CC BY
52
УДК 621.762.8:538.9:669.017.1
Д-р фіз-мат. наук Г. П. Брехаря1, Т. В. Гуляєва2, д-р фіз-мат. наук А. Г. Равлік3, канд. фіз-мат. наук Б. А. Авраменко3, Т. Ю. Ніколаєва4, О. М. Бовда5, Л. В. Оніщенко5
1 Державний технічний університет, м. Дніпродзержинськ; 2 Національний технічний університет, м. Запоріжжя; 3 Національний технічний університет «Харківський політехнічний інститут», м. Харків; 4 Державний педагогічний університет, м. Мелітополь;
5
Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут», м. Харків
ВПЛИВ СТИСКАЛЬНИХ НАПРУЖЕНЬ НА ФАЗОУТВОРЕННЯ ТА МАГНІТНІ ВЛАСТИВОСТІ СПЕЧЕНИХ КОМПАКТІВ СИСТЕМИ М-Ре-С,Б,Си
У роботі досліджувались структурно-фазові перетворення у процесі вакуумного спікання плівок сплавів ^й2(^е70Вд5С95Си, отриманих гартуванням із рідкого стану. Перед спіканням плівки ущільнювали під пресом (тиск 5 і 30 кгс/см2) та в стиснутому стані поміщали у вакуумну піч. Плівки у вихідному стані були аморфними або аморфно-кристалічними з метастабільною фазою ^й,ре14С. При спіканні відбувається кристалізація аморфної складової та ріст метастабільної фази за рахунок перитиктоїдного перетворення (¥е + Шре17 + ^й^еС6 о ^й,ре14С). Збільшення вмісту міді у сплаві прискорює перитектоїдне перетворення. Підвищення стискальних напружень сприяє ущільненню компактів та зростанню їх магнітних властивостей (Н, В і) після відпалу.
Ключові слова: спікання, перитектоїдне перетворення, стискальні напруження, коерцитивна сила, залишкова індукція.
Вступ
На сьогодні основою для виробництва постійних магнітів є сплави перехідних металів (Т) з рідкісноземельними (Я) або сплави, у яких необхідний рівень магнітних властивостей забезпечується наявністю інтерметалевих сполук типу ЯТ5, ^Т^, Я2Т14В. Ці сплави мають найкращі властивості порівняно з відомими сплавами і використовуються майже у всіх галузях сучасної техніки [1].
Цим вимогам відповідають постійні магніти, виготовлені на основі сплавів системи №-Ре-В, у яких основною магнітною фазою є сполука №2Ре14В. Спорідненою системою є система №-Ре-С, у якій утворюється фаза №2Ре14С ізоструктурна фазі №2Ре14В, Оскільки поле кристалографічної анізотропії зазначених сполук є різним, а саме - для сполуки №2Ре14С воно вище в 1,5 раза порівняно з фазою №2Ре14В (На=7,6 МА/м і Ид=5,4 МА/м, відповідно), то в магнітах на основі сплавів системи №-Ре-С можуть бути досягнуті більш високі значення коерцитивної сили. Також відомо, що фаза №2Ре14С утворюється за пери-тектоїдною реакцією (Ре+Ш2Ре17+ Ш4РеС6о №2Ре14С) в інтервалі температур 1123^1173 К, причому час повного перетворення становить більше 20 діб [2]. Для прискорення перитектоїдної реакції в системі №-Ре-С використовують такі методи: легування бором, міддю та гартування з рідкого стану (ЗРС) [3]. Цей шлях дозволяє скоротити час перитектоїдного перетворення до кількох десятків хвилин.
У роботі проведено комплексне дослідження впливу легування, швидкого охолодження розплаву (ЗРС) та ущільнення під тиском продуктів гартування перед спіканням магніту.
