CC BY
227
УДК 621.318.12 В.П. Менушенков
СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И КОЭРЦИТИВНАЯ СИЛА В СПЛАВАХ ДЛЯ ПОСТОЯННЫХ МАГНИТОВ.
ЧАСТЬ II. СПЕЧЕННЫЕ СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ
Sm-Co и Ш^в-В
Создание в 1967-1969 году спеченных магнитов на ос-нове интерметаллида SmCo5, имеющих НС1 до 40 кЭ и магнитную энергию (ВН)тах до 24 МГсЭ [1-4], а затем и магнитов на основе соединения №^е14В (1984 год) с энергией более 50 МГсЭ [5], явилось новым качественным скачком в развитии магнитотвердых материалов. Несмотря на то, что усилиями технологов на обоих типах магнитов был достаточно быстро получен уровень энергии, близкий к технически достижимому пределу, вопросы, связанные с механизмом формирования высококоэрцитивного состояния, а также связь между структурными превращениями и изменениями коэрцитивной силы в редкоземельных сплавах до конца не выяснены.
1. Сплавы на основе соединения SmCo5
Для получения высоких гистерезисных свойств спеченные SmCo5 магниты должны быть несколько обогащены самарием по сравнению со стехиометрическим составом. Избыток Sm нужен для того, чтобы скомпенсировать его убыль при изготовлении порошков и их спекании в результате испарения, окисления и связывания Sm с примесями. Помимо этого, небольшое обогащение самарием необходимо для формирования неравновесной микроструктуры, обеспечивающей рост НС1 спеченных магнитов в процессе их термообработки.
Традиционная технология изготовления спеченных SmCo5 магнитов включает: 1) получение сплава (сплавов) нужного состава, 2) приготовление тонкодисперсного порошка (смеси порошков), 3) прессование порошка (смеси порошков) в магнитном поле для формирования текстуры, 4) спекание порошковой заготовки и, наконец, 5) проведение термической обработки для повышения Нс1.
Спекание, помимо повышения плотности и структурной стабильности магнитов (образование закрытой системы пор), приводит к росту НС1 порошковых заготовок, максимум которой приходится на Тсп = 1050-1060 оС. Однако, Вг и (ВН)мах, достигают своих максимальных значений при более высоких Тсп = 1140-1170 оС, когда величина НС1, наоборот, очень низкая. Избежать этого взаимно противоположного поведения НС1 и Вг удалось путем медленного охлаждения магнитов после спекания. Низкая НС1 может быть увеличена на порядок (от 1 до 30 кЭ), если скорость охлаждения от Тсп = 1120-1150 оС до 900-850 оС снизить до 0.5-2 оС/мин [4]. Наоборот, скорость охлаждения от 800 оС до 20 оС, должна быть максимально высокой для того, чтобы подавить резкое падение НС1 при Т < 750 оС, вызванное эвтектоидным распадом соединения SmCo5 на фазы Sm2Co7 и Sm2Col7, как это видно на диаграмме состояния Sm-Co [6], приведенной на рис. 1.
Предложены две гипотезы о механизме формирования высококоэрцитивного состояния в SmCo5 сплавах. Гипотеза «идеальной кристаллической структуры» [7] связывает повышение НС1 при термообработке с уменьшением количества различного рода дефектов в зернах основной SmCo5 фазы и с приближением структуры этих зерен к идеальной. Поскольку соединение SmCo5 имеет область гомогенности, которая при повышении температуры расширяется (см. вставку на рис. 1), предполагается, что в спеченных магнитах, обогащенных Sm, при высоких температурах зерна основной фазы также обогащены Sm до состава ~ SmCo4,8. Избыток самария в SmCo5 вызван либо вакансиями атомов Со, либо образованием дефектов кристаллической структуры типа дефектов упаковки. Учитывается также и рост концентрации равновесных точечных дефектов при повышении температуры. Принимая все это во внимание авторы [7] полагают, что при медленном охлаждении или длительном отпуске вблизи 800 оС состав зерен фазы SmCo5, благодаря сужению области гомогенности, приближается к стехиометрическому, а сами зерна освобождаются от дефектов и становятся практически идеальными. Такие зерна должны иметь максимальную НС1, поскольку именно
при стехиометрическом составе магнитокристаллическая анизотропия соединения SmCo5 максимальна.
