обработки. Наиболее эффективным легирующим элементом является углерод, предельная растворимость которого в t-фазе не превыщает 1 %. Его положительное влияние на магнитные свойства (сплав 2) связывают с повыщением стабильности т-фазы и измельчением зерна исходной структуры при вьщелений карбидов типа MhjAIC. При механическом измельчении литых сплавов, когда размер частиц порошка становится сравнимым с размером зерен х-фазы (около 10 мкм), резко увеличивается коэрцитивная сила порошковых магнитов (сплав 3), что связывают с увеличением плотности дефектов кристаллической структуры в результате пластической деформации при дроблении. Сочетание рационального легирования с пластической деформацией (с обжатием до 35 %) путем гидроэкструзии после закалки (сплав 4) или проведение термомеханической обработки на монокристалле е-фазы в процессе отпуска при 560 °С (сплав 5) приводят к существенному увеличению остаточной индукции и магнитной энергии. Положительное влияние пластической деформации в последних двух сплавах связывают с измельчением зерна т-фазы и созданием кристаллической текстуры, которая еще недостаточно совершенна из-за механического двойникования при деформации. Таким образом, совершенствование кристаллической текстуры в легированных сплавах можно считать основным направлением дальнейшего увеличения их магнитных свойств.

Магнитотвердые сплавы в системах Co-Pt и Fe-Pt [1]

Высококоэрцитивное состояние в сплавах Со-Pt обусловлено наличием в структуре упорядоченной у-фазы с фанецентрированной тетрагональной кристаллической решеткой (ГЦТ) и отношением с/а = 0,979. Фаза y.jy образуется в сплавах с 28...58 % (ат.) Со при температурах ниже 825 °С в процессе упорядочения высокотемпературной у-фазы с ГЦК решеткой. Фаза yj.y - магнитно-одноосна с высокой константой кристаллической анизотропии А , = ЮДж/м. Высокие магнитные свойства возникают в сплавах вблизи эквиатомного состава после охлаждения из однофазной у-области с некоторой критической скоростью (1...5°С/с) и последующего отпуска при 650 °С. Структура сплавов в этом состоянии характеризуется смесью высокоанизотропных частиц у-фазы и частиц у-фазы с высокой намагниченностью насыщения. Из анализа кривых крутящего момента можно предполагать, что высокая коэрцитивная сила обусловлена, главным образом, большой константой одноосной анизотропии у-фазы и ее перемагничиванием путем вращения вектора намагниченности.

Лучшие свойства (5= 0,79 Тл, g = 316 кА/м и {ВЩ = 94 кДж/м) были получены на поликристаллическом сплаве с 25 % (масс.) Со. Использование монокристаллических магнитов позволяет получать вдоль направления [111] магнитную энергию до 112кДж/м (более 14 МГс-Э) при коэрцитивной силе до 560 кА/м (7000 Э). Высокие магнитные свойства могут быть получены также на двойных сплавах Fe-Pt и Fe-Pd. В результате сочетания холодной пластической деформации с последующим отпуском на сплавах Fe-Pt получена магнитная энергия до 80 кДж/м, а на сплавах Fe-Pd - до 30 кДж/м-.

Высокие магнитные свойства могут быть получены также на сплавах Co-Pt и Fe-Pt, находящихся в однофазном состоянии при размерах кристаллитов упорядоченной у.-фазы не менее 0,1 мм, образующихся на поздних стадиях упорядочения. В результате упорядочения у (ГЦК) в Уту Фззе возникает специфическая полидвойниковая микроструктура, которая представляет собой полидвойниковые пластины толщиной до 0,5 мкм, состоящие из кристаллических микродоменов (С-доменов) двойниковой ориентации толщиной 10...100нм. Соседние С-домены в полидвойниковых пластинах сопрягаются друг с другом по одной из шести плоскостей типа {110}, образуя двойниковые когерентные фаницы. При этом тетрагональные оси (являющиеся осями легкого намагничивания) в соседних С-доменах разориентированы на угол 90°. Регулярной двойниковой микроструктуре соответствует регулярная магнитная доменная структура. С-домены одновременно являются магнитными микродоменами, разделенными малоподвижными 90-градусными доменными фаницами. Кроме того, внутри кристаллических С-доменов возникает макродоменная магнитная структура со 180-градусными доменными границами. В результате взаимодействия доменных фаниц двух типов смещение 180-фадусных фаниц происходит в достаточно больших полях, что и обусловливает высокие значения коэрцитивной силы в сплавах с однофазной структурой. С реализацией регулярной структуры полидвойниковых кристаллов связано высококоэрцитивное состояние, полученное на сплаве Fe с 38,5 % (ат.) Pt после длительного отпуска (около 100 ч) при 500 °С: В= 1,08 Тл, Я = 340 кА/м, (5Я) = 159кДж/м1 Высокая пластичность и коэрцитивная сила сплавов этой группы позволяет изготавливать из них детали любой конфигурации и размеров (включая проволоку и фольгу микронных толщин) ддя сверхминиатюрных магнитных систем с отношением высоты к диаметру меньше единицы. Однако высокая стоимость сплавов и появление магнитотвердых материалов на основе интерметаллических соединений РЗМ с более

