CC BY
15
Научная статья
УДК 539.231:669.859:537.622
DOI: 10.18577/2307-6046-2022-0-10-66-75
ВЛИЯНИЕ ВЫСОКИХ КОНЦЕНТРАЦИЙ КОБАЛЬТА НА СВОЙСТВА МАГНИТОВ Pr-Dy-Fe-Co-B И Nd-Dy-Fe-Co-B
Р.А. Валеев1, Д.В. Королев1, Р.Б. Моргунов1, В.П. Пискорский1
Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Национального исследовательского центра «Курчатовский институт», Москва, Россия; [email protected]
Аннотация. Анализ петель магнитного гистерезиса постоянных магнитов Pr-Dy-Fe-Co-B и Nd-Dy-Fe-Co-B с высоким содержанием Со позволяет сделать вывод, что с увеличением содержания кобальта в составе сплава величина коэрцитивной силы HcI значительно уменьшается. Замена Nd на Pr в составе сплава приводит к снижению величины объемной доли основной магнитной фазы R2-(FeCo)14B в составе спеченных постоянных магнитов, что пропорционально влияет на зависимость величины HcI от содержания Co в материале постоянных магнитов. Данный эффект предположительно связан с разницей скорости диффузии в рассматриваемых материалах.
Ключевые слова: редкоземельные магниты, основная магнитная фаза, остаточная индукция, коэрцитивная сила, скорость диффузии, редкоземельные металлы
Для цитирования: Валеев Р.А., Королев Д.В., Моргунов Р.Б., Пискорский В.П. Влияние высоких концентраций кобальта на свойства магнитов Pr-Dy-Fe-Co-B и Nd-Dy-Fe-Co-B // Труды ВИАМ. 2022. № 10 (116). Ст. 06. URL: http://www.viam-works.ru. DOI: 10.18577/2307-6046-2022-0-10-66-75.
Scientific article
THE EFFECT OF HIGH CONCENTRATIONS OF COBALT
ON THE PROPERTIES OF MAGNETS Pr-Dy-Fe-Co-B AND Nd-Dy-Fe-Co-B
R.A. Valeev1, D.V. Korolev1, R.B. Morgunov1, V.P. Piskorsky1
federal State Unitary Enterprise «All-Russian Scientific-Research Institute of Aviation Materials» of National Research Center «Kurchatov Institute», Moscow, Russia; [email protected]
Abstract. Analysis of the magnetic hysteresis loops of permanent magnets Pr-Dy-Fe-Co-B and Nd-Dy-Fe-Co-B with a high Co content allows us to conclude that with an increase in the cobalt content in the alloy, the coercive force HcI value decreases significantly. The replacement of Nd with Pr in the alloy composition leads to a decrease in the volume fraction of the main magnetic phase R2-(FeCo)14B in the composition of sintered permanent magnets, which proportionally affects the dependence of the HcI on the Co content in the permanent magnet material. This effect is presumably related to the difference in the diffusion rate in the materials under consideration.
Keywords: rare earth magnets, main magnetic phase, residual induction, coercive force, diffusion rate, rare earth metals
For citation: Valeev R.A., Korolev D.V., Morgunov R.B., Piskorsky V.P. The effect of high concentrations of cobalt on the properties of magnets Pr-Dy-Fe-Co-B and Nd-Dy-Fe-Co-B. Trudy VIAM, 2022, no. 10 (116), paper no. 06. Available at: http://www.viam-works.ru. DOI: 10.18577/2307-6046-2022-0-10-66-75.
