Авиа

Архив рубрики «Материалы для магнитных головок»

Имеет высокую температуру Кюри (~973 К) и обладает хорошей температурной стабильностью магнитных свойств в интервале температур 77— 573 К.

Высокой коррозионной стойкостью в условиях повышенной влажности, воздействия инея и росы, соляного тумана и ряда других агрессивных сред обладают ферриты, широко применяемые  для   различных   элементов радиоаппаратуры и приборостроения — катушек  индуктивностей, твердотельных ферритовых СВЧ-приборов и т. п. Указанные среды не оказывают существенного влияния на ферриты, имеющие незначительную пористость (<5%), а также на ферриты, для которых величины удельного электросопротивления р, диэлектрической проницаемости е и тангенса угла диэлектрических потерь tg бе несущественны. К таким ферритам относятся ферриты с ППГ и магнитножесткие ферриты, параметры которых не изменяются даже при погружении их в воду. Однако при значительной величине открытой пористости (>>5%) для ферритов с высокими значениями удельного электросопротивления (выше, чем у воды), низкими значениями диэлектрической проницаемости и тангенса угла диэлектрических потерь, работающих в диапазоне высоких и сверхвысоких частот, увлажнение представляет серьезную опасность. Это связано с изменением на 1—2 порядка величины tg бе уже при незначительном увлажнении, что влечет за собой изменение параметров ферритов, которые сильно зависят от удельного электросопротивления, диэлектрической проницаемости и тангенса угла диэлектрических потерь.

Он становится меньше, если материал подвергнуть пластической ‘ деформации при />МП. В этом случае мартенситное превращение начинается при некоторой температуре Л4Д>МН во время де-

формации; соответственно деформация мартенсита ниже температуры Мк приводит к тому, что обратное мартенситное превращение начинается при температуре Лд<Лы (рис. 54). Пластическая деформация создает поле внутренних напряжений, которые добавляются к выигрышу в свободной химической энергии при превращении Д/*>. Чем меньше разность Т0—Мж, тем меньшая величина A/V требуется для мартенситного превращения. Выше температуры Мя превращение во время пластической деформации не происходит.

Предельным случаем является образование, термоупругого мартенси.та только благодаря напряжениям, вызванным пластической деформацией в отсутствие химической движущей силы Д/>, и его исчезновение при снятии напряжений (мартенситное превращение в AgZn).

Эффект ПМФ связан с деформацией путем двойнико-вания при приложении механической нагрузки и устранением этих двойников при нагревании, т. е. при нагревании восстанавливается исходная ориентировка (проявляется «память»). На рис. 55 видно, что деформация выше Мн не приводит к полному восстановлению формы. Для получения полного эффекта ПМФ деформацию нужно проводить в области стабильного мартенсита, т. е. ниже Мк- Вообще деформация имеет смысл либо в интервале Ма—Мк, либо ниже Мк, потому   что в этих

случаях зарождаются кристаллы мартенсита, которые ориентированы на максимальное изменение формы, и исчезающие при нагреве после деформации, что приводит к восстановлению исходной формы.

Для прокладок используют электропроводящие и изоляционные материалы. Для рабочих зазоров применяют оба материала, а для дополнительных зазоров — только изоляционные. К наиболее применимым электро-

проводящим материалам относятся серебро, медь, бронза, сталь 40ХНЮ, к изоляционным — слюда, лавсан, стекло, моноокись кремния.

Недостаток проводящих   прокладок — дополнительные потери мощности из-за вихревых токов.

ПОСТОЯННЫЕ МАГНИТЫ

НА ОСНОВЕ РЕДКОЗЕМЕЛЬНЫХ ЭЛЕМЕНТОВ

В связи с широким применением постоянных магнитов в современной технике ведутся интенсивные поиски новых высококоэрцитивных материалов. К ним относятся прежде всего химические соединения редкоземельных элементов (РЗЭ) с кобальтом [SmCos, Sm2(Co, Fe)i7 и др.]. Магниты на базе этих соединений все чаще используют как источники постоянного магнитного поля в измерительных приборах, аппаратах магнитной записи, ЭВМ, магнитных линзах электронных микроскопов, лампах бегущей волны, гироскопах, акселерометрах, акустических системах, двигателях коррекции, магнитных часах и др.