ВЫСОКИМИ магнитными свойствами значительно снизило интерес к их исследованию и практическому использованию в качестве постоянных магнитов. Тем не менее в последние годы стали появляться работы, в которых исследуются структура и свойства тонких пленок, легированных Zr, Ag, Nb и другими элементами, напыленных на различные подложки, свойства композиционных многослойньгх пленок и наночастиц [3]. На тонких напьшенных пленках Fe5oPt49 jNbg g, состоящих из упорядоченной у.-фазы и неупорядоченной у-фазы, получены высокие магнитные свойства: = 1,22 Тл, = 345кА/м, (fi ) = 245 кДж/м. Столь высокие свойства связывают с нанокристаллическим строением пленок и межзеренным взаимодействием между у- и у-фазами. Подобные пленки являются прекрасным материалом для сверхплотной перпендикулярной магнитной записи.

Магнитотвердые материалы на основе соединений редкоземельных металлов и ЗФпереходных металлов

Трудно переоценить тот революционный скачок в области магнитотвердых материалов, который произошел при появлении новых материалов для постоянных магнитов на основе соединений редкоземельных и З-переходных металлов. После появления в конце 60-х годов в российской периодической литературе по химии неорганических материалов сообщения о новых соединениях, обладающих необычайно большой кристаллической магнитной анизотропией, бьши опубликованы тысячи работ по исследованию магнитных свойств этих соединений. В 70-х годах К. Стрнатом была запатентована технология получения спрессованных порошковых магнитов из соединения SmCoj. По предлагаемой технологии сгшав стехиометрического состава измельчался до среднего размера частиц около 5 мкм (практически монокристаллического), что приводило к значениям коэрцитивной силы до 15 кЭ (в 5-10 раз более ранее достигнутых), затем порошок угшотнялся в присутствии магнитного поля для получения кристаллической текстуры, позволяющей получить остаточную индукцию 9...10кГс. Максимальная магнитная энергия достигла значения 18 МГс-Э.

В производстве постоянных магнитов произошел переход от литейной технологии к порошковой металлургии. Но изменились не только технологические приемы достижения высоких магнитных характеристик, принципиально расширились представления о природе высококоэрцитивного состояния, процессах перемагничивания и возникла возможность новых технических решений, в частности, использование метода закал-

ки из жидкого состояния, водородное диспергирование, применение способов интенсивной пластической деформации. Впервые появились пленочные постоянные магниты из этого соединения.

Существенным шагом в развитии технологии этого класса магнитов явилось использование спекания предварительно спрессованных и тек-стурованных заготовок. Использование жидкофазного (с наличием жидкой фазы), а позднее и твердофазного спекания повышало плотность магнитов, соответственно, плотность магнитного потока, в результате чего максимальная магнитная энергия магнитов достигает 20 МГс Э.

Спеченные постоянные магниты на основе соединения SmCoj

Получение сплава возможно или выплавкой в вакуумных индукционных печах их чистых компонентов, или методом прямого восстановления из оксидов. При обоих методах получения порошок перед прессованием промывается и просушивается. Средний размер частиц порошка 1...5MKM. Порошок текстуруется в магнитном поле с дополнительным уплотнением в режиме всестороннего сжатия. Спекание заготовок проводится при температуре 1120...1180 °С в течение 30...60 мин. Возможны комбинации смесей порошка для проведения жидкофазного или твердофазного спекания. Термическая обработка заключается в охлаждении заготовок с температуры спекания до 850...950 °С со скоростью 1,5°С/мин, вьщержке 15...30 мин и дальнейшем охлаждении со скоростью выше 150°С/мин. Режим термообработки обусловлен метастабиль-ностью соединения SmCoj. Спекание и термообработку проводят в среде инертного газа. В качестве легирующих элементов используется лантан, вводимый как раскислитель. Для повышения остаточной индукции соединение SmCoj легируется празеодимом до соотношения Smg зРгд 5С05. По ГОСТ 21559-76 регламентировано производство сплавов, указанных в табл. 8.6.