Матеріали і методи дослідження
Для дослідження впливу стискувальних напружень на процес спікання швидкозагартованих стрічок вибрали сплави системи № - Ре - С, які легували бором та міддю з метою прискорення перитектоїдного перетворення (Ре + №2Ре17 + Ш4РеС6 -о Ш2Ре14С). Хімічний склад досліджуваних сплавів наведено в таблиці 1.
Таблиця 1 - Хімічний склад вихідних сплавів системи №-Ре-С
Сплав Склад, % ат.
№ Бе В С Си
№ 1 20 69,5 0,5 9,5 0,5
№ 2 20 69 0,5 9,5 1,0
№ 3 20 68,5 0,5 9,5 1,5
№ 4 20 68 0,5 9,5 2,0
№ 5 20 67,5 0,5 9,5 2,5
Як видно з таблиці, до складу сплавів входить залізо і мідь. Вибирали склад так, щоб змінювалась тільки кількість міді й заліза, а інші складові залишалися незмінними. Сплави виплавляли у вакуумній печі. Після виплавки, охолодження і гомогенізації, здійснювали гартування з рідкого стану методом лиття плоскої струмини на мідний барабан, що швидко обертається. Стрічки (лусочки), які були отримані, мали товщину
© Г. П. Брехаря, Т В. Гуляєва, А. Г. Равлік, Б. А. Авраменко, Т Ю. Ніколаєва, О. М. Бовда, Л. В. Оніщенко, 2010
26
від 0,01 до 0,015 мм. Відомо, що швидкість охолодження, згідно з розрахунками, наведеними в роботі [4], становить від 105 до 106 К/с.
Раніше в роботі [5] було показано, що при гартуванні з розплаву в наведених у таблиці 1 сплавах реалізується кристалічна або аморфно-кристалічна структура. Але однією з особливостей є те, що в продуктах гартування основна магнітна фаза Ш2Ре14С формується безпосередньо з рідини, оминаючи перитектоїдну реакцію. За класифікацією Мірошніченка І.С. [6], таку фазу називають фазою з обмеженою метастабільністю. Окрім фази №2Ре14С утворюються й інші фази, які кристалізуються згідно з діаграмою стану. В цій системі це такі фази: Ш2Ре17СХ, №2Ре17. Крім наведених фаз, утворюються також карбіди, збагачені неодимом та вуглецем, але їхня кількість значно менша порівняно з іншими фазами.
Отже, спікаючи отримані лусочки при температурі перитектоїдної реакції, ми маємо змогу різко її прискорити, тобто перехід від фази Ш2Ре17СХ до фази №2Ре14С, оскільки в лусочках наявна метастабільна фаза №2Ре14С, на базі якої будуть проходити перетворення.
Для дослідження впливу стискувальних напружень на процес спікання було розроблено та застосовано
прес-форму з ніржавіючої сталі 12Х18Н10Т з механічними фіксаторами. Отримані лусочки укладали в прес-форму шарами, а потім ущільнювали під пресом. Було вибрано тиск 5 кгс/см2 [3] і 30 кгс/см2. Після ущільнення компакт разом із прес-формою у зафіксованому стані поміщали у вакуумну шахтну піч, досягали середнього вакууму 10-5 атм (10-2 мм рт. ст.) і спікали при температурі перитектоїдного перетворення 1173 К протягом 1800 с. Відпал відбувався при температури 1113 К протягом 1800 с.
Дослідження структурно-фазового стану юмпактів, отриманих у роботі, проводили стандартними методами:
- рентгенівський фазовий аналіз (ДРОН-2);
- металографічний аналіз (оптичний мікроскоп
Olympus)^;
- рентгеноспектральний аналіз (Ш0Ь-.Т8М-6360ЬЛ, з розділенням 4 нм);
- вимірювання магнітних властивостей (вібраційний магнетометр Фонера).
