Магнитный гистерезис микрогетерогенных систем на основе 3d- и 4f- переходных металлов

• Автор: Семенова, Елена Михайловна
• Шифр специальности: 01.04.11
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2000
• Место защиты: Тверь
• Количество страниц: 136 с. : ил.

СОДЕРЖАНИЕ
ВВЕДЕНИЕ
ГЛАВА 1. СТРУКТУРА И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ
НА ОСНОВЕ РЗМ И Зё-МЕТАЛЛОВ
§ 1Л. Кристаллическая структура и магнитные свойства
соединений Л-Со
§ 1.2. Процессы перемагничивания квазибинарных соединений
Я(Со,СиД
§1.3. Структура и магнитные свойства сплавов (К,Ег)(Со,Си,Ее)2
1.3.1. Химический состав, магнитные свойства и термические обработки
1.3.2. Микроструктура и фазовый состав
1.3.3. Формирование высококоэрцитивного состояния
1.3.4. Доменная структура и процессы перемагничивания
1.3.5. Угловые зависимости коэрцитивной силы
§ 1.4. Основные механизмы магнитного гистерезиса
ЗАКЛЮЧЕНИЕ ПО ОБЗОРУ И ПОСТАНОВКА ЗАДАЧИ
ИССЛЕДОВАНИЯ
ГЛАВА 2. МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ЭКСПЕРИМЕНТА
§ 2.1. Приготовление образцов
§ 2.2. Магнитные измерения
§2.3. Структурные исследования
ГЛАВА 3. ПРОЦЕССЫ ПЕРЕМАГНИЧИВАНИЯ СПЛАВОВ (КгХСоЦиДеД В ПРОИЗВОЛЬНО ОРИЕНТИРОВАННЫХ
ПОЛЯХ
§3.1. Выбор объектов исследования и аттестация образцов
§ 3.2. Угловые зависимости магнитных характеристик
3.2.1. Угловые зависимости коэрцитивной силы

3.2.2. Зависимости остаточной намагниченности от величины и
направления размагничивающего поля
§ 3.3. Доменная структура
§ 3.3. Процессы перемагничивания во вращающемся постоянном
поле
3.3.1. Экспериментальные кривые он(ф)
3.3.2. Модель процесса перемагничивания
3.2.3. Модельные кривые он(ф)
§ 3.4. Процессы перемагничивания в поле, действующем под углом
кОЛН
3.4.1. Экспериментальные и модельные кривые оф(Н)
3.4.2. Вклад процессов вращения вектора Ц
Глава 4. МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ
ПЕРЕМАГНИЧИВАНИЯ ГЕТЕРОГЕННЫХ СИСТЕМ
§ 4.1. Процессы перемагничивания спеченных гетерогенных композиций на основе порошков сплавов РЗМ с Зё-металлами
4.1.1. Характеристики объектов исследования
4.1.2. Угловые зависимости магнитных характеристик
§ 4.2. Теоретические расчеты угловых зависимостей
коэрцитивной силы гетерогенных систем
4.2.1. Алгоритм расчета
4.2.1. Моделирование угловых зависимостей коэрцитивной силы
ВЫВОДЫ
СПИСОК ЦИТИРОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

ВВЕДЕНИЕ
Редкоземельные металлы (РЗМ, R) и их сплавы занимают важное место в современном металловедении. Сплавы редкоземельных металлов составляют обширный класс магнетиков и обладают широким спектром уникальных магнитных характеристик [1-9], благодаря которым они эффективно используются в ряде современных отраслей промышленности - металлургии, приборостроении, авиационной и космической технике, атомной энергетике, электронике и в ряде других.
На основе сплавов редкоземельных металлов с металлами группы железа разработан ряд современных магнитотвердых материалов, к их числу относятся SmCo5, Sm-Zr-Co-Cu-Fe и Nd-Fe-B [10-12].
Рекордные значения максимального энергетического произведения (ВН)тах = 50 МГс-Э реализованы в порошковых постоянных магнитах на основе сплавов Nd-Fe-B [13, 14]. В последние годы постоянные магниты этого типа нашли очень широкое промышленное применение в связи с их экстремальными свойствами и низкой стоимостью по сравнению с магнитами, содержащими кобальт. Однако существенным недостатком постоянных магнитов Nd-Fe-B является низкая температурная стабильность магнитных характеристик вследствие невысоких значений температуры Кюри (Тс ~ 300°С) и коэрцитивной силы (Нс ~ 9 кЭ), что в значительной мере ограничивает область их практического применения.
Наиболее перспективными для высокотемпературных применений являются постоянные магниты типа Sm-Zr-Co-Cu-Fe, которые наряду с достаточно высокими значениями максимального энергетического произведения (ВН)тах = 30-38 МГс-Э характеризуются высокой температурной стабильностью характеристик благодаря величине температуры Кюри более 800°С.
Исследованиям структуры и магнитных свойств сплавов и порошковых постоянных магнитов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z посвящено большое число работ. Однако целый ряд вопросов, касающихся кинетики формирования структуры,

туры обусловлена тонкой "ячеистой" структурой составляющей В. В образцах с большим объемным содержанием составляющей В в ее центральных областях наблюдается доменная структура равновесной конфигурации с низкой коэрцитивностью доменных границ, что связано с неоднородностями химического состава и тонкой микроструктуры.
В работе [61] на основе анализа н,кЭ
процессов перестройки доменной структуры для литых образцов (8т,гг)(Со,Си,Ре)2, подвергнутых термообработкам по режимам ТО-1 и ТО-2 в течение 20 часов, построены диаграммы изменения диапазонов локальной коэрцитивности доменных границ составляющих А и В от стехиометрического соотношения г сплавов (рис. 19). Установлены следующие закономерности.
Для всех образцов составляющая А перемагничивается в узком интервале полей. С увеличением стехиометрического соотношения г спла-
Рис.19. Интервалы коэрцитивности доменных границ составляющих А и В образцов Smo>85Zro,i5(Coo,7oCu0,o9Feo,2i)z, подвергнутых ТО-1 (а) и ТО-2(б) [61]
вов, то есть с уменьшением объемного содержания А, нижняя и верхняя граница интервала коэрцитивности возрастает. Проведение медленного охлаждения также повышает как верхнюю, так и нижнюю границу этого интервала. Интервал полей перемагничивания составляющей В существенно зависит от величины z. С ростом z и увеличением в образцах объемного содержания В интервал коэрцитивности доменных границ в ней заметно расширяется, причем нижняя граница падает, а верхняя растет. После медленного охлаждения