Введение
Спеченные постоянные магниты сплава RE-TM-B (RE - редкоземельный(е) ме-талл(ы), ТМ - переходный(е) металл(ы), B - бор) обладают наивысшими значениями
максимального энергетического произведения (BH)max [1] среди известных постоянных магнитов. Они находят широкое применение во всех областях промышленности, в том числе в устройствах инерциальной навигации [2-4]. Однако постоянные магниты из данного сплава в его классическом химическом составе NdFeB имеют весьма низкую температуру Кюри. В результате у таких сплавов низкая рабочая температура и резкая зависимость изменения остаточной индукции от температуры, что существенно ограничивает возможности их применения в устройствах, работающих в широком диапазоне температур. Магниты с минимальным изменением магнитных свойств при изменении температуры необходимы для инерциальных навигационных систем. Точность работы таких устройств напрямую зависит от изменения остаточной намагниченности постоянного магнита, используемого в конструкции, где магнитное поле является источником полезного сигнала. Отчасти эту проблему возможно решить путем введения дополнительного вычислительного комплекса для учета погрешности относительно изменения остаточной намагниченности постоянного магнита и корректировки параметров при изменении рабочей температуры. Однако это усложняет конструкцию навигационной системы, увеличивает энергопотребление и ее массогабаритные характеристики. Поэтому одной из задач исследователей и разработчиков является модификация химического состава и технологии изготовления постоянных магнитов данной системы с целью ослабления температурной зависимости магнитных характеристик. Температурная стабильность постоянных магнитов характеризуется, например, температурным коэффициентом индукции (ТКИ), который отражает изменение намагниченности в процентах, нормированное на изменение температуры и измеряемое поэтому в единицах %/°С. Наиболее низкую величину ТКИ имеют магнитотвердые материалы систем Al-Ni-Co-Fe (ЮНДК от англ. AlNiCo) и Fe-Co-Cr-Mo. Например, производимые фирмой AMT Magnet Technology (США) магниты систем AlNiCoFe и FeCoCrMo с ТКИ (-60 ^ +250 °С) = 0,0005 %/°С (FeCoCrMo) - имеют следующие значения магнитных свойств: Br = 1,15 Тл, BHe = 115-120 кА/м, (BH)max = 80-90 кДж/м3 и Br = 1,4-1,5 Тл, BHe = 64-70 кА/м, (BH)max = 72-80 кДж/м3 соответственно (где Br - величина остаточной индукции; BHe - коэрцитивная сила по индукции). Однако постоянные магниты таких систем практически исчерпали себя, поскольку имеют низкую величину коэрцитивной силы по намагниченности (HeI), что предъявляет существенные требования к геометрической форме магнита и к конструкции магнитной системы для использования в приборостроении. Материалы системы Nd-Fe-B обладают высокой коэрцитивной силой, но они изначально имеют самую высокую величину ТКИ, по абсолютной величине равную 0,12 %/°С. Частичная замена Nd в составе сплава на тяжелые редкоземельные металлы позволяет увеличить величину коэрцитивной силы постоянного магнита за счет их высокой одноионной анизотропии, повышающей поле анизотропии основной магнитной фазы 2-14-1. Легирование кобальтом (частичная замена Fe в химическом составе сплава) позволяет повысить температуру Кюри и снизить температурную зависимость остаточной намагниченности. При этом недопустимо снижается значение остаточной индукции, а усложнение химического состава влечет за собой увеличение количества возможных второстепенных фаз, образующихся при кристаллизации из расплава [5]. При замене неодима на празеодим практически полностью исчезают фазы, принадлежащие гомологическому ряду Rn+1(Fe, Co)3n+5B2n (n = 0-<х) [5]. В работе [6] представлены магнитные свойства спеченных материалов состава (Pr1-xDyx)10-14(Fe 1 -у^Оу^ст-В 7- 15 (у < 0,34) и их фазовый состав. Величина поля анизотропии HA при температуре 293 К в материале Nd2Fe14-xCoxB уменьшается с 6800 (х = 0 % (атомн.)) до 4800 кА/м при х = 13 % (атомн.), а далее начинает возрастать [7]. Величина HeI изменяется от 648 (для материала Nd15Fe79B6) до 496 кА/м (для материала Nd15Fe62,5Co16Al1B55) [8]. Коэрцитивная сила постоянных магнитов системы
Nd16,5(Fe1-xCox)76,5B7 при температуре 300 К уменьшается с 800 (при х = 0 % (атомн.)) до величины немного меньше 800 кА/м (при х = 0,4 % (атомн.)) [9].
Для постоянных магнитов состава (Nd0,88Dy012)16(Fe0,93Co0,07)76,5B75, исследованных при температуре 150 °С, получено значение коэрцитивной силы 418 кА/м, а для состава (Nd0,87Dy0,l3)l5,5(Fe82Co0,l8)74AhB7,5: 176 кА/м [10].
Следует отметить, что детальных исследований влияния замены неодима на празеодим и легирования кобальтом на фазовый состав и магнитные свойства с измерением их температурных зависимостей в широком диапазоне температур не проводилось. Из рассмотренных ранее научно-технических литературных данных можно заключить, что деградация свойств (в частности, коэрцитивной силы) при легировании кобальтом сплава для изготовления спеченных магнитов системы с редкоземельным металлом неодимом происходит быстрее, чем с редкоземельным металлом празеодимом. Поэтому цель данной работы - исследование спеченных магнитотвердых материалов систем Pr-Dy-Fe-Co-B и Nd-Dy-Fe-Co-B при больших концентрациях кобальта (до 34 атомн. долей по степени замещения Fe) и определение влияния легких редкоземельных металлов на фазовый состав и магнитные свойства материалов, в том числе на их температурное поведение.
