Структура и магнитные свойства сплавов системы R-Fe-B (R- Nd, Pr), подвергнутых интенсивной пластической деформации

• Автор: Гундеров, Дмитрий Валерьевич
• Шифр специальности: 01.04.07
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2000
• Место защиты: Уфа
• Количество страниц: 143 с. : ил.

ОГЛАВЛЕНИЕ
Введение
1. Литературный обзор
1.1. Сплавы системы Л-Бе-В, их фазовый состав и свойства
1.2. Методы получения и микроструктура высококоэрцитивных
сплавов Я-Ге-В
1.2.1. Зависимость магнитных гистерезисных свойств сплавов Я-Ге-В
от микроструктуры
1.2.2. Микроструктура и магнитные свойства магнитотвердых Ы-Ре-В сплавов, полученных методами порошковой металлургии и горячей деформацией
1.2.3. Микроструктура быстрозакаленных сплавов БСЕе-В
1.2.4. Микроструктура и гистерезисные свойства НК Я-Ре-В сплавов, подвергнутых интенсивному шаровому размолу
1.3. Нанокристаллические материалы, полученные интенсивной пластической деформацией
1.3.1. Методы интенсивной пластической деформации
1.3.2. Микроструктура и свойства материалов, подвергнутых ИПД
1.4 Постановка задачи исследований
2 Материалы и методики эксперимента
2.1 Материалы исследования
2.2 Методика интенсивной пластической деформации и
термообработки
2.3 Методики структурных исследований
2.4 Методика исследований магнитных свойств

3. Влияние интенсивной пластической деформации кручением и последующих отжигов на фазовый состав сплавов Г{-Кс-В
3.1. Фазовый состав сплавов в исходном состоянии
3.2. Изменение фазового состава сплавов в результате ИПДК и последующих отжигов по данным рентгеноструктурного анализа
3.3. Термомагнитный фазовый анализ деформированных сплавов
3.4. Обсуждение результатов РСА и ТМА исследований
4. Микроструктура сплавов Я-Ре-В, подвергнутых ИПДК и последующим отжигам
4.1. Микроструктура и микротвердость сплавов в исходном состоянии
4.2. Изменение микроструктуры сплавов в результате ИПДК
4.3. Влияние отжигов на микроструктуру деформированных сплавов
4.4 Обсуждение результатов структурных исследований
5. Магнитные гистерезисные свойства сплавов К-1с-Н. подвергнутых интенсивной пластической деформации и отжигам
5.1. Изменение гистерезисных свойств сплавов в результате ИПДК
5.2. Изменение гистерезисных свойств деформированных сплавов в результате отжигов
5.3 Связь изменений магнитных гистерезисных свойств с изменениями структуры сплавов при ИПДК и последующих отжигах
Выводы
Список литературы

ВВЕДЕНИЕ
Актуальность темы. Сплавы систем Д-Ре-В (где И -редкоземельные элементы Ш, Рг) с основной фазой ДгИемВ имеют большое научное и практическое значение как материалы, из которых изготавливаются постоянные магниты с рекордными характеристиками [1-3]. Исследованию данных сплавов и различных методов достижения их высококоэрцитивного состояния посвящено большое число работ, в частности [1-10]. Дальнейшее повышение магнитных свойств Д-Ре-В сплавов связывают с формированием в них нанокристаллической (НК) структуры [5-8], при которой наблюдается повышение остаточной намагниченности вследствие эффекта межзеренного обменного взаимодействия [5 - 7]. В настоящее время основным способом
промышленного производства нанокристаллических магнитовердых Д-Ре-В сплавов является метод быстрой закалки тонких лент [5, 8]. Другим способом получения Д-Ре-В сплавов в РК состоянии является метод интенсивного шарового размола порошков [9, 10]. Авторы [10] отмечали, что в результате интенсивного размола сплава наряду с измельчением зерна до Р1К размеров, наблюдается распад основной фазы Д2Ре14В с образованием фазы а-Ре. Однако, из-за высокой дисперсности порошков и их сильного загрязнения примесями, методами рентгенографии и электронной микроскопии не удалось достоверно установить, какова вторая компонента распада.
Альтернативными способами получения НК материалов являются недавно развитые методы интенсивной пластической деформации (ИПД) [11 - 14], в частности, интенсивная пластическая деформация кручением (ИПДК) под высоким давлением [11-13]. Методы ИПД имеют ряд преимуществ и особенностей, по сравнению с другими методами получения НК материалов: они позволяют получать монолитные объемные

Полученные в работах [58, 69] данные позволили предложить схему эволюции дефектной структуры материалов при ИПД. Основная идея данной схемы - трансформация ячеистой структуры в зеренную, когда плотность дислокаций в ячейке достигает некоторой критической величины. На границах ячеек накапливаются дислокации одного знака, что приводит к увеличению разориентировок и трансформации ячеистой структуры в субмикроозернистую. Схожая стадийность формирования структур обнаружена при ИПДК интерметаллида Мп-А1-С [78]. Однородная наноструктура в этом материале формируется после деформации с 5 - 10 оборотами наковален (п). Существенного различия в структуре материала, подвергнутого деформации с п = 10 и 40 оборотов не наблюдается. Нет также разницы между поверхностными и внутренними слоями диска. Отсутствие изменений в структуре и микротвердости, начиная с некоторых значений п, свидетельствует о том, что структурное состояние становится устойчивым при данных условиях деформации и решеточные дислокации эффективно трансформируются в зернограничные.
В работах [63, 79, 80] отмечено, что границы зерен в
наноструктурных металлах, полученных ИПД, являются сильнонеравновесными. При размерах зерен около 100 нм, можно говорить, что структура материала состоит из центральных частей зерен с совершенной кристаллической решеткой и областей вблизи границ зерен, шириной в несколько нанометров, с упругоискаженной решеткой. Если размер зерен уменьшается до 10-20 нм, то дисторсии и дилатации кристаллической решетки охватывают все зерно. Решетка теряет строгую периодичность и Ж материалы приобретают псевдоаморфную структуру. Последнее было экспериментально подтверждено РСА и ПЭМ исследованиями наноструктурных образцов, полученных консолидацией методом ИПД порошков, имеющих чрезвычайно малый размер зерен (меньше 15-20 нм) [81].