ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2007, том 104, № 3, с. 251-260
ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ _
И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА
УДК 669.1857781:539.374:537.622.4
ИНТЕНСИВНАЯ ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ БЫСТРОЗАКАЛЕННОГО СПЛАВА Nd9Fe85B6
© 2007 г. А. Г. Попов*, В. С. Гавико*, Н. Н. Щеголева*, Л. А. Шредер**, В. В. Столяров** ***, Д. В. Гундеров**, X. Ю. Жан****, В. Ли****, Л. Л. Ли****
*Институт физики металлов УрО РАН, 620041 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 **Институт физики перспективных материалов УГАТУ, 450000 Уфа, ул. К. Маркса, 12 ***Институт машиноведения РАН, 101990, Москва, М. Харитоньевский пер., 4 ****Янъшанский университет, КНР, 066004, Циньхуандао Поступила в редакцию 19.02.2007 г.
Исследовано влияние интенсивной пластической деформации кручением (ИПДК) при комнатной температуре и последующего отжига на магнитные свойства и структурные превращения в быстро-закаленном сплаве (БЗС) Nd9Fe85B6. Деформации подвергались ленты БЗС в трех структурных состояниях: нанокристаллическом, аморфно-нанокристаллическом и квазиаморфном. Под воздействием ИПДК в нанокристаллическом БЗС часть фазы Nd2Fe14B распадалась на аморфную фазу и нанокри-сталлы a-Fe. Деформация сплава в квазиаморфном состоянии приводила также к выделению большого количества нанокристаллов a-Fe, при этом аморфная матрица обеднялась железом. В аморфно-нанокристаллическом БЗС в процессе ИПДК происходили оба структурных превращения. Отжиг деформированных образцов при температуре выше 500°С восстанавливал двухфазное нанокристал-лическое состояние (Nd2Fe14B и a-Fe), что сопровождалось повышением магнитных гистерезисных свойств. Обнаружено, что ИПДК подавляет возникновение неравновесных магнитомягких фаз NdFe7 и Nd2Fe23B3, появляющихся при отжиге аморфного БЗС, и это способствует формированию оптимальной нанокристаллической структуры композитного материала a-Fe/Nd2Fe14B и повышению его магнитных гистерезисных свойств за счет усиления эффекта межзеренного обменного взаимодействия. Методом ИПДК быстрозакаленного сплава Nd9Fe85B6 с применением последующего отжига получены компактные микромагниты диаметром 6-15 мм и толщиной 0.2 мм со следующими характеристиками: Br = 11.4 кГс; Hc = 5.4 кЭ и (BH)max = 17.1 МГсЭ.
PACS 75.50.Ww, 81.40.Rs
ВВЕДЕНИЕ
Нанокомпозитные обменно-связанные магни-тотвердые сплавы Fe/Nd2Fe14B, согласно теоретическим оценкам, могут обладать гигантскими значениями максимального энергетического произведения (ВН)тах, достигающими 75 МГсЭ [1-3]. На практике удается реализовать лишь 10-25 МГсЭ [4-7]. Значительное различие между предсказанными и реализованными значениями (ВН)тах обусловлено, главным образом, трудностью получения такой нанокристаллической структуры, которая рассматривается в теоретических моделях. Например, размер зерен В в реальных наноком-позитных сплавах составляет 15-50 нм, что значительно больше размеров, используемых в моделях (В < 10 нм для магнитомягкой фазы) и необходимых для обеспечения сильного эффекта обменного взаимодействия на границах зерен магнитотвер-дой фазы Ш^е14Б и магнитомягкого Fe.
Нанокристаллические сплавы Ш^е-Б в маг-нитотвердом состоянии традиционно получают быстрой закалкой расплава, причем применяют-
ся два подхода: 1) кристаллизация непосредственно из расплава с тщательной оптимизацией параметров процесса и 2) получение сплава в аморфном состоянии с последующей его кристаллизацией при отжиге. Многократные опыты показали, что первый подход обеспечивает более высокий уровень магнитных гистерезисных свойств, чем второй [810]. Основная причина этого явления заключается в том, что превращение аморфного сплава в кристаллический при отжиге происходит в широком интервале температур (обычно 550-850°С) либо с сохранением остатков аморфной фазы, либо с формированием магнитомягких промежуточных фаз, таких как NdFe7 и/или Ш^е23Б3 [11, 12]. В результате кристаллизация завершается формированием широкого распределения зерен фаз Ш^е14Б и Fe по размерам, что и приводит к низким магнитным свойствам.
Модифицировать процесс кристаллизации аморфного сплава удается путем его легирования №>, Zr, Т^ С или комбинацией этих элементов. Такое легирование позволяет создавать множество дис-
Таблица 1. Фазовый состав БЗС и деформированных образцов, определенный по данным ТМА
п БЗС19 БЗС30 БЗС35
A Nd2Fe14B a-Fe A Nd2Fe14B a-Fe A Nd2Fe14B a-Fe
0 - 81 19 42 47 11 83 15 2
1 9 65 26 36 43 21 74 14 12
3 19 53 28 - - - 45 13 42
5 20 51 29 36 34 30 45 13 42
8 21 50 29 36 30 34 47 12 41
персно распределенных центров кристаллизации, что приводит к формированию однородной нано-кристаллической структуры и в результате к повышению магнитных гистерезисных свойств [13, 14].
