Известия РАН. Серия физическая, 2019, T. 83, № 7, стр. 879-881

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время существуют две основные группы редкоземельных спеченных магнитотвердых материалов – сплавы типа Nd–Fe–B и Sm–Co–Fe–Cu–Zr, в которых соответственно реализуются следующие механизмы перемагничивания, задержка зародышеобразования обратных доменов и задержка смещения доменных границ [1]. Последняя группа магнитотвердых материалов обладает большей температурной стабильностью, обусловленной более высокими значениями температуры Кюри, но более сложной технологией изготовления [2]. Для первой группы магнитотвердых материалов существенную роль играет структурное состояние фазы Nd₂Fe₁₄B [3–5]. В частности, за счет легирования базового сплава, а также особенностей технологических процессов (механическое легирование, гидридное диспергирование, использование добавок гидридов РЗМ и т.п.), можно существенно изменять структурное состояние основной фазы (повышать ее стабильность, создавать в ней упругонапряженное состояние и наногетерогенное распределение легирующих элементов и т.п.). Это позволяет существенно увеличивать технологическую и эксплуатационную стойкость постоянных магнитов (ПМ). Для повышения температурной стабильности ПМ на основе интерметаллического соединения Nd₂Fe₁₄В их легируют такими элементами, как Dy, Tb, Pr, Со.

Цель данной работы – оптимизация состава сплава типа Nd–Fe–B и технологического процесса для снижения обратимого температурного коэффициента магнитной индукции (α) до уровня величин, соответствующих спеченным магнитам на основе Sm–Co сплавов (0.03% °С^–1).

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА

Выплавка исходных сплавов следующего химического состава (табл. 1), осуществлялась в вакуумной индукционной печи из чистых шихтовых материалов в среде особо чистого аргона. Контроль химический состав осуществляли с помощью атомно-эмиссионной спектроскопии. Выбирали химического состава сплава С и соотношение этого сплава с добавкой TbAl₃ так, чтобы результирующий химический состав магнита соответствовал химическому составу магнита В. Базовые сплавы (1–3) и сплав-добавка TbAl₃ были подвергнуты гидридному диспергированию в протоке сухого водорода при 400°С в течение 1 ч с последующим тонким помолом в вибрационной мельнице в среде изопропилового спирта в течение 50 мин до среднего размера частиц 3 мкм. Для магнитов типа С проводили совместный тонкий помол с добавкой TbAl₃ (1.2 мас. %). После прессования в поперечном магнитном поле и спекания при Т = 1100°С (2 ч) осуществляли термообработку в вакууме при Т = 900°С, 2 ч, медленное (1–2°С мин^–1) охлаждение до 500°С и выдерживали при этой температуре 1 ч. Магнитные измерения осуществляли с помощью гистерезисграфа МН-50 в замкнутой магнитной цепи. Измерение обратимого температурного коэффициента магнитной индукции (α) в интервале температур 20–100°С осуществляли на образцах магнитов с помощью вибрационного магнитометра, а также в составе магнитной цепи с помощью тесламетра и микровеберметра. Температура Кюри (Т_С) определялась путем измерения температурных зависимостей начальной магнитной проницаемости и намагниченности. Микроструктуру магнитов исследовали методами оптической и растровой микроскопии (РЭМ), а также локального рентгеноструктурного анализа (ЛРСА). Рентгеновский анализ порошков, приготовленных из спеченных магнитов, проводили на дифрактометре ДРОН-3М с использованием медного CuK_α-излучения и графитового монохроматора.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