Результати експерименту
Перш за все отримані компакти підлягали рентгенографічним та металографічним дослідженням. На рис. 1, а; б наведено типові рентгенограми, що
Рис. 1. Рентгенограми спечених компактів сполуки №20рЄ70-хСихС9 5В0 5 до (а) і після (б) відпалу:
№ 1 - x = 0,5 % ат., № 2 - x = 1 % ат., № 3 - x = 1,5 % ат., № 4 - x = 2 % ат., № 5
(Икі)
№2С3, [Икі] ■
Ш1ЛБе4В4, {Ькі}
; 2,5 % ат. Икі - Ш2Бе14С, Икі - Ш^е^,
Ре3С
б
х
отримані при зйомках компактів на дифрактометрі ДРОН-2уСо К6 монохроматизованому випромінюванні.
Якщо порівняти дифрактограми, отримані від зразків до відпалу (рис. 1, а) і після відпалу (рис. 1, б), то видно, що вони значно відрізняються одна від одної. Дифракційні максимуми в першому випадку мають «розмитий» характер, а також значні флуктуації фону. Це дає підстави стверджувати, що безпосередньо після спікання у структурі зразка присутні мікронапружен-ня (напруження ІІ-го роду), а також наявна значна мікронеоднорідність. Після відпалу характер рентгенограм (рис. 1, б) змінився: дифракційні максимуми стають чіткими, без розмиття, а також зменшуються фонові флуктуації. Тобто після відпалу значно зменшуються мікронапруження, а також збільшується структурна однорідність фаз, які входять до складу сплавів.
Аналіз і розрахунок дифрактограм показав, що в процесі спікання й відпалу змінюється фазовий склад сплавів залежно від кількості міді у вихідних сплавах (табл. 1-3). Зі збільшенням вмісту міді з 0,5 % ат. до
2,5 % ат. спостерігається перерозподіл інтенсивностей дифракційних максимумів у різних фазах. Так, інтенсивність ліній фази Ш2Ре14С зростає, а фаз №2Ре17 і №2Ре17С0 4, які беруть участь у перитектоїдному перетворенні, зменшується. Крім того, у компактах спостерігається поява фази з міддю (табл. 3, рис. 1, б).
Таблиця 2 - Фазовий склад компактів, спечених зі сплаву №20Ре70_хСиС9,5Б0,5 до відпалу
№ зразка № 1 № 2 № 3 № 4 № 5
Фазовий склад
№2Ее14С + + + + +
Ш2Ре17С0.4 + + + + -
№2Бе17 + + + + +
№11Бе4В4 + + + + +
Бе + + - + +
Таблиця 3 - Фазовий склад компактів, спечених зі сплаву Ш20Ре70-іСиС9,5Б0,5 після відпалу
ня с/а значно змінюються в залежності від вмісту міді у сплаві - безпосередньо після спікання с/а зростає до 1,5, а після відпалу зменшується до табличного значення 1,36.
Таблиця 4 - Значення параметрів ґратки основної магнітної фази Ш2Ре14С до відпалу для компактів, спечених в умовах стискальних напруг
Сплав а, нм с, нм
0,8831* 1,2023*
^^20Бе69.5Си0.5С9.5В0.5 0,92028 1,3586
КУ20ре69Си1 С9.5Во.5 0,89394 1,34
^^20Бе68.5Си1.5С9.5В0.5 0,87634 1,31601
Nd20Fe68Cu2C9.5B0.5 0,87459 1,31603
Nd20Fe67,5Cu2,5C9,5B0,5 0,91013 1,37193
Примітка: * — вихідні значення параметрів а, с
Таблиця 5 - Значення параметрів ґратки основної магнітної фази №2Ре14С після відпалу для компактів, спечених в умовах стискаючих напруг
Сплав а, нм с, нм
0,8831* 1,2023*
Nd20Fe68.5Cu1.5C9.5B0.5 0,85434 1,17148
Nd20Fe68Cu2C9.5B0.5 0,85876 1,15791
N^0^67.5^2^9^0.5 0,85299 1,17638
Примітка: * — вихідні значення параметрів а, с
-Н-Н- ► -
.Л
II 1 1 N
1 1 1 1 -ЬЙЧ- 1 1 1 1 І 1 1 1 ,1., _
--І—1—1—1— —1—1—1—Н- +4 1—1— —НЧ—1— —І—1—1—1—