Материалы и методы
В представленной работе исследованы магнитотвердые материалы следующего состава, % (атомн.): (Prl^Dy^-^Fel-yCoy^^-ll (где х = 0,18-0,58; y = 0,15-0,50). Сплавы выплавлены в вакуумной индукционной печи по обычной методике. Слитки дробили до размера <630 мкм в инертной атмосфере (азот). Тонкий помол проводили в центробежно-планетарной мельнице САНД-1 в среде хладона 113 (формула C2F3Cl3 по ГОСТ 23844-79, температура кипения 47,5 °С). Заготовки магнитов в виде призм прессовали в поперечном магнитном поле с коэрцитивной силой 800 кА/м методом влажного прессования, которое применяли, поскольку оно облегчает ориентацию порошка в магнитном поле при прессовании. Спекание проводили в вакуумной печи сопротивления СНВЭ 1.3.1/16И3 при температуре 1100-1150 °С в течение 1 ч. Величину ТКИ измеряли в открытой магнитной цепи в области температур 0-100 °С с точностью не менее чем ±0,005 %/°С. Кривые размагничивания при комнатной температуре измеряли на установке MAGNET-PHYSIK Dr. Steingroever GmbH. Анализ локального химического состава фаз проводили методом качественного и количественного микрорентге-носпектрального анализа (МРСА) на аппарате SUPERPROB-733 (JCMA-733, фирма Jeol, Япония). Метод заключался в регистрации энергии отраженных электронов, которая зависит от их взаимодействия с поверхностью, и эта энергия различна для фаз разного типа при выполнении измерений в сканирующем электронном микроскопе. Поэтому появляется возможность картирования различных участков образца и выявления фаз, различающихся на изображении глубиной черно-белого контраста. Локальность такого анализа составляла 1 мкм, глубина анализа 1 мкм. Более подробно методика МРСА описана в работах [4-7].
Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» ФГУП «ВИАМ».
Результаты и обсуждение
Зависимость величины объемного содержания основной тетрагональной магнитной фазы 2-14-1 (фаза А) от содержания кобальта в спеченном материале представлена на рис. 1 для магнитов на основе празеодима и неодима. Видно, что с увеличением концентрации кобальта в магнитах на основе празеодима до y ~ 0,9 атомн. долей содержание основной магнитной фазы А уменьшается с 90 до 70 % (объемн.). У магнитов
на основе неодима это снижение происходит значительно быстрее. При содержании кобальта 0,45 атомн. долей количество фазы А становится равным 0 (рис. 1).
« 20 О
0,15
0,25
0,85
0,35 0,45 0,55 0,65 0,75 Содержание кобальта, атомн. доли
Рис. 1. Зависимость содержания основной магнитной фазы А в спеченных материалах составов (Рг^Б^Ь-ЫРе^Со^остВз-п (1; х = 0,18-0,58) и (Ш^ВД^Ре^Со)^ (2; х = 0,50-0,30)
Результаты МРСА для некоторых спеченных материалов представлены в табл. 1.
Таблица 1
Фазовый состав спеченных материалов системы Рг-Ру-Ке-Со-В
Условный Состав спеченного материала, Фаза Состав фаз,
номер образца атомн. доли атомн. доли
1 (Рг0,82Бу0,18)12(Ре0,85Со0,15)80В8 А ЯзР (Рг0,80Бу0,20)2(Ре0,88Со0,12)14В Ргз(Ре0,18Со0,82)
2 (Рг0,53Бу0,47)13(Ре0,80Со0,20)79В8 А ЯР2 Я3Р ЯР3 (Рг0,з8Бу0,62)2(Ре0,8зСо0,17)14В (Рг0,71Бу0,29)(Ре0,49Со0,51)2 Ргз(Ре0,20Со0,80) (Рг0,580у0,42)(Ре0,82Со0,18)з
3 (Рг0,53Бу0,47)12(Ре0,7Со0,23)80В8 А ЯРз ЯзР Я4р3 (Рг0,48Бу0,52)2(Ре0,79Со0,21)14В (Рг0,75Бу0,25)(Ре0,68Со0,з2)з (Рг0,70Бу0,з0)з(Ре0,64Со0,з6) (Рг0,98Бу0,02)4(Ре0,39Со0,61 )3
4 (Рг0,65Бу0,35)13(Ре0,76Со0,24)79В8 А ЯР2В2 (Рг0,52Бу0,48)2(Ре0,78Со0,22)14В (Рг0,90Бу0,10)1(Ре0,4зСо0,57)2В2
5 (Рг0,42Бу0,58)13(Ре0,76Со0,24)79В8 А ЯР2В2 (Рг0,310у0,69Ь(Ре0,79Со0,21)14В (Рг0,7зБу0,27)1(Ре0,48Со0,52)2В2
6 (Рг0,53Бу0,47)13(Ре0,76Со0,24)76В 11 А ЯР3 ЯР2 (Рг0,45Бу0,55)2(Ре0,78Со0,22)14В (Рг0,42Бу0,58)(Ре0,54Со0,46)з (Рг0,74Бу0,26)(Ре0,44Со0,56)2
7 (Рг0,53Бу0,47)13(Ре0,73Со0,27)79В8 А ЯР4В ЯР2В2 (Рг0,з8Бу0,62)2(Ре0,77Со0,2з)14В (Рг0,з7Бу0,6з)(Ре0,56Со0,44)4В (Рг0,79Бу0,21)(Ре0,45Со0,55)2В2
8 (Рг0,50Бу0,50)17(Ре0,71Со0,29)78В5 А ЯРз (Рг0,28Бу0,72)2(Ре0,73Со0,27)14В (Рг0,з5Бу0,65)(Ре0,56Со0,44)з
9 (Рг0,53Бу0,47)13(Ре0,70Со0,30)79В8 А ЯР3 ЯР2 (Рг0,4зБу0,57)2(Ре0,72Со0,28)14В (Рг0,46Бу0,54)(Ре0,5зСо0,47)з (Рг0,82Бу0,18)(Ре0,41Со0,59)2