Рис. 1. Диаграмма состояния сплавов систем Sm - Со [6]
Несмотря на простоту, гипотеза «идеальной кристаллической структуры» не способна объяснить ряд экспериментальных результатов: 1) наличие на кривых температурной зависимости НСІ(Тотп) нескольких максимумов, 2) изменение числа, величины и положения этих максимумов в зависимости от состава сплавов и способа проведения отпуска (охлаждение от температуры спекания до Тотп без/или с предварительным охлаждением до 20 оС), 3) обратимость изменений Нсі при проведении циклической обработки «порча-восстановление» (чередующиеся отжиги при 1100 и 900 оС) и, наконец, 4) получение высоких значений Нсі (до 25 кЭ) на спеченных SmCo5+х магнитах, обогащенных кобальтом. Все эти особенности поведения Нсі свидетельствуют о том, что ее изменения связаны с обратимыми фазовыми и структурными превращениями при термообработке сплавов.
Для уточнения их природы была проанализирована диаграмма состояния Sm-Co [8-10]. Из предположения [6] о сужении области гомогенности фазы SmCo5 при понижении температуры следует, что в сплавах 8тСо5_х в результате распада
Со, гЛ..%
Рис. 2. Гипотетическая диаграмма состояния сплавов системы Sm-Co
твердого раствора SmCo4.8 должна выделяться фаза Sm2Co7, однако ее появление экспериментально не подтвердилось. Более того, рентгеноструктурные исследования границ области гомогенности фазы SmCo5 показали, что при снижении температуры от 1200 до 800 оС наблюдается не уменьшение, а, наоборот, повышение растворимости Sm в SmCo5 [8]. С учетом этих данных предложена гипотетическая диаграмма состояния Sm-Co [9], согласно которой в сплавах SmCo5_х идет образование по перитектоидным реакциям двух новых соединений SmCo5_x1 и SmCo5_x2, состав которых обогащен Sm, по сравнению с SmCo5. При понижении температуры эти соединения претерпевают эвтектоидный распад, последний из которых приводит к образованию фаз Sm2Co7 и Sm2Сo17 ниже 750 оС (рис. 2).
На базе гипотетической диаграммы состояния Sm-Co был предложен новый механизм роста НС1 при термообработке спеченных магнитов - гипотеза «высококоэрцитивного состояния, индуцированного фазовыми превращениями, изменяющими состояние поверхности зерен основной фазы» [9, 10]. Согласно этой гипотезе рост НС1 в спеченных SmCo5±х магнитах, индуцирован фазовыми превращениями при их термообработке. В процессе медленного охлаждения на поверхности зерен основной фазы SmCo5 образуются дисперсные выделения фаз SmCo5_х1 и SmCo5_x2 в магнитах, обогащенных Sm, и фазы Sm2Co17 в магнитах, обогащенных Со. Предположено, что формирование эпитаксиальных выделений этих фаз, когерентно связанных с основной фазой SmCo5, приводит к сглаживанию поверхности зерен SmCo5, снижению количества дефектных мест, служащих центрами зарождения доменов обратной намагниченности, и росту НС1.
Экспериментальная проверка этой гипотезы проведена на сплавах, шихтовый состав которых приведен в таблице. Состав спеченных образцов № 1-8, скорректированный на величину убыли самария в процессе изготовления и спекания магнитов (~ 1.7 масс. %), указан стрелочками на нижней шкале рис. 2 (состав образца № 5 после спекания соответствовал стехиометрическому составу SmCo5).
Состав порошковых заготовок SmxCoIgg-x
№ сплава 1 2 3 4 5 6 7 8
Бт, масс % 37,8 36,9 36,4 35,9 35,5 35,2 34,8 34,2
На рис. 3 представлены температурные зависимости НС1 спеченных БтСо5±х магнитов различного состава для двух способов термической обработки.
Кривые на рис. 3а,Ь показывают изменения НС1 в зависимости от температуры Тотп, при которой медленное охлаждение от 1100оС до Тотп прерывалось закалкой (термообработка НТ1). Кривые на рис. 3с показывают изменения НС1 в зависимости от температуры отпуска Тотп, полученные на магнитах после их охлаждения от 1100 до 20оС и последующего нагрева до Тотп (термообработка НТ2).