При наличии когерентности решеток новой и матричной фаз изменение свободной энергии системы определяется слагаемыми &FV и AFE, a AFS можно пренебречь, так как ее величина мала.   Так, поверхностная энергия двойниковой границы, которая, является примером полностью когерентной  поверхности    раздела,    составляет обычно сотые доли поверхностной энергии «средней» высокоугловой  границы.  Например, удельная поверхностная энергия когерентной двойниковой    границы между мартенситом и аустенитом в стали равна 240 Дж/м2, а энергия  поверхности  раздела   (некогерентная  граница) между ферритом и цементитом составляет 13 500 Дж/м2. При отсутствии когерентности решеток старой и новой фаз AFE стремится к нулю вследствие    релаксации упругих напряжений на межфазных границах, и изменение свободной энергии системы определяется в выражении (10.1) слагаемыми AFV и AFg.

В то же время рост кристаллов мартенсита практически прекращается с нарушением когерентности. По мере роста мар-тенситного кристалла на его границе увеличивается упругая энергия деформации, пока не будет достигнут предел текучести, что приведет к замене когерентной границы на полукогерентную, а затем и полностью некогерентную. Когерентный рост кристаллов мартенсита нарушается и на границах исходных зерен матричной фазы, так как этим границам свойственно неупорядоченное расположение атомов. Для роста кристалла в условиях неупорядоченности требуются значительно большие смещения атомов по сравнению с его ростом при-наличии двойниковой границы между фазами. При низких температурах фазового превращения большие смещения атомов невозможны.

Рассмотренные выше пермаллоевые сплавы с наименьшей чувствительностью к облучению имеют высокую радиационную стойкость вплоть до 200° С.

Среди других типов магнитномягких сплавов высокую стойкость к облучению быстрыми нейтронами при температурах до 100° С имеют сплавы 49КФ, 16ЮХ и трансформаторная сталь, а при 100—300° С — сплав 12Ю (табл. 12).

При облучении магнитномягких сплавов тяжелыми заряженными частицами (протонами, дейтронами и др.) с энергией 104—107 эВ, а также р-частицами и 7_кван_ тами с энергией 105—107 эВ при температурах выше 50° С качественная картина изменения магнитных свойств имеет тот же характер, что и в рассмотренном выше случае бомбардировки "быстрыми нейтронами, однако эффективность по дозе облучения в случае |3-ча-стиц и у-квантов примерно на два порядка ниже. Бомбардировка (3-частицами и у-квантами при температурах ниже 50° С приводит к изменению магнитных свойств, но не непосредственно при облучении, а при последующем нагреве до 50—100° С.

Бомбардировка медленными нейтронами оказывает слабое влияние на магнитные свойства сплавов.

Коррозионностойкие магнитномягкие сплавы используют в качестве магнитопроводов различных систем управления, якорей и электромагнитов магнитопроводов, пневматических, электропневматических, электромагнитных и гидравлических клапанов и различных запирающих устройств, деталей электрических машин и других-магнитных деталей авиационного приборостроения, работающих без защитных покрытий в условиях высокой влажности и температуры, в морской воде и некоторых кислых средах.

Наиболее широкое применение для этих целей получили никелькобальтовый сплав 36КНМ (0,03%- С; 36% Со; 22% Ni; 3% Mo; ост. Fe) и сталь ферритного класса 16Х (0,015% С; 16% Сг; ост. Fe). Оба сплава имеют структуру однофазных твердых растворов: сплав 36КНМ — у-твердый раствор с г. ц. к. решеткой и сплав 16Х — а-твердый раствор с о. ц. к. решеткой.

Сплав 36КНМ коррозионностоек в морской воде (скорость коррозии составляет мм/год) и применяется главным образом для деталей, работающих в морском тумане.

Сплав 16Х обладает высокой коррозионной стойкостью во многих агрессивных средах, в том числе в среде повышенной влажности (до 98%), в тропических условиях, при воздействии инея и росы, в морском тумане, бидистилляте воды при температурах до 200° С и давлении до 19,62 МПа, жидкой и газообразной фазе продукта «меланж», растворе едкого кали при температуре до 110 °С и в присутствии кислорода. Скорость коррозии сплава 16Х в названных средах мала— 0,001 — 0,003 мм/год, что позволяет применять его для изготовления деталей, работающих при высокой влажности, в бидистилляте воды и аммиака при обычных и повышенных температурах и давлении, а также кислотных, окислительных и других агрессивных средах.

Для работы в этих средах сплав 16Х используют вместо нержавеющих сталей марок 0X13, 1X13, 17Х и низкоуглеродистых        электротехнических

сталей марок «Э».

Определяются совместным действием упругой и граничной энергий. Минимальная упругая энергия соответствует частицам пластинчатой формы