0 0,5 1 1,5 2 2,5
до відпалу після відпалу - - табличні значення
Рис. 2. Зміна тетрагональності фази ^2ре^С компактів залежно від вмісту міді до і після відпалу
№ зразка № 3 № 4 № 5
Фазовий склад
Ш2ЕеиС + + +
N^17^.4 + + -
Ш2Ге17 + + +
Ш1 1Ее4В4 + + +
(Ш,Ее,С,Си) + + +
Для підтвердження зменшення дефектності структури після відпалу за дифрактограмами розрахували параметри а, с, с/а тетрагональної кристалічної гратки основної магнітної фази №2Ре14С безпосередньо після спікання і після відпалу. Результати розрахунків наведені в табл. 4-5 та на рис. 2. Із таблиць видно, що параметр а фази №2Ре14С до відпалу і після відпалу змінюється мало і практично відповідає табличному значенню. Разом з тим параметр с, а також відношен-
Багатофазний склад спечених компактів підтверджують і металографічні дослідження. Як видно з рис. 3, в структурі компактів після спікання досліджених сплавів спостерігаються зерна різних розмірів неправильної форми з нечіткими границями. Видно, що в сплавах № 2 та № 3 (рис. 3, б, в) зерна мають найбільший розмір (йсер = 6,5 мкм), для інших сплавів структура більш однорідна. При збільшенні вмісту міді до 2 % ат. спостерігається найбільш оптимальна мікроструктура для досягнення високих магнітних властивостей. Зерна фази №2Ре14С мають більш правильну округлу форму, хоча границі залишаються розмитими (рис. 3, д). Також видно, що процес перитектоїдного перетворення пройшов не повністю (рис. 3), про що свідчить неоднорідність структури, а також нагромадження однієї фази на іншу (фази різного кольору).
Рис. 3. Мікроструктури спечених компактів сполуки №20ре70-хСихС9 5Bo 5 до відпалу: а — х = 0,5 % ат., б — х = 1 % ат., в — х = 1,5 % ат., г — х = 2 % ат., д — х = 2,5 % ат.
При відпалі відбувається здрібнення структури (рис. 4, а; в; г), зерна фази №2Бе14С набувають більш правильної геометричної форми з тонкою і чіткою границею та мінімальним міжзеренним простором . Розміри зерен коливаються в межах 2,4 ^ 3,4 мкм. Найменші зерна спостерігались у компактах, які містять
1,5 % ат міді, найбільші зерна - при 1 % ат міді (рис. 4, б; в). Збільшення вмісту міді сприяє оптимізації структури: основний об’єм компактів займає ф-фаза (Ш2Ре14С), кількість пор і площа міжзеренного простору мінімальна, границі зерен тонкі і чіткі (рис. 4, 5).
Методом рентгеноспектрального мікроаналізу (рис. 5) встановлено, що зерна правильної форми світлого кольору являють собою зерна ф-фази (№2Ре14С), а зерна темного-сірого кольору відповідають фазі №2Ре17Сх. Наявність фази №2Ре17Сх підтверджує припущення, що перитектоїдне перетворення пройшло не повністю. Результати рентгеноспектрального аналізу показали, що не спостерігається точного збігу зі стехіометричним складом для структурних
складових у спечених компактах. Найбільш точний стехіометричний склад мають зерна ф-фази у зразку № 4 (1,5 % міді) (рис. 4, в), занижена тільки концентрація вуглецю. У міжзеренному просторі спостерігаються включення карбідів (табл. 6).
Проведено дослідження магнітних властивостей НСі і Br у спечених компактах до (після спікання) та після відпалу.