10 (Рг0,53Бу0,47)13(Ре0,66Со0,34)79В8 А ЯРз ЯР2 (Рг0,4зБу0,57)2(Ре0,70Со0,з0)14В (Рг0,з9Бу0,61)(Ре0,5зСо0,47)з (Рг0,85Бу0,15)(Ре0,41Со0,59)2
Примечание. А - основная магнитная фаза 2-14-1; Я - сумма содержания празеодима и диспрозия в фазе; Р - сумма содержания железа и кобальта в фазе.
Видно, что у всех спеченных материалов содержание кобальта остается постоянным - на уровне ~20 атомн. долей, за исключением материалов образцов 1 и 8-10. У образца с минимальным содержанием кобальта присутствует только фаза R3F размером ~3 мкм в виде единичных включений (здесь и далее R обозначает сумму редкоземельных металлов, а F - сумму Fe + Со). Кроме того, присутствуют оксиды, обогащенные редкоземельными металлами (отметим, что такие оксиды присутствуют в незначительном количестве у всех материалов). Отсутствуют выраженные границы между зернами фазы А, а сами зерна имеют размер 30 мкм и более. Увеличение количества кобальта до 0,20-0,24 атомн. долей приводит к появлению фаз RF2, КР3 и R3F. У спеченного материала образца 2 фазы и КР3 присутствуют в виде отдельных включений с размером порядка 10-15 мкм, а фаза R3F достаточно равномерно распределена в промежутках между зернами основной магнитной фазы А. Увеличение содержания кобальта до 0,24 атомн. долей в материале приводит к появлению фазы КР2В2 (образцы 4 и 5 в табл. 1) как при уменьшении, так и при увеличении содержания диспрозия. При этом фазы и КР3 не обнаружены. Размер включений фазы RF2B2 составляет в среднем 7 мкм. Следует отметить, что соединение КР2В2 имеет тетрагональную кристаллическую структуру с параметрами ячейки: а = 0,3616 нм, с = 1,0215 нм - для ЬаСо2В2; а = 0,3561 нм, с = 0,9358 нм - для УСо2В2 (на элементарную ячейку приходится две формульные единицы) [11]. Плотность увеличивается при переходе в ряду от лантана к диспрозию - с 6880 (для лантана) до 8500 кг/м (для диспрозия); параметр а уменьшается с 0,3616 (для лантана) до 0,3546 нм (для диспрозия), а параметр с - с 1,0215 (для лантана) до 0,9354 нм (для диспрозия) [11]. Данные соединения являются антиферромагнетиками, однако их температура перехода в парамагнитное состояние (температура Нееля) значительно ниже комнатной температуры. Так, для соединения ТЬСо2В2 она составляет всего 19 К [12]. Следовательно, эти соединения не могут служить зародышами образования доменов обратной намагниченности в области комнатной температуры, поскольку выше температуры Нееля данное соединение не имеет упорядоченного магнитного состояния. При перемагничивании, т. е. при появлении намагниченности, антипараллельной исходной, возникают зародыши перемагничивания области обратной намагниченности, часто называемые зародышами перемагничивания. Зародыши перемагничивания могут возникать как при уменьшении магнитного поля, так и при изменении направления поля. Критическую величину магнитного поля, при которой возникают зародыши перемагничивания, называют полем зародышеобразования в объеме магнитного материала. В намагниченных до насыщения ферромагнетиках, исходно имеющих многодоменную магнитную структуру, перемагничивание начинается с образования областей с обратной намагниченностью (зародышей перемагничивания). Следует отметить, что на образцах с повышенным содержанием бора (образец 6 в табл. 1) борсодержащие фазы не обнаружены. Присутствуют отдельные включения фаз и КР3 размером до 10 мкм. Когда содержание кобальта достигает 27 атомн. долей (образец 7 в табл. 1), кроме фазы КР2В2 появляются единичные включения фазы КР4В размером ~7 мкм. Включения фазы КР2В2 имеют приблизительно тот же размер. С увеличением содержания кобальта до 29 атомн. долей и более борсодержащие фазы не обнаружены (образцы 8-10 в табл. 1), а присутствуют только фазы и КР3. Фаза RF2 (фаза Лаве-са) имеет кубическую структуру. При этом с увеличением содержания кобальта количество и размер зерен фазы КР3 растет, а количество (и размер зерен) фазы RF2 уменьшается. При содержании кобальта 34 атомн. долей (образец 10 в табл. 1) размер зерен фазы RF3 приблизительно равен размеру зерен основной магнитной фазы А и составляет порядка 30-40 мкм; размер отдельных включений фазы RF2 - порядка 5 мкм.