Основываясь на допущениях новой гипотезы проследим за изменением фазово-структурного состояния и НС1 в спеченных БтСо5±х магнитах до- и застехиометрического состава при двух способах их термообработки: НТ1 и НТ2.
30
20
10
о
Е
30
а)
И
/ м Ьч
</ \
650
® 9(1
о 20
к
О
ф 10 > о 1. о о
о 30
650
20
10
650
750
750
850
950
850
950
750 850 950
Тетрегаи1ге, °С
--1 -5
--2
-6
--3
--7
-4
--8
1050
Ь) &
1 А [VI 1
А ► О
1050
с)
и -7
1050
Рис. 3. Зависимости Нс(Тотп) спеченных магнитов (кривые 1 - 8 соответствуют сплавам № 1- 8 в таблице): а), б)
охлаждение от 1100 оС до Тотп + закалка, с) отпуск при Тотп + закалка
Магниты SmCo5-х. Термообработка НТ1. В процессе охлаждения с У~1°/мин образцов № 14, обогащенных Sm, при достижении температур перитектоидных превращений при 1050 и 960 оС происходит образование фаз SmCo5_х1 и SmCo5_x2, соответственно. Зарождение этих фаз начинается, вероятнее всего, вблизи поверхности зерен SmCo5 фазы. Их появление приводит к сглаживанию поверхности SmCo5 зерен и способствует повышению НС1. Рост НС1 будет продолжаться до тех пор, пока не начнется эвтектоидный распад SmCo5_x2 фазы ниже 800оС, приводящий к снижению НС1. Как видно из рис. 3а, ход кривых НС1(Тотп) соответствует вышесказанному: на зависимостях НС1(Тотп) образцов № 1 и 2 наблюдаются два максимума НС1 при температурах 970 и 800 оС, соответственно. В то же время, для образцов № 3-5, состав которых постепенно приближается к стехиометрическому SmCo5, фиксируется только один максимум НС1 в районе 800 оС.
Термообработка НТ2. Противоположная картина наблюдается при отпуске спеченных SmCo5_х магнитов, предварительно охлажденных от 1100 до 20 оС. В этом случае, рост НС1 при повышении температуры отпуска должен начаться вблизи температур фазовых превращений, приводящих к исчезновению фаз, образовавшихся в процессе охлаждения ниже 800 оС. Действительно, как видно на рис. 3, с, образец № 1 (наиболее обогащенный Sm), имеет только один максимум НС1 (при ~ 980 оС), а образец № 2 - два максимума НС1 (при ~ 870 и 980 оС), как это и следует ожидать, согласно гипотетической диаграмме состояния на рис. 2.
Магниты SmCo5+х. Термообработка НТ1. В процессе медленного охлаждения рост НС1 связан, по-видимому, с начальными стадиями выделения фазы Sm2Co17 в результате распада пересыщенного твердого раствора SmCo5+х ниже границы области гомогенности (образец № 8), либо с эвтектоидными распадами при 900-870 оС (образцы № 6-7). При этом положение максимума НС1 на кривой НС1(Тотп) смещается в сторону более высоких температур при увеличении в сплавах содержания кобальта. В обоих случаях на начальной стадии распада образование когерентных выделений фазы Sm2Co17 на поверхности зерен основной фазы может способствовать сглаживанию их поверхности и повышению коэрцитивной силы.
Термообработка НТ2. В процессе нагрева и последующего отпуска при Тотп должны идти реакции растворения выделений фазы Sm2Co17 выше границы области гомогенности (образец № 8) или выше температур эвтектоидного распада (образцы № 6-7), что в обоих случаях должно привести к росту НС1 магнитов SmCo5+х.
Таким образом, в спеченных SmCo5±х магнитах формирование высококоэрцитивного состояния связано с обратимыми фазовыми превращениями в их структуре, приводящими к изменению состояния поверхности зерен основной фазы. В процессе термообработки (медленное охлаждение или низкотемпературный отпуск) на поверхности зерен фазы SmCo5 образуются дисперсные выделения фаз SmCo5_х1 и SmCo5_x2 в магнитах, обогащенных Sm, и фазы Sm2Co17 в магнитах, обогащенных Со. Формирование эпитаксиальных выделений этих фаз, когерентно связанных с основной SmCo5 фазой, приводит к сглаживанию поверхности ее зерен, снижению количества дефектных мест, служащих центрами зарождения доменов обратной намагниченности и повышению НС1 термообработанных магнитов.