Таблиця 6 - Хімічний склад структурних складових сплаву № 5, мікроструктура якого наведена на рисунку 5
Позначення на рис. 5 Вміст елементів, % ат. Фаза
№ Бе С Си
1 12,8 80,22 6,85 0,12 №2Бе14С
2 11,5 82,75 5,75 - №2Ее14С
3 43,8 0,9 55,3 - Ш2С3
4 13,49 77,02 8,95 0,53 №2Бе14С
5 0,4 76,2 23,4 - Бе3С
6 8,32 91,46 0,22 - №2Ее17
7 35,28 52,92 9,35 2,44 (№,Ее,С,Си)
Рис. 4. Мікроструктури спечених компактів сплаву №20ре70-хСихС9 5Bo 5 після відпалу при температурі 1113 К: а — х = 0,5 % ат., б — х = 1 % ат., в — х = 1,5 % ат., г — х = 2 % ат., д — х = 2,5 % ат.
На рис. 6, а показана залежність величини коерцитивної сили НСі спечених компактів від вмісту міді до й після термообробки. Видно, що значення НСі коерцитивної сили зростає зі збільшенням вмісту міді. Максимальне значення НСі = 110 кА/м до відпалу, НСі = = 264 кА/м після відпалу. Дещо менша величина коер -цитивної сили спостерігається у сплаві з 1 ат. % міді. При подальшому збільшенні концентрації міді в компактах до і після відпалу НСі зростає.
Такі відмінності можна пояснити тим, що для ком -пакта № 2 як до, так і після відпалу спостерігаються найбільші зерна ф-фази (рис. 4, б) та наявність зерен магнітом’якої фази №2Бе17, які сприяють виникненню полів розсіювання. Навпаки, для зразка № 5 спостерігається оптимальна мікроструктура (особливо після відпалу, рис. 4, д) з малими зернами ф-фази й з найменшим об’ємом міжзеренного простору Наявність дефектів структури, включення оксидів і карбідів у міжзеренному просторі, які виступають джерелами утворення доменів зворотної намагніченості, також пояснює малі значення Н .
Окрім підвищення коерцитивної сили, при легуванні міддю спостерігається також зростання залишкової індукції зразків як до, так і після відпалу, (рис. 6, б).
Обговорення
Аналізуючи отримані результати, можна констатувати, що гартування з рідкого стану сплавів №20Ре70-хБ0 5С95Сих дає можливість одержати основну магнітну фазу №2Ре14С безпосередньо з рідини. Крім того, одержання метастабільної ф-фази не виключає кристалізацію фази типу №2Ре17, що відповідає рівноважній діаграмі стану й бере участь у перитектоїдно-му перетворенні (Ре + №2Ре17 + №4РеС6 -о №2Ре14С). Крім наведеного факту, відомо також, що бор і мідь сприяють прискоренню перетворення фази №2Ре17 в №2Ре14С [2, 3]. У цій роботі введено ще один термодинамічний параметр - зовнішній тиск (стиск продуктів гартування в струбцині 5 атм і 30 атм) і досліджується його вплив на процес перитектоїдного перетворення. Необхідно також відзначити, що мідь і залізо, які входять до складу сплавів, є перехідними елемен-
Рис. 6. Графік залежності коерцитивної сили (а) та залишкової індукції (б) від вмісту міді до й після відпалу для компактів,
спечених зі сплаву №20ре70-хСихС9 5В0 5
тами. Відомо також, що в елементарній гратці фази Ре14№2С існують позиції, у яких заміна атомів заліза на атоми міді, наприклад 16К 2 і 8І2 [7] не приводить до істотної зміни ефективних магнітних полів, але може привести до зміни параметрів гратки. Результати розрахунків параметрів гратки фази Ре14Ш2С залежно від вмісту міді показані на рис. 2. Як видно з рисунка відношення с/а у спечених компактах залежить від процентного вмісту міді й тільки після відпалу приходить до табличних значень. Змінюється також вид дифрактограм до відпалу (після спікання) і після відпалу спечених компактів: значно зменшуються флуктуації інтенсивності фону, збільшується «гострота» дифракційних максимумів, а також збільшується інтенсивність максимумів, які відповідають ф-фазі. Це означає, що після гартування з рідкого стану у фазі є надлишкова кількість атомів міді, які при спіканні під тиском не встигають покинути решітку й тільки при тривалому відпалі дифундують на границі зерен, де утворюється складна фаза на основі №, Си, С, Ре, структурний тип якої не встановлений.