ИсГ, кА/м
Содержание кобальта, атомн. доли
Рис. 2. Зависимость величины коэрцитивной силы спеченного материала состава (Рг0,52Ву0,48)14^е1_уСоу)79В7 от содержания кобальта
На рис. 2 представлена зависимость величины Ис1 от содержания кобальта в материале в магнитах на основе празеодима. Видно, что величина Ис1 (в зависимости от содержания кобальта) становится равной нулю при содержании кобальта 0,5 атомн. долей. На рис. 3 представлена зависимость величины Ис1 от содержания кобальта в магнитах на основе неодима (эти материалы спечены при температуре 1140 °С в течение 1 ч). Вполне естественно, что величина Ис1 растет с увеличением содержания диспрозия.
Ис„ кА/м
1900 -1650 -1400 -1150 900 -
0,19 0,24 0,29 0,34
Содержание кобальта, атомн. долей
Рис. 3. Зависимость величины коэрцитивной силы спеченных материалов состава (Кё1-хВух)15(Ре1_уСоу)77В8 от содержания кобальта при концентрации диспрозия 0,5 (1); 0,4 (2) и 0,3 атомн. долей (3)
7,3
7,1
.....
к о
6,9
6,7
6,5
18 38 58 78 98 °С
Рис. 4. Температурная зависимость намагниченности (I) спеченных материалов составов
С^0,880у0,12)15,50СРе0,71С°0,29)75,03А11,29В8,18 (1); С^0,680у0,32)15,14(Ге0,71Со0,29)75,78А11,00В8,08 (2);
(№0,490у0,51)14,76^е0,71С00,29)76,52А10,77В7,95 (3) и (№0,490у0,51)13,26^С0,72С00,28)77,62А10,34В8,78 (4)
3
1
Как видно из данных рис. 4, с увеличением содержания диспрозия кривая температурной зависимости намагниченности материалов на основе неодима становится более «пологой», что отражается на величине ТКИ, измеренного в температурном диапазоне от 0 до 100 °С. Результаты представлены в табл. 2.
Таблица 2
Величина температурного коэффициента индукции (ТКИ) спеченных материалов в диапазоне температур 0-100 °С (кривые температурной зависимости намагниченности представлены на рис. 4)
Условный Состав спеченного материала, ТКИ (в диапазоне температур
номер образца атомн. доли 0-100 °С), %/°С
1 (Кё0,88Бу0,12)15,50(Ре0,71Со0,29)75,03А-11,29В8,18 -0,0387
2 (Кё0,68Бу0,32)15,14(Ре0,71Со0,29)75,78А-11,00В8,08 -0,0220
3 (Кё0,49БУ0,51)14,76(Ре0,71Со0,29)76,52А10,77В7,95 -0,0165
4 (Кё0,49БУ0,51)13,26(Ре0,72Со0,28)77,62А10,34В8,78 +0,0058
Следует отметить, что при этом содержание кобальта в материале остается практически постоянным. Аналогичный результат влияния тяжелых редкоземельных металлов (без изменения концентрации кобальта) на величину ТКИ отмечен в работах [13-17].