2. Сплавы на основе соединения Nd2Fel4B
Спеченные Nd2Fe14B магниты получают традиционным методом порошковой металлургии [5]. Эта технология мало отличается от технологии получения спечённых SmCo5 магнитов. После выплавки сплава, измельчения и текстурирования порошков в магнитном поле, прессзаготовки спекают при 1050-1150 оС. В отличие от магнитов SmCo5 магниты Nd2Fe14B уже после спекания имеют НС1 = 8-10 кЭ, величина которой может быть заметно повышена отпуском при 500-600 оС [5] (при легировании магнитов Dy или ТЬ - более чем в два раза [11]).
Для получения высокой НС1 прессзаготовки Nd-Fe-B магнитов должны быть обогащены неодимом по сравнению со стехиометрическим составом Nd2Fe14B. Во-первых, для того, чтобы исключить возможность сохранения первичных кристаллов а-Ре, образующихся при выплавке сплавов. Во-вторых, для формирования в спеченных сплавах межзеренной фазы, содержащей 7090 ат. % Ш (Ш-пЛ фаза). Присутствие этой немагнитной фазы, хотя и снижает Вг и (ВН)тах, но улучшает магнитную изоляцию зёрен Nd2Fe14B, что, в свою очередь, способствует повышению НС1. Более того, при полном отсутствии межзеренной Nd-г1ch фазы в структуре спеченных магнитов получить высокую НС1 не удается.
Механизм повышения НС1 спеченных магнитов при отжиге в интервале температур 550-600 оС до сих пор не выяснен. Установлено, что сформировавшаяся при спекании микро-структура, также как и параметры кристаллической решетки фазы №^е14В, в процессе термообработки не изменяются. Поэтому в работах, посвященных изучению этой проблемы, основное внимание акцентировалось на исследовании межзеренных областей, и, прежде всего, состояния поверхности межзеренных границ в спеченных и термообработанных магнитах. Результаты высокоразрешающего электронно-микроско-пического анализа позволили сформулировать несколько точек зрения на причины низкой НС1 в спеченном состоянии и высокой НС1 после отжига при температурах 550-600 оС. 1). При отжиге на поверхности зерен М^е14В формируется ОЦК-фаза, обогащенная Fe, в виде тонкой прослойки между зернами Nd2Fe14B и межзеренной Nd-г1ch фазой. Предполагалось, что изменение состояния поверхности раздела между ними при термообработке влияет на уровень НС1 [12, 13]. Однако, позднее ОЦК-фаза была признана артифактом, связанным с изготовлением фольг. 2). Зерна Ш^е14В и межзеренная Ш-пЛ фаза контактируют напрямую, без промежуточной ОЦК-прослойки. После спекания поверхность раздела между этими фазами характеризуется присутствием шероховатостей атомного масштаба. При отжиге эти шероховатости исчезают, а поверхность зерен сглаживается, что приводит к уменьшению количества центров с повышенными локальными размагничивающими полями и обеспечивает рост НС1 [14, 15]. 3). После спекания межзеренная Ш-пЛ фаза, распределена неравномерно (в виде отдельных островков) между зернами основной Nd2Fe14B фазы. Отпуск приводит к образованию непрерывной межзеренной прослойки, которая, будучи немагнитной, улучшает магнитную изоляцию зерен Nd2Fe14B и повышает коэрцитивную силу [16].
Однако эти гипотезы по отдельности не могут объяснить ряд особенностей в поведении НС1 при различных способах проведения термической обработки [11, 17-19]. А именно: 1) наличие на кривых НС1(Тотп) нескольких максимумов, 2) изменение числа и положения этих максимумов НС1 в зависимости от состава сплавов и способа термообработки (охлаждение от Тсп до Тотп без/или с предварительным охлаждением до 20 оС), 3) обратимость изменений НС1 при проведении циклической обработки (чередующиеся отжиги при Тотп >750 и —550 оС).