У такий спосіб стискувальних напружень сприяють ущільненню зразка й спіканню по границях лусочок, але в той же час дифузійні процеси в напруженому стані ускладнені. У результаті перитектоїдна реакція відбувається не повністю (рис. 3), тому для завершення перитектоїдного перетворення й створення оптимальної структури для одержання високих магнітних властивостей необхідно виконати додатковий відпал після спікання без зовнішніх навантажень.
При спіканні під дією стискальних напруг 5 кгс/см2 і 30 кгс/см2 не виявлено розбіжностей [3] у структурно-фазових складових компактів, але в цілому структура компактів, отриманих при більшій стискальній напрузі, є більш однорідною, пори практично відсутні. При візуальному огляді компакти мали металевий блиск і відрізнялися більшою міцністю.
Порівнюючи магнітні властивості компактів, які були отримані при стискальних напругах 5 кгс/см2 і 30 кгс/см2 [3], видно, що відбувається значне підвищення коерцитивної сили та залишкової індукції (Н = = 240 + 280 кА/м, Бг = 240 + 260 мТл, див. рис. 6, а; б). Це можна пояснити тим, що, по-перше, при більшому стискувальному напруженні покращується щільність компакта, зменшується кількість пор (підвищується значення Б) та міжзеренного простору. По-друге, ми припускаємо (підтверджується результатами рентгеноспектрального аналізу, рис. 5, табл. 6), що при спіканні у міжзеренному просторі утворюєтся парамагнітна фаза з міддю (№, Ре, С, Си), яка перешкоджає утворенню полів розсіювання та доменів зворотної намагніченості ( що підвищує НСі).
Підвищення магнітних характеристик після відпалу можна пояснити оптимізацією структури (рис. 4) та збільшенням у міжзеренному просторі об’ємної частки фази (№,Ре,С,Си), особливо при вмісті 2,5 % ат. міді. Збільшення коерцитивної сили компактів до 40 % (рис. 6, а) після відпалу пояснюється також перетворенням майже всієї кількості магнітом’якої фази №2Ре17 у магнітожорстку фазу №2Ре14С, зменшенням об’єму зернограничних областей і кількості включень
Перелік посилань
1. Current Status of Global NdFeB Magnet Industry[ Proc. of the 18th Int. Workshop on HPMA, September, 2004, Annecy, France, v 1/Y. Luo. - Annecy (France). - 2004. -P. 28-39.
2. Grieb B. As-cast magnets based on Fe-Nd-C / B. Grieb, K. Fritz // J. Appl.Phys. - 1991, Vol. 70. - P. 6447-6449.
3. Ажажа В. М. Исследование структурно-фазовых превращений при спекании в закаленных сплавах системы Nd-Fe-C/ [В. М. Ажажа, Г. П. Брехеря, А. М. Бовда и др.] // Вопросы атомной науки и техники. - Х., 2007. -№ 4. - С. 155-160.
4. Мирошниченко И. С. Определение скорости охлаждения при закалке из жидкого сосотояния / И. С. Мирошниченко, Г. П. Брехеря, Л. Б. Ткаченко // Физика и химия обработки материалов. - 1975. - № 53, вып. 6. -С. 53-56.
5. Виставкіна В. В. Вплив нерівноважних умов охолодження на фазоутворення у легованих міддю магнітот-вердих сплавах системи Nd-Fe-C: дис. ... канд. фіз.-мат. наук : 01.04.07 / Виставкіна Віолета Володимирівна. -Запоріжжя, 2006.