Заключения
Как видно из данных рис. 1, объемное содержание фазы А в магнитах на основе празеодима уменьшается значительно медленнее, чем в магнитах на основе неодима. По-видимому, это связано с тем, что скорость диффузии в сплавах на основе празеодима меньше, чем в сплавах на основе неодима при одинаковых условиях [18]. Этот результат может быть объяснен на основе данных, представленных в табл. 1. Действительно, с увеличением содержания кобальта в материале его концентрация в основной магнитной фазе А монотонно возрастает, что вызывает падение поля анизотропии этой фазы и, соответственно, величины Нс1 [15-18]. Однако при содержании кобальта 0,29 атомн. долей и более возрастает содержание диспрозия в фазе А, что не приводит к увеличению параметра Нс1, который продолжает уменьшаться (рис. 2). Безусловно, дополнительным фактором, уменьшающим величину Нс1, является увеличение размера зерен и объемного содержания фазы ЯР3 в материале при высоких значениях содержания Со. Известно, что соединения типа ЯР3 при достаточно высоком значении намагниченности насыщения имеют низкие значения параметра Нс1 при комнатной температуре и, следовательно, не могут быть зародышами образования доменов обратной намагниченности [19]. Данные, представленные на рис. 2, объясняют и этот результат. Известно, что величина ТКИ соединений (Кё, Бу)2(Ре, Со)14В достаточно резко снижается в зависимости от уменьшения концентрации диспрозия [20], поэтому естественно, что и для соединений (Рг, Бу)2(Ре, Со)14В в области максимума концентрации диспрозия будет наблюдаться минимум (по абсолютной величине ТКИ).
Таким образом, можно сделать следующие выводы:
- в спеченных материалах состава (Рг1-хОух)12-17(Ре1-уСоу)остВ5-8 (х = 0,18-0,58; у = 0,15-0,50) величина Нс1 становится равной нулю, когда у = 0,50. Данный эффект объясняется изменением фазового состава материала;
- содержание основной магнитной фазы в магнитах на основе празеодима значительно больше, чем в магнитах на основе неодима. Причина этого не установлена, но, по-видимому, это связано с меньшей скоростью диффузии в материалах на основе празеодима;
- фазовый состав материала находится в диапазоне концентраций кобальта от 0,18
до 0,34 атомн. долей. Показано, что в области концентраций y = 0,24 присутствует в основном борсодержащая фаза RF2B2. Дальнейшее увеличение содержания кобальта в
материале приводит к исчезновению этой фазы и увеличению количества фазы RF3.
Список источников
1. Rodewald W., Katter M., Uestuener K. Top Nd-Fe-B magnets: >56 MGOe, energy density, 9,8 kOe Coercitiviy // IEEE Transitions on Magnetics. 2002. Vol. 38. P. 2955-2957.
2. Мартыненко Ю.Г. Тенденции развития современной гироскопии // Соросовский образовательный журнал. 1997. № 11. С. 120-127.
3. Топнльская С.В., Бородулнн Д.С., Корнюхнн А.В. Экспериментальная оценка допустимых механических воздействий на динамически настраиваемый гироскоп // Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер.: Приборостроение. 2018. № 4. С. 69-79. DOI: 10.18698/0236-39332018-4-69-79.
4. Пешехонов В.Г. Перспективы развития гироскопии // Гироскопия и навигация. 2020. Т. 28. № 2. С. 3-10. DOI: 10.1785/ 0869-7035-0028.
5. Моргунов Р.Б., Пискорский В.П., Валеев Р.А., Королев Д.В. Температурная стабильность редкоземельных магнитов, поддерживаемая с помощью магнитокалорического эффекта // Авиационные материалы и технологии. 2019. № 1 (54). С. 88-94. DOI: 10.18577/2071-91402019-0-1-88-94.
6. Пискорский В.П., Валеев Р.А., Королев Д.В., Моргунов Р.Б., Резчикова И.И. Влияние легирования тербием и гадолинием на термостабильность и магнитные свойства спеченных материалов Pr-Tb-Gd-Fe-Co-B // Труды ВИАМ. 2019. № 7 (79). Ст. 07. URL: http://viam-works.ru (дата обращения: 05.05.2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-7-59-66.
7. Коплак О.В., Куницына Е.И., Валеев Р.А., Королев Д.В., Пискорский В.П., Моргунов Р.Б. Ферромагнитные микропровода a-Fe/(PrDy)(FeCo)B для микроманипуляторов и полимерных композитов // Труды ВИАМ. 2019. № 11 (83). Ст. 07. URL: http://viam-works.ru (дата обращения: 05.05.2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-11-60-67.
8. Моргунов Р.Б., Коплак О.В., Таланцев А.Д., Королев Д.В., Пискорский В.П., Валеев Р.А. Феноменология петель магнитного гистерезиса в многослойных микропроводах a-Fe/DyPrFeCoB // Труды ВИАМ. 2019. № 7 (79). Ст. 08. URL: http://viam-works.ru (дата обращения: 05.05.2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-7-67-75.
