R2Fe14B приймають рівноважну форму, на їх поверхні ліквідуються дефекти, в яких можуть виникати зародки доменів зворотної намагніченості. При подальшому підвищенні температури спікання середній розмір зерна зростає за рахунок поглинання часток діаметром нижче критичного більш крупними частками. Зниження значень IHc після спікання при температурах вище оптимальних пов'язане з укрупненням зерен основної фази та погіршенням їх магнітної ізоляції. Зростання Br та (BH)max обумовлюється збільшенням густини та об'ємної частки основної магнітної фази.

Спікання при температурі вище 1100С для сплаву R20.49Fe71.65B7.9 і 1125С для сплавів R16.87Fe75.65B7.84 і R16.16Fe76.42B7.41 призвело до оплавлення зразків. За даними рентгенівського аналізу при цих температурах порушується текстура зразків, що пов'язане із розорієнтацією часток. Оскільки досліджені сплави містять надлишок РЗМ і В у порівнянні з фазою Nd2Fe14B (11.76 ат.% Nd і 5.88 ат.% B), та у зв'язку з особливостями будови фазової діаграми Nd-Fe-B, температура плавлення досліджуваних сплавів нижча ніж температура перитектичної реакції (1155С).

При повільному охолодженні в між зернових прошарках можливе виникнення часток магнітної фази (як евтектичної компоненти), що порушує магнітну ізоляцію кристалітів основної фази. Тому фіксування оптимальної структури потребує швидкого охолодження після спікання. У процесі твердіння між зернової рідини в нерівноважних умовах при досягненні температури потрійної евтектики виділяються частки Nd і кристалізуються області, що мають склад близький до складу потрійної евтектики. При цьому в між зерновому просторі формується просторова сітка, що затримує перехід доменних стінок із зерна в зерно.

Оскільки зі збільшенням вмісту Nd верхня границя інтервалу існування подвійної евтектики знижується від 1115С до 655С, для сплаву R20.49Fe71.65B7.9, що містить більшу кількість РЗМ, температурна область існування подвійної евтектики більш вузька і оптимальна структура досягається при нижчих температурах спікання, ніж для сплавів R16.87Fe75.65B7.84 та R16.16Fe76.42B7.41, що підтвердилося металографічними дослідженнями і пояснює зміщення екстремальних точок кривих залежностей магнітних характеристик сплаву R20.49Fe71.65B7.9 від температури спікання в бік менших температур. Коерцитивна сила в спечених магнітах сплаву з більшим вмістом РЗМ підвищується за рахунок збільшення об'ємної долі збагаченої Nd фази, на виділеннях якої відбувається закріплення доменних границь, та завдяки поліпшення ізоляції зерен основної фази немагнітними прошарками. Зерна матричної фази в процесі спікання припиняють свій ріст до зіткнення один з одним, і збагачена Nd рідка фаза твердіє у проміжках між ними. Товщина прошарків тим більша, чим більше склад сплаву відхиляється від стехіометричного. Однак збільшення кількості збагаченої Nd фази призводить до зниження намагніченості насичення і, як наслідок, Br та (BH)max.

5. Вплив різних видів термічної дії на структуру та властивості сплавів системи дідим-залізо-бор

Розділ присвячений дослідженню процесів формування структури і властивостей сплавів Dd-Fe-B під час різних видів ізотермічних відпалів після спікання.

Для зразків, які відпалювались без загартування, коерцитивна сила мала максимальне значення 1248 кА/м після відпалу при 350-400С; при відпалі зразків у кварцовій ампулі з подальшим загартуванням у воду зростання IHc до 680 кА/м спостерігалося після відпалу при температурі 450-500С. Різниця значень IHc для зразків, які відпалені двома способами, викликана різними технологічними умовами їх виготовлення, а саме, тиску пресування. Головним недоліком спечених та відпалених магнітів з більш низькими властивостями була їх пористість, крім того, ці магніти мали більший середній розмір зерен основної фази. Зміни IHc в досліджуваному температурному інтервалі корелюють зі змінами середнього розміру зерна основної магнітної фази та її кількості в одиниці об'єму.

Оскільки склад досліджених сплавів не відповідає стехіометрії фази R2Fe14B і зміщений в бік більшого вмісту бору і РЗМ, то після спікання можливе утворення пересиченого твердого розчину РЗМ і бора у фазі R2Fe14B. Аналіз мікроструктури відпалених зразків показав, що зі збільшенням температури відпалу до 500С при відпалі із загартуванням і 350 оС при відпалі без загартування зерно основної фази очищується від точкових включень та збільшується за розмірами до свого максимального значення, відносний об`ємний вміст основної фази теж збільшується, що, ймовірно, викликане дифузією основних та домішкових елементів з міжзернових областей та точкових включень в зерно основної фази, про що свідчить тонка границя розділу зерен і зникнення дисперсних включень всередині зерен при даних температурах відпалу. Величина IHc після відпалу при цих температурах досягає максимальних значень. Процес розчинення основних і домішкових елементів в зерні призводить до утворення ділянок, збагачених Nd і B по типу зон Гіньє-Престона (I), які ефективно гальмують рух доменних стінок. Прошарок парамагнітної фази по границях зерен основної фази також підвищує IHc за рахунок затримки утворення зародків перемагнічування. Приймаючи до уваги ці факти, можна припустити, що висококоерцитивний стан зразків після ізотермічних відпалів обумовлюється двома механізмами: гальмуванням доменних границь на дисперсних включеннях типу зон Гіньє-Престона (I) всередині зерен фази R2Fe14B та пригніченням утворення зародків перемагнічування за рахунок ізоляції зерен магнітної фази.