Эти особенности поведения НС1 говорят о том, что ее изменения связаны с обратимыми фазово-структурными превращениями, а не с действием металлургических факторов, таких как
возврат и полигонизация, спрямление границ зерен, рост и повышение степени равноосности формы зерен, уменьшение
а
>
'§
и
(Л
I
5
с
400 480 500 650 600 660
Тетрегаиіге, °С
700
750
Рис. 4. Температурные зависимости На при различной длительности отпуска: Кривая 1 - 1 мин, 2 -мин, 4 - 135 мин
5 мин, 3 - 20
количества различного рода поверхностных дефектов при отпуске. Действительно, благодаря действию этих факторов обратимые изменения структуры при повышении температуры, с точки зрения термодинамики, маловероятны.
Была предложена гипотеза о протекании в межзеренной фазе, обогащенной М, обратимых фазово-структурных превращений, приводящих к изменению состояния границ зерен Nd2Fe14B фазы, снижению количества дефектных мест, служащих центрами зарождения доменов обратной намагниченности, и, соответственно, к повышению НС1 магнитов [11, 17-19]. Основанием для этого послужили исследования структуры двойных сплавов Nd-Fe, использованных в качестве модельных при изучении свойств межзеренной Nd-rich фазы [20, 21].
Как известно, при спекании Nd-Fe-B магнитов уплотнение пресс-заготовок осуществляется по жидкофазному механизму. При охлаждении от Тспек до 20 оС в процессе кристаллизации межзеренной прослойки бор расходуется на образование фазы №н^е4В4 с высокой температурой плавления, формирующейся вблизи границ зерен КсЫ^енВ. Поэтому при последующем
тадоа 12744 °гЗ
Рис. 5. Микрофотография эвтектики в литом сплаве Ре^іІ (а). (Ъ, с) - дифракция от областей А и В, соответственно
нагреве и отпуске спеченных магнитов межзеренная фаза, обогащенная Nd, но уже не содержащая бора, ведет себя как бинарный сплав Nd-Fe с содержанием Fe, близким к эвтектическому (20-25 ат.
%). Можно предположить, что в процессе отжига спеченных магнитов внутри межзеренных областей происходят фазовые превращения, аналогичных тем превращениям, которые реализуются в модельных сплавах №-Бе.
Результаты электронно-микроскопического исследования двойных №-Бе сплавов в литом состоянии и после термообработки [20] показали, что при реальных скоростях охлаждения в их структуре формируется метастабильная эвтектика (рис. 5), имеющая вид мелкодисперсной смеси аморфной А-фазы со средним составом Ре50^50 (области А) и кристаллического ^ (области В). Согласно гипотетической схеме метастабильной фазовой диаграммы №-Бе (рис. 6), предложенной в [17, 20], аморфная А-фаза образуется по перитектической реакции при температуре, немного превышающей Тэвт. Ниже 600 0С А-фаза распадается на Ш и метастабильную Б3-фазу, обогащенную железом. При более низких температурах в результате эвтек-
Рис. 6. Гипотетическая метастабильная диаграмма состояния сплавов системы Fe-Nd. Справа представлены зависимости Нсі (Тотп), полученные после термообработки НТ1 (охлаждение от 950 до 20 оС + отпуск) и НТ2 (охлаждение от 950 оС до Тотп)
тоидых превращений происходит образование метастабильных Б2 и Б1-фаз. Кристаллическая структура и состав Б^фаз остаются не выясненными. Одна из них является, по-видимому, аналогом известной из литературы метастабильной, высокоанизотропной фазы с точкой Кюри 240 оС, на существование которой указывают результаты термомагнитного анализа №-Бе сплавов. Присутствие этой фазы в структуре литых №-Бе сплавов обеспечивает величину Нсі = 4-5 кЭ.
Как уже отмечалось, в спеченных ^-Бе-В магнитах межзеренная область является двойным сплавом Бе ~ 80 ат.% М. Следовательно, при нагреве или охлаждении, в этом сплаве могут происходить фазовые превращения согласно гипотетической диаграмме состояния на рис. 6. По причине микроскопических размеров межзеренных областей зарождение метастабильных Бі фаз должно идти по гетерогенному механизму, преимущественно на поверхности зерен М2Бе14В фазы. Количество и морфология выделений Бі фаз должны зависеть от температуры и длительности отжига сплава, а также от предыстории его термообработки.