9. Haavisto M., Tuominen S., Santa-Nokki T. et al. Magnetic behavior of sintered NdFeB magnets on a long-term timescale // Advances in Materials Science and Engineering. 2014. Art. ID 760584. DOI: 10.1155/2014/760584.
10. Wang Y., Yu B., Feng M. et al. Magnetic properties jf Nd-Fe-Co-B permanent magnetic alloys // Journal of Applied Physics. 1987. Vol. 61. P. 3448-3450.
11. Bolzoni F., Leccabue F., Moze O. et al. 3d and 4f magnetismin Nd2Fe14-xCoxB and Y2Fe14-xCoxB compounds // Journal of Applied Physics. 1987. Vol. 61. No. 12. P. 5369-5373.
12. Niihara K., Shishido T., Yajima S. The crystal data of ternary rare earth borides RCo2B2 // Bulletin of the chemical society of Japan. 1973. Vol. 46. P. 1137-1140.
13. Белов К.П., Никитин С.А., Савицкий Е.М. и др. Магнитные и магнитострикционные свойства интерметаллических соединений редкоземельных металлов с железом типа RFe2 и RFe3 // Редкоземельные металлы, сплавы и соединения. М.: Наука, 1973. С. 89-91.
14. Herbst J.F. R2Fe14B materials: intrinsic properties and technological properties and technological aspects // Reviews of Modern Physics. 1991. Vol. 63. No. 4. P. 819-898.
15. Каблов Е.Н., Петраков А.Ф., Пискорский В.П., Валеев Р.А., Назарова Н.В. Влияние диспрозия и кобальта на температурную зависимость намагниченности и фазовый состав материала системы Nd-Dy-Fe-Co-B // Металловедение и термическая обработка металлов. 2007. № 4. С. 3-10.
16. Bala H., Szymura S., Sergeev V.V. et al. Properties of terbium-doped (Nd, Dy)-(Fe, Co)-B sintered magnets // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 1992. Vol. 103. P. 58-64.
17. Дерягин А.В. Редкоземельные магнитожесткие материалы // Успехи физических наук. 1976. Т. 120. Вып. 3. С. 393-437.
18. Szytula A. Magnetic properties of the RT2X2, RTX2 and RTX compounds in high magnetic field // Acta Physica Polonica A. 1994. Vol. 85. No. 2. P. 293-296.
19. Faria R.N., Davies B.E., Brown D.N., Harris I.R. Microstructural and magnetic studies of cast and annealed Nd and PrFeCoBZr alloys and HDDR materials // Journal of Alloys and Compounds. 2000. Vol. 296. P. 223-228.
20. Bolzoni F., Coey J.M., Gavigan J. et al. Magnetic properties of Pr2(Fe1_xCox)14B compounds // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 1987. Vol. 65. P. 123-127.
References
1. Rodewald W., Katter M., Uestuener K. Top Nd-Fe-B magnets: >56 MGOe, energy density, 9,8 kOe Coercitiviy. IEEE Transitions on Magnetics, 2002, vol. 38, pp. 2955-2957.
2. Martynenko Yu.G. Trends in the development of modern gyroscopy. Sorosovskiy obrazovatelnyj zhurnal, 1997, no. 11, pp. 120-127.
3. Topilskaya S.V., Borodulin D.S., Kornyukhin A.V. Experimental evaluation of allowable mechanical impacts on a dynamically adjustable gyroscope. Vestnik MGTU im. N.E. Baumana. Ser.: Priborostroyenie, 2018, no. 4, pp. 69-79. DOI: 10.18698/0236-3933-2018-4-69-79.
4. Peshekhonov V.G. Prospects for the development of gyroscopy. Giroskopiya i navigatsiya, 2020, vol. 28, no. 2, pp. 3-10. DOI: 10.1785/0869-7035-0028.
5. Morgunov R.B., Piskorskiy V.P., Valeev R.A., Korolev D.V. The thermal stability of rare-earth magnets supported by means of the magnetocaloric effect. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2019, no. 1 (54), pp. 88-94. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-1-88-94.
6. Piskorsky V.P., Valeev R.A., Korolev D.V., Morgunov R.B., Rezchikova I.I. Terbium and gadolinium dopin g influence on thermal stability and magnetic properties of sintered magnets Pr-Tb-Gd-Fe-Co-B. Trudy VIAM, 2019, no. 7 (79), paper no. 07. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: May 5, 2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-7-59-66.
7. Koplak O.V., Kunitsyna E.I., Valeev R.A., Korolev D.V., Piskorskii V.P., Morgunov R.B. Ferromagnetic microwires a-Fe/(PrDy)(FeCo)B for micromanipulators and polymer composites. Trudy VIAM, 2019, no. 11 (83), paper no. 7. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: May 5, 2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-11-60-67.