Таблица 8.6. Магнитные характеристики сплавов на основе РЗМ

Существенным недостатком магнитов на основе SmCoj является большой, по сравнению с литыми магнитами системы Fe-Co-Ni-А1, температурный коэффициент магнитной индукции (ТКИ) в интервале температур 20...100 °С, а именно, 0,036...0,043 %/°С. В настоящее время разработаны композиции, в которых Sm замещается частично на тяжелые РЗМ, образующие с Со ферромагнетик с положительным ТКИ. На магнитах из сплава Shiq ззСёр 425С03 ТКИ равен 0,0015 %/°С в интервале 0...100°С при 5 = 0635 Тл; = 454кА/м, (5Я) = 74,4 кДж/м

Изоморфно-распадающиеся сплавы для постоянных магнитов на основе РЗМ

С целью повышения стабильности магнитных свойств используется тройная система Sm-Co-Cu. Введение меди приводит к реализации в сплаве изоморфного распада. В материалах этого типа высококоэрцитивное состояние обусловлено закреплением доменной стенки на мелких, соизмеримых с толщиной доменной стенки, включениях второй фазы. Легирование тройных сплавов Sm-Co-Cu железом и цирконием и изменение соотнощения РЗМ и переходного металла от RC05 в сторону R2T7 привели к созданию материала по магнитным характеристикам выше SmCoj и с высокой температурной стабильностью.

Сплав Sm(CoQggCuQ jFeo2ZrQQ2)7 4 имеет: В= 1,06 Тл, 5Я = 760кА/м, (ВН) = 225 кЦж/м при ТКИ в интервале температур 20...100°С, равный 0,02 %/°С.

Развитие многокомпонентных сплавов на основе РЗМ привело к существенному видоизменению технологии производства дисперсионно-твердеющих сплавов и приблизил ее к таковой для спеченных магнитов, поскольку измельчение и спекание позволяют получить наиболее однородную и мелкозернистую структуру. Проведение после спекания термической обработки в виде серии отпусков при температурах 600...800°С позволяет получить мелкодисперсные (толщиной порядка 100 ангстрем) однородные по размерам и плотности расположения выделения второй фазы.

Спеченные магниты на основе соединения Nd2Fej4B

Этапом в разработке магнитотвердых материалов было сообщение в 1984 г. о новом соединении Ncl2Fej4B, из которого бьши получены постоянные магниты с энергией более 30 МГс Э. Здесь необходимо отметить следующие обстоятельства: к моменту появления первых сведений о соединении Nd2Fej4B бьши изучены практически все системы

рЗМ-З-переходные, но свойств, более высоьсих, чем для соединения SmCo5, получено не бьшо. Тому имелись причины; из соединений типа RC05 только у соединения SmCoj бьша самая высокая константа магнитной анизотропии. Из соединений типа R2C017 у соединения с самарием была самая высокая намагниченность насыщения, но константа анизотропии бьша меньше, чем у SfflCoj, что не давало возможности получить высокое значение коэрцитивной силы. Почти все соединения РЗМ с железом, хотя и имели более высокое значение намагниченности, характеризовались отрицательным значением констант анизотропии, что исключало их использование как материала для постоянных магнитов. Использование в качестве третьего элемента соединения металлоида бора существенно изменило картину. Соединение Nd2Fe4B имеет сложную тетрагональную решетку (рис. 8.3). Каждый атом бора расположен в три-гональной призме, образованной атомами железа. Изменение межатомных расстояний между атомами железа привело к увеличению намагниченности соединения, а наличие тетрагональной кристаллической структуры - к появлению положительной одноосной магнитной анизотропии. Намагниченность насыщения соединения равна 1,6 Тл, температура Кюри 585 К, поле анизотропии 80 кЭ.

Высококоэрцитивное состояние обусловлено трудностью образования зародышей с обратным направлением вектора намагниченности в мелких монокристаллических частицах. Как по природе высококоэрцитивного состояния, так и по технологии изготовления сплав является аналогом соединения SmCoj. Вопрос уменьшения температурного ко-

ЭффициеНТВ индукции решаетх;я, так Fe;OFe.;CFey,; ФРеЛ;вРеЛ,;вРе;®Вг

же как и в случае SmCoj, легиро- ФNdfeмg

Ванием тяжелыми РЗМ. В настоя- Л,с. S.3. Кристаллическая структура со-

Щее время в России налажен на единения Nd2Fe,4B