Основываясь на допущениях сформулированной выше гипотезы, проследим за изменениями фазово-структурного состояния и Нсі спеченных магнитов при двух способах термообработки: НТ1 (отпуск после закалки от 950 0С) и НТ2 (медленное охлаждение от 950 0С до Тотп). Для удобства сопоставления предполагаемых фазовых превращений и изменений Нсі справа от гипотетической диаграммы состояния на рис. 6 приведены зависимости Нсі(Тотп), полученные при термообработках по способу НТ1 и НТ2, соответственно (время отпуска т = 20 мин).
Термообработка НТ2. В процессе охлаждения образцов от 950 0С до Тотп внутри межзеренных областей формируется метастабильная эвтектика А-фаза + №, одна из структурных составляющих которой (А-фаза) при дальнейшем снижении температуры распадается на Б3-фазу и М. Затем образуется Б2, а при температурах ниже 535 0С - Б1-фаза. Крупные выделения Б3 фазы, образующиеся при отпуске выше 535 0С, оказывают слабое влияние на состояние поверхности зерен №2Бе14В, при этом Нсі не меняется. При более низких температурах отпуска формирование выделений Б1-фазы виде тонких эпитаксиальных слоев приводит к сглаживанию поверхности
зерен Nd2Fe14B фазы и, соответственно, к повышению Hcl. Как видно на рис. 6, при термообработке НТ2 максимумы Hcl наблюдаются при 490 и 450 oC, т.е. немного ниже температур эвтектоидных распадов.
Термообработка НТ1. Во время охлаждения Nd-Fe-B магнитов от 950 до 20 оС (вместе с печью) происходит предварительная «подготовка» их микроструктуры, связанная с начальными стадиями эвтектоидных распадов по рассмотренной выше схеме, приводящих к формированию на поверхности Nd2Fe14B зерен зародышей метастабильных Fl фаз. В процессе последующего нагрева и изотермической выдержки из этих зародышей формируются выделения той Fl фазы, которая наиболее устойчива при заданной температуре отпуска. Как видно на рис. 6, максимумы на кривых НС1(Тотп) находятся вблизи температур эвтектоидных превращений. При увеличении длительности отпуска параметры (размеры и морфология) выделений метастабильных Fl фаз изменяются, что приводит к смещению положения максимумов Hcl на температурной шкале (см. рис. 4).
Таким образом, формирование высококоэрцитивного состояния в Nd-Fe-B сплавах при термообработке связано с обратимыми фазовыми превращениями в их структуре, приводящими к изменению состояния поверхности зерен основной Nd2Fe14B фазы. Предположено, что в процессе низкотемпературного отпуска в результате фазовых превращений в межзеренной прослойке на поверхности зерен Nd2Fe14B фазы формируются дисперсные выделения метастабильных F1 фаз, обогащенных железом. Образование эпитаксиальных выделений этих фаз, когерентно связанных с Nd2Fe14B фазой, приводит к сглаживанию поверхности зерен основной фазы, снижению количества дефектных мест, служащих центрами зарождения доменов обратной намагниченности, и, соответственно, к повышению коэрцитивной силы термообработанных Nd-Fe-B магнитов.
Заключение
1. Анализ работ, посвященных исследованиям формирования высококоэрцитивного состояния в сплавах Sm-Co и Nd-Fe-B, показывает, что этот процесс реализуется на стадиях спекания и термообработки. На первой стадии формируется микроструктура, характеризующаяся оптимальным размером зерен основной фазы (SmCo5 или Nd2Fe14B), максимальным совершенством кристаллической текстуры, присутствием минимального количества смежных по диаграмме состояния фаз, немагнитных включений, пор. Характерной особенностью микроструктуры спеченных сплавов является наличие на поверхности зерен основной фазы шероховатостей атомного масштаба. Эти шероховатости, являющиеся источниками высоких локальных размагничивающих полей, служат центрами зарождения доменов обратной намагниченности, снижающими уровень Hc1. На второй стадии, при термообработке, происходит сглаживание поверхности зерен основной фазы, что уменьшает количество мест зарождения доменов обратной намагниченности и, соответственно, повышает Hc1. Этот процесс является результатом обратимых фазовых превращений, приводящих к формированию на поверхности зерен основной фазы эпитаксиальных выделений смежных по диаграмме состояния фаз, в случае SmCo5 магнитов, или метастабильных фаз, формирующихся при распаде межзеренной фазы, в случае Nd2Fe14B магнитов.