Досягнення максимального значення IHc при більш високих температурах для відпалу з загартовуванням у воду в порівнянні з відпалом без гартування може пояснюватись тим, що в першому випадку висока швидкість охолодження зразків дозволяє фіксувати фазовий стан, який відповідає високотемпературній рівновазі в сплаві. Оскільки формування структури пов`язане з дифузійними процесами, які відбуваються більш інтенсивно при підвищенні температури і збільшенні часу процесу, то для зразків, що повільно охолоджувались з піччю, дифузія проходила більш тривалий період часу, тобто для отримання оптимальної структури необхідний певний час, який дозволяє повністю відбуватись дифузійним процесам.

При збільшенні температури відпалу як для зразків, які відпалювались із загартуванням, так і для зразків, які відпалювались у ВУПі, всередині зерен основної фази знову відбувається виділення часток, зерна набувають неправильної форми, границі зерен розмиваються, що може свідчити про виділення Nd і B із зерен фази R2Fe14B. Зниження IHc при цьому пов'язане зі структурними змінами зразків: утворення "рваних" границь зерен сприяє утворенню зародків перемагнічування, включення всередині зерен менш ефективно гальмують рух доменних стінок, а також виступають зародками перемагнічування.

6. Вплив низькотемпературної термоциклічної обробки на структуру та властивості сплавів системи дідим-залізо-бор

При використанні постійних магнітів найбільш важливим показником являється незмінність їх фізико-механічних властивостей в процесі експлуатації. Існує велика кількість досліджень, що присвячена стабільності постійних магнітів при роботі в умовах підвищених температур. Але, практично неосвітленим у науковій літературі є питання про стабільність магнітів, які працюють при криогенних температурах. Особливо принциповим є дослідження впливу багаторазових температурних змін на характеристики постійних магнітів, що працюють в приладах для літальних апаратів (аерокосмічна техніка).

У цьому розділі наведені результати досліджень ТЦО спечених магнітів дідим-залізо-бор в області низьких температур (від кімнатної до температури рідкого азоту), які показали, що в процесі багатократного охолодження магнітів відбуваються зміни їх структурного стану, які негативно впливають на величину коерцитивної сили - після 5 термоциклів спостерігалося зменшення значень коерцитивної сили на ~100 кА/м (11,5 кЕ). Подальше збільшення кількості циклів призвело до невеликого підвищення ІHc, при кількості циклів більше 50 змін не спостерігалося. Для з'ясування процесів, що відбуваються при низькотемпературній ТЦО, були проведені структурні дослідження.

Враховуючи те, що після швидкого охолодження після спікання можливе утворення пересиченого твердого розчину РЗМ і бора у фазі R2Fe14B, в роботі проводився прецизійний вимір періодів гратки фази R2Fe14B, який показав, що у вихідному стані параметр с має декілька завищене значення в порівнянні з даними для фази Nd2Fe14B. Так як атоми Nd мають великий атомний радіус, то мабуть, його розчинення відбувається в сітках 44 паралельних базисній площині, тому виникнення нових контактів Nd-Nd між атомами, що лежать в сусідніх шарах, призводить до розширення гратки вздовж осі “с” і супроводжуючого його стискання вздовж осі “а”.

Велика анізотропія коефіцієнтів розширення в напрямках “а” і “с” тетрагональної елементарної комірки, а також анізотропія характеристик теплового розширення між основною та зернограничною фазами при дуже швидкому охолодженні призводять до появи напруг. При ТЦО досить швидке охолодження в рідкий азот супроводжується стрікційним ефектом стискання гратки, а відповідно появою стискуючих напруг. Нагрівання від температури рідкого азоту до кімнатної супроводжується появою розтягуючих напруг. Виникаючий внаслідок цього напружений стан грає значну роль в структурних змінах. Низькотемпературна ТЦО призвела до зниження тетрагональності (с/а) фази R2Fe14B, що може бути пов'язане з виділенням надлишкових РЗМ з основної фази, при якому відбувається стискання гратки вздовж осі “с” і супроводжуюче його розширення вздовж осі “а”, обумовлене “намаганням” структури збалансувати зміну об'єму елементарної комірки. Крім того, спостерігається звуження профілю лінії (552) при кількості циклів n<10, що може бути обумовлене як зменшенням кількості дефектів кристалічної гратки, так і виділенням надлишкових РЗМ з фази R2Fe14B.