В настоящей работе используется иной метод воздействия на процесс кристаллизации, основанный на применении интенсивной пластической деформации лент быстрозакаленных тройных сплавов Ш^е-В, полученных с различными скоростями закалки в нанокристаллическом, аморфно-нанокристаллическом и квазиаморфном состояниях. В качестве интенсивной пластической деформации использована деформация сдвига под высоким квазигидростатическим давлением при комнатной температуре [15-19]. В результате комбинированного внешнего воздействия на сплав Nd9Fe85B6, включающего последовательное применение быстрой закалки, интенсивной пластической деформации и отжига, удается не только повысить магнитные гистерезисные свойства материала, но и получать компактные микромагниты, имеющие диаметр 6-15 мм и толщину около 0.2 мм. Такие магниты находят применение при разработке магнитных систем микроэлектроники и микромашин.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Ленты быстрозакаленного сплава (БЗС) Ш^е85В6 были получены разливкой расплава на медное колесо, вращающееся со скоростями 19, 30 и 35 м/с, и обозначены как БЗС19, БЗСЗО и БЗС35 соответственно. Ленты имели толщину 2035 мкм и ширину около 2 мм. Набор фрагментов лент подвергали сжатию между наковальнями Бриджмена с давлением около 6 ГПа и последующей деформацией сдвига кручением одной из наковален. Степень интенсивной пластической деформации кручения (ИПДК) задавалась числом оборотов п наковальни в диапазоне от 1 до 8 оборотов. Таким образом, при комнатной температуре получали компактные образцы в форме дисков толщиной около 0.2 мм и радиусом 3-7 мм.
Ленты БЗС и деформированные образцы отжигали в вакууме при 500-900°С в течение 10 мин. Кристаллическую структуру и фазовый состав
образцов исследовали на дифрактометре ДРОН-6 в монохроматизированном СгА^-излучении и с помощью электронного микроскопа JEM-200CX. Магнитные гистерезисные характеристики измеряли на вибромагнитометре в магнитном поле напряженностью до 20 кЭ после предварительного намагничивания образцов в импульсном поле напряженностью H = 70 кЭ. Температурную зависимость удельной намагниченности с(7) измеряли в постоянном поле напряженностью 9 кЭ.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 1 представлены результаты термомагнитного анализа (ТМА). Температурные зависимости удельной намагниченности с(T) лент сплава Nd9Fe85B6, закаленных со скоростями V = 19, 30 и 35 м/с до и после ИПДК, дают наглядное представление о фазовом составе полученных образцов. Вклад в суммарную намагниченность, вносимую аморфной фазой, соединением Nd2Fe14B и a-Fe, значения температуры Кюри которых составляют, соответственно, 170, 310 и 770°С, можно выделить для каждой кривой с(7), как это показано, например, для БЗС30 на рис. 16. Значение с(7) для a-Fe при 500°С составляет 200 Гс см3/г, что позволяет легко определить процентное содержание железа в образцах. На вставках рис. 1а, 1б и 1в представлены зависимости концентрации железа от числа оборотов наковален п. Пренебрегая возможным незначительным содержанием парамагнитных фаз, фазовый состав образцов, определенный по данным ТМА, представлен в табл. 1.
Ленты БЗС19 содержат только фазы Nd2Fe14B и a-Fe. Под воздействием ИПДК интерметаллическое соединение Nd2Fe14B распадается на аморфную фазу и нанокристаллическое железо подобно тому, как это было выявлено для микрокристаллических сплавов систем Pr-Fe-B-Cu и Nd-Fe-B [15-18]. С увеличением степени ИПДК концентрация a-Fe повышается от 19 до 30%. В лентах БЗС35 содержится преимущественно аморфная фаза (А). Как показано на рис. 1в, ИПДК этого квазиаморфного сплава сопровождается резким возрастанием количества a-Fe и уменьшением объемной доли аморфной фазы. При п = 3 коли-
0 200 400 600 800 1000
Температура, °C
Рис. 1. Температурная зависимость удельной намагниченности образцов сплава Nd9Feg5B6, закаленных со скоростями V = 19, 30 и 35 м/с и подвергнутых различной степени ИПДК.
чество a-Fe достигает 42% и с дальнейшим увеличением степени деформации существенного изменения его объемной доли не происходит. Таким образом, два вида структурного распада имеют место в исследуемых БЗС:
в нанокристаллическом БЗС19
Nd2Fe14B —- a-Fe + Л'; (1)
и в квазиаморфном БЗС 35
A — a-Fe + Л\ (2)
где Л - аморфная фаза, обедненная железом по сравнению с А. В БЗС30 содержится примерно равное количество аморфной фазы и Nd2Fe14B и, следовательно, оба процесса распада приводят к монотонному возрастанию содержания железа с увеличением степени деформации.
При температуре выше 500°С в БЗС и деформированных образцах происходят необратимые структурные превращения, о чем свидетельствуют дополнительные изменения на кривых a(T). Кристаллизация аморфной фазы в БЗС30 и БЗС35 начинается при температуре около 550°С, на что указывает резкое повышение намагниченности, связанное с первичным процессом выделения a-Fe. В деформированных образцах фазовые превращения начинаются также примерно при 550°С, однако они сопровождаются уменьшением объемной доли a-Fe.
На рис. 2 показаны снимки структуры БЗС19 и БЗС35, полученные методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) до и после ИПДК при n = 5. Ленты БЗС19 имеют типичную нанокри-сталлическую структуру зерен фаз Nd2Fe14B и a-Fe
Рис. 2. Микроструктура БЗС Nd9Fe85B6 в исходных нанокристаллическом (а) и аморфном (в) состояниях и после ИПДК при п = 5: БЗС19 (б) и БЗС35 (г).
со средним размером зерна около 30 нм. Под воздействием ИПДК
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.