2. Сопоставление процессов формирования высококоэрцитивного состояния в спеченных Sm-Co и Nd-Fe-B сплавах и в литых Fe-Ni-Al, Fe-Co-Ni-Al и Fe-Co-Cr сплавах свидетельствует о сходстве структурных механизмов повышения Hcl при их термообработке. В обоих случаях рост H cl связан с определенными фазово-структурными превращениями, приводящими к улучшению состояния поверхности частиц (зерен) магнитотвердой фазы, и/или к улучшению их магнитной изолированности. Выявленная общность структурного механизма формирования высококоэрцитивного состояния в литых Fe-(Co)-Ni-Al и Fe-Co-Cr и спеченных Sm-Co и Nd-Fe-B сплавах для постоянных магнитов предполагает возможность его реализации и в других, в том числе в новых, магнитотвердых материалах.
------------------------------------------- СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Strnat K., Hoffer G., Olson J., Ostertag W., Becker J.J.. Appl J. Phys., 1967, 38, p. 1001.
2. Das D.K. IEEE Trans. Magn. 1969, MAG-5, p. 214.
3. BenzM.G., Martin D.L. Appl. Phys. Lett., 1970, 17, p. 176.
4. Weihrauch P.F., Das D.K. Proceedings of the Nineteenth Annu. AIP Conf. Magn. Magn. Mater., Boston, 1973, Part II, p. 1149.
5. SagavaM., Fujimura S., Togava N., Yamamoto H., Matsuura Y. J. Appl. Phys., 1984, 55 p. 2083.
6. Buschow K.H.J., F.J.A. den Broeder, J. Less-Comm. Met., 1973, 33, p. 191.
7. M.F. de Campos, F.J.G. Landgraf, F.H. Saito, S.A. Romero, A.C. Neiva, F.P. Missell, E. de Moras, S. Gama, E.V. Obrucheva, B.V. Jalnin, J. Appl. Phys., 1998, 84, p. 368.
8. Lileev A.S., Menushenkov V.P., Phys. Status Solidi (a), 1983, 3, 5, p. 341.
9. Menushenkov V.P., J. Magn. Magn. Mater., 2005, 290-291, p. 1274.
10. Menushenkov V.P., J. Appl. Phys., 2006, 99, pp. 08B523-1 - 08B523-3.
11. Menushenkov V.P., Savchenko A.G. The PhysiCs of Metals and Metallography, 2001, 91, 1, p. S249.
12. Hiraga K., HirabayashiM., SagavaM., Matsuura Y. Japan. J. Appl. Phys., 1985, 24, L30.
13. Sagava M., Hirosawa S., Yamamoto H., Matsuura Y., Fujimura S., Tokuhara H., Hiraga K. - IEEE Trans. Magn. MAG-22, 1986, p. 910.
14. SagavaM., Hirosava S. J. Physique, 1988, 49, C8-617.
15 S. Hirosawa, Y. Tshubokawa. - J. Magn. Magn. Matter., 1990, 84 p. 309.
16. VialF., Sagava V. ProC. 17th Int. Workshop on Rare Earth Magnets and Their AppliCations, Newark, 2002, p. 644.
17. Menushenkov V.P., Savchenko A.G. - ProC. 17th Int. Workshop on Rare Earth Magnets and Their AppliCations (Newark), USA, 2002, p. 387.
18. Menushenkov V.P., Savchenko A.G., J. Magn. Magn. Mater., 2003, 258-259, p. 558.
19. Menushenkov V.P., Savchenko A.G., J. Magn. Magn. Mater. 272-276, 2004, p. e1891.
20. Menushenkov V.P., Andersen S.J., R. H0ier. ProC. 10th Int. Simp. on Magn. Anisotropy and Coercivity (Dresden), 1998,
p. 97.
21. Menushenkov V.P., Lileev A.S., OreshkinM.A., Zhuravlev S.A. J. Magn. Magn. Matter., 1999, 203 p. 149.
— Коротко об авторах ----------------------------------------------
Менушенков В.П. - кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник, заведующий научно-исследовательской лабораторией постоянных магнитов, Московский государственный институт стали и сплавов (технологический университет).