Поряд із цим при температурах нижче 135 К у сполуці Nd2Fe14B відбувається спінова переорієнтація: напрямок результуючого магнітного моменту підграток відхиляється від тетрагональної осі "с", і в інтервалі температур 4,2-135 К спостерігається анізотропія типу "легкий конус", що призводить до відхилення орієнтації зерен від осі текстури. Як показали металографічні дослідження, багатократне охолодження та нагрівання при ТЦО призводить до руйнування між зернової області, що сприяє зняттю напруг.

Зниження коерцитивної сили при низькотемпературній ТЦО, очевидно, пов'язане з руйнуванням зерно граничної області, що погіршує магнітну ізоляцію зерен основної фази. Крім того, зменшення тетрагональності основної фази призводить до зменшення кристалографічної анізотропії, яка обумовлює магнітну анізотропію. Це веде до зниження константи анізотропії К1, що сприяє зниженню коерцитивної сили.

Висновки

Рівень магнітних властивостей (IHc, Br та (BH)max) постійних магнітів із сплавів дідим-залізо-бор обумовлюється мікроструктурою та фазовим складом зразків. Добір хімічного складу сплаву та оптимізація режимів виготовлення магнітів дозволяють отримати оптимальну структуру для досягнення високих значень магнітних властивостей.

Формування структури магнітів Dd-Fe-B під час спікання обумовлюється рідкофазними реакціями, протікання яких залежить від хімічного складу сплаву. Оптимальна температура спікання знижується від 1100С для сплавів з 36,1 і 34,9 мас. % РЗМ до 1045С для сплаву з 41,6 мас. % РЗМ. Збільшення температури спікання вище оптимальної призводить до зниження значень коерцитивної сили в результаті укрупнення зерен та погіршення їх магнітної ізоляції. Спікання при температурі нижче 1045С призводить до формування дисперсної евтектичної структури з низькими значеннями відносної густини і магнітних характеристик.

Збільшення вмісту РЗМ у сплаві призводить до зниження залишкової індукції за рахунок зменшення об'ємної частки магнітної фази R2Fe14B. Коерцитивна сила при цьому зростає завдяки збільшенню кількості збагаченої Nd фази по границях зерен основної фази та за рахунок поліпшення ізоляції магнітних зерен.

Існування області подвійної евтектики в інтервалі від 655 до 955С потребує високих швидкостей охолодження після спікання для пригнічення утворення в міжзернових прошарках часток магнітної фази R2Fe14B (як евтектичної компоненти), що порушує магнітну ізоляцію кристалів основної фази і тим самим зменшує коерцитивну силу.

Процеси розчинності основних та домішкових елементів під час ізотермічних відпалів постійних магнітів Dd-Fe-B призводять до утворення оптимальної з точки зору магнітних властивостей структури. Високі значення коерцитивної сили досягаються при температурах, які залежать від умов охолодження після відпалу: 350С для відпалу з повільним охолодженням і 500С для відпалу з гартуванням.

Формування висококоерцитивного стану в магнітах Dd-Fe-B після ізотермічних відпалів обумовлене двома механізмами: гальмуванням доменних границь на дисперсних включеннях типу зон Гіньє-Престона всередині зерен фази R2Fe14B; пригніченням утворення зародків перемагнічування за рахунок ізоляції зерен магнітної фази. Який із механізмів є переважаючим визначається хімічним складом та режимами виготовлення магнітів, від яких залежать мікроструктура і фазовий склад магнітів.

Умови знакозмінних напруг при низькотемпературній термоциклічній обробці призводять до руйнування між зернової області, що погіршує магнітну ізоляцію зерен основної фази та призводить до зниження значень коерцитивної сили.

термічний дідим коерцитивний фазовий

Література

Брехаря Г.П., Васильева Е.А., Немошкаленко В.В., Путилов Ю.Г., Устинова С.В. Влияние условий получения постоянных магнитов системы дидим-железо-бор на их структуру и свойства // Металлофизика и новейшие технологии. - 1997. - T. 19, № 10. - C.63-68.

Брехаря Г.П., Васильева Е.А., Немошкаленко В.В., Путилов Ю.Г., Устинова С.В. Влияние термической обработки постоянных магнитов системы дидим-железо-бор на их структуру и свойства // Металлофизика и новейшие технологии. - 1998. - T.20, № 7. - C.38-44.

Устинова С.В., Васильєва О.О., Брехаря Г.П. Вплив умов отримання постійних магнітів системи дідим-залізо-бор на їх структуру та властивості // Вісник Запорізького державного університету.-1998. - №1. - C.107-108.

Брехаря Г.П., Васильєва О.О., Устинова С.В. Формування структури та властивостей постійних магнітів залежно від температури їх спікання // Вісник Запорізького державного університету.-1998. - №2. - C.156-161.

G.Brecharya, E.Vasilyeva, Y.Putilov, S.Ustinova Didymium-iron-boron system permanent magnets and their structure and properties // Proceedings of the 15 international workshop on Rare-earth magnets and their applications.-Dresden (Germany). - 1998. - P.95-102.

Yu.Putilov, V.Korovin, A. Mukchachev, Yu.Shestak, S.Ustinova Sintered magnets from the alloy didymium-iron-boron // Proceedings of the 15 international workshop on Rare-earth magnets and their applications.- Dresden (Germany). - 1998. - P.111-117.

Размещено на Allbest.ru