6. Мирошниченко И. С. Закалка из жидкого сосотояния / И. С. Мирошниченко - М. : Металлургия. -1982. -168 с.
7. Магнитные свойства и параметры мессбауровских спектров магнитов R-Fe-B-M : материалы ХІІ Междунар. конф. по постоянным магнитам, май, 1995, Суздаль / А. А. Журавлев, С. М. Маргарян, А. А. Лукин. - Суздаль, 1995. - 60 с.
Одержано 16.G3.2G1G
G. P. Breharya, T V. Gulyaeva, A. G. Ravlik, B. О. Avramenko, T U. Nikolaeva, O. M. Bovda, L.V. Onischenko
THE INFLUENCE OF COMPRESSIVE STRESSES ON PHASE FORMATION AND MAGNETIC PROPERTIES OF ND-FE-C, B, CU SYSTEM ALLOYS SINTERED
COMPACTS
В работе исследовались структурно-фазовые превращения в процессе вакуумного спекания пленок сплавов Nd2gFe70xBg5C9)5Cux, полученных закалкой из жидкого состояния. Перед спеканием пленки слоями укладывали в пресс-форму, уплотняли под прессом (давление З и 3G кгс/см2) и в сжатом состоянии помещали в вакуумную печь. Пленки в исходном состоянии были аморфными или аморфно-кристаллическими с метастабильной фазой Nd^e^. При спекании происходит кристаллизация аморфной составляющей, а также рост метастабильной фазы за счет перитектоидного превращения (Fe + Nd2Fe17 + Nd4FeC6 ^NdFe^). Увеличение содержания меди в сплаве ускоряет перитектоидное превращение. Повышение сжимающих напряжений способствует уплотнению компактов и увеличению магнитных свойств (Н, B ) росту коэрцитивной силы Н и остаточной индукции Br печенных компактов по ле отжига.
Ключевые слова: спекание, перитектоидное превращение, сжимающие напряжения, коэрцитивная сила, остаточная индукция.
The structure-phase transformations ofNd2GFe7G-xBG, 3C9,3Cux alloys melt-spun film during vacuum sintering process were researched. Films were layered in press-form, compacted under press (the pressure З and 3G kgf/cm2) and in compressed condition were placed in vacuum furnace. The films were amorphous or amorphous-crystalline in initial state with Nd2Fe14С metastable phase. Under sintering the crystallization of amorphous constituent as well as growth of the metastable phase occur due to peritectoid transformation (Fe + Nd2Fe17 + Nd4FeC6 ++ Nd2Fe14С). The alloys copper content increasing accelerates the peritectoid transformation. Enhancement of compressive stresses favors densifying of the compacts and improvement of their magnetic properties (coercivity Н and remanence B ) after sintering.
Key words: compressive stresses, vacuum sintering, peritectoid transformation, coercive force, remanence.
карбідів і оксидів, а також збільшенням довжини границь зерен фази №2Ре14С (див. рис. 4).
Висновки
1. Легування бором, міддю та гартування із рідкого стану сплавів №-Бе-С дає змогу отримати основну магнітну фазу №2Ре14С безпосередньо з рідкого стану, не виключаючи кристалізацію магнітом’ якої фази Ш/е,.
2. Пресування ЗРС лусочок під тиском 5 кгс/см2 і 30 кгс/см2 і спікання при температурі перитектоїдного перетворення 1073 + 1173 К, з одного боку, дає змогу отримати ущільнений зразок з хорошим спіканням по границях лусочок, з іншого боку, під впливом стискальних напруг процес перитектоїдного перетворення затримується.
3. Відпал спеченого компакту без стискувальних напружень приводить до прискорення перитектоїдно-го перетворення, а також до формування структури зі складною неферомагнітною фазою на основі Бе, Си, № по границях зерен, яка перешкоджає отриманню доменів зворотної намагніченості.
4. Стискальні напруження при спіканні та легування міддю і бором дають змогу підвищити магнітні характеристики в 2 рази після відпалу.