8. Morgunov R.B., Koplak O.V., Talantsev A.D., Korolev D.V., Piskorskij V.P., Valeev R.A. The phenomenology of the magnetic hysteresis loops in multilayer microwires a-Fe/DyPrFeCoB. Trudy VIAM, 2019, no. 7 (79), paper no. 08. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: May 5, 2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-7-67-75.
9. Haavisto M., Tuominen S., Santa-Nokki T. et al. Magnetic behavior of sintered NdFeB mag-nets on a long-term timescale. Advances in Materials Science and Engineering, 2014, art. ID 760584. DOI: 10.1155/2014/760584.
10. Wang Y., Yu B., Feng M. et al. Magnetic properties of Nd-Fe-Co-B permanent magnetic alloys. Journal of Applied Physics, 1987, vol. 61, pp. 3448-3450.
11. Bolzoni F., Leccabue F., Moze O. et al. 3d and 4f magnetismin Nd2Fei4_xCoxB and Y2Fei4-xCoxB compounds. Journal of Applied Physics, 1987, vol. 61, no. 12, pp. 5369-5373.
12. Niihara K., Shishido T., Yajima S. The crystal data of ternary rare earth borides RCo2B2. Bulletin of the chemical society of Japan, 1973, vol. 46, pp. 1137-1140.
13. Belov K.P., Nikitin S.A., Savitsky E.M. Magnetic and Magnetostrictive Properties of Intermetallic Compounds of Rare Earth Metals with Iron Type RFe2 and RFe3. Rare Earth Metals, Alloys and Compounds. Moscow: Nauka, 1973, pp. 89-91.
14. Herbst J.F. R2Fei4B materials: intrinsic properties and technological properties and technological aspects. Reviews of Modern Physics, 1991, vol. 63, no. 4, pp. 819-898.
15. Kablov E.N., Petrakov A.F., Piskorsky V.P., Valeev R.A., Nazarova N.V. Influence of dysprosium and cobalt on the temperature dependence of magnetization and phase composition of the material of the Nd-Dy-Fe-Co-B system. Metallovedenie i termicheskaya obrabotka metallov, 2007, no. 4, pp. 3-10.
16. Bala H., Szymura S., Sergeev V.V. et al. Properties of terbium-doped (Nd, Dy)-(Fe, Co)-B sintered magnets. Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 1992, vol. 103, pp. 58-64.
17. Deryagin A.V. Rare-earth magnetically hard materials. Uspekhi fizicheskikh nauk, 1976, vol. 120, is. 3, pp. 393-437.
18. Szytula A. Magnetic properties of the RT2X2, RTX2 and RTX compounds in high magnetic field. Acta Physica Polonica A, 1994, vol. 85, no. 2, pp. 293-296.
19. Faria R.N., Davies B.E., Brown D.N., Harris I.R. Microstructural and magnetic studies of cast and annealed Nd and PrFeCoBZr alloys and HDDR materials. Journal of Alloys and Compounds, 2000, vol. 296, pp. 223-228.
20. Bolzoni F., Coey J.M., Gavigan J. et al. Magnetic properties of Pr2(Fei_xCox)i4B compounds. Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 1987, vol. 65, pp. 123-127.
Информация об авторах Валеев Руслан Анверович, начальник лаборатории, к.т.н., НИЦ «Курчатовский институт» -ВИАМ, [email protected]
Королев Дмитрий Викторович, старший научный сотрудник, д.ф.-м.н., НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, [email protected] Моргунов Роман Борисович, ведущий научный сотрудник, д.ф.-м.н., НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, [email protected] Пискорский Вадим Петрович, заместитель начальника лаборатории по науке, д.т.н., НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, [email protected]
Information about the authors Ruslan A. Valeev, Head of Laboratory, Candidate of Sciences (Tech.), NRC «Kurchatov Institute» -VIAM, [email protected]
Dmitry V. Korolev, Senior Researcher, Doctor of Sciences (Phys. & Math.), NRC «Kurchatov Institute» - VIAM, [email protected] Roman B. Morgunov, Leading Researcher, Doctor of Sciences (Phys. & Math.), NRC «Kurchatov Institute» - VIAM, [email protected] Vadim P. Piskorsky, Deputy Head of Laboratory, Doctor of Sciences (Tech.), NRC «Kurchatov Institute» - VIAM, [email protected]
Статья поступила в редакцию 06.07.2022; одобрена и принята к публикации после рецензирования 05.08.2022.
The article was submitted 06.07.2022; approved and accepted for publication after reviewing 05.08.2022.