В табл. 2 представлены данные магнитных измерений ПМ при комнатной температуре с помощью гистерезисграфа МН-50 в замкнутой магнитной цепи. Коэффициент α измеряли в интервале температур 20–100°С. Для магнитов А, В и С он составляет соответственно 0.060, 0.030 и 0.030% °С^–1. Анализ этих измерений показывает, что такие параметры, как остаточная индукция B_r, максимальное энергетическое произведение ВН_max и коэффициент α (по абсолютной величине) выше для магнита А по сравнению с магнитами типа В и С. Однако другие параметры – коэрцитивная сила по намагниченности _jH_c, величина напряженности размагничивающего поля, при которой остаточная намагниченность составляет 90% от остаточной намагниченности H_k и H_k/_jH_c, существенно ниже. Для магнитов типа В и С такие параметры как B_r, ВН_max и α практически совпадают. Параметры _jH_c, H_k и H_k/_jH_c выше для магнитов типа С по сравнению с магнитами типа В.

В табл. 3 представлены результаты измерения магнитных свойств магнита С при повышенных температурах в интервале 20–100°С. На основе этих данных определен температурный коэффициент коэрцитивной силы по намагниченности. Он составляет 0.55% °С^–1 в интервале температур 20–100°С. Для исследуемых магнитов определена температура Кюри Т_С, которая для магнитов А, В и С составляет, соответственно, ~490, ~560 и ~570°С.

Исследования микроструктуры методами РЭМ и ЛРСА показали, что в магните А химический состав основной фазы может быть выражен формулой (ат. %): (Nd_0.8Tb_0.2)₂(Fe_0.8Co_0.2)₁₄B. Кроме основной фазы обнаружены такие фазы как (Nd,Tb)₃(Fe,Co), (Nd,Tb)_rich, (Nd)_1.1(Fe,Co)₄B₄, (Nd,Tb)(Fe,Co)₂. Для магнитов В и С состав основной фазы составляет (Pr_0.7Tb_0.3)₂(Fe_0.72Co_0.28)₁₄B. При этом в последнем случае наблюдалось градиентное распределение тербия и алюминия в зерне (максимальное у границ зерен). В магнитах В и С отсутствовала граничная магнитомягкая фаза Лавеса.

Более низкие структурно чувствительные параметры (_jH_c, H_k, H_k/_jH_c) для магнита А по сравнению с магнитами В и С можно объяснить меньшим содержанием тербия в основной магнитной фазе, а также наличием магнитомягкой фазы (Nd,Tb)(Fe,Co)₂. На это указывают также данные магнитных измерений, а именно, большие значения у магнита А таких параметров как B_r и ВН_max. Это следует из того, что магнитный момент атомов тербия направлен антипаралельно магнитным моментам атомов кобальта и железа в решетке фазы типа (Nd,Pr)₂Fe₁₄B, при этом имея более низкие значения намагниченности насыщения и в два раза большие значения поля анизотропии (~21 Тл). Для сравнения, поля анизотропии для соединений Nd₂Fe₁₄B и Pr₂Fe₁₄B составляют соответственно ~7 и ~9 Тл [1].

Более высокие структурно чувствительные параметры (_jH_c, H_k, H_k/_jH_c) для магнита С по сравнению с магнитом В можно объяснить большим содержанием тербия и алюминия в приграничной области основной магнитной фазы. Аналогичный эффект наблюдался ранее на спеченных бескобальтовых магнитах типа (Nd,Pr,Tb)₂Fe₁₄B, а именно, рост _jH_c при наличии градиента тербия [3, 5] и (или) алюминия [6].

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Показано, что празеодим стабилизирует структуру интерметаллического соединения типа (Pr,Tb)₂(Fe,Co)₁₄B с высоким (до 20 мас. %) содержанием кобальта, а добавки гидрида TbAl₃ в процессе изготовления спеченных магнитов приводят к увеличению коэрцитивной силы по намагниченности и к улучшению температурной стабильности магнитной индукции.

Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства образования и науки РФ, соглашение № 14.616.21.0093 (уникальный идентификационный номер RFMEFI61618X0093) и Министерства образования, молодежи и спорта Чешской Республики (№ LTARF1803) и государственного задания ФАНО (тема № 007-00129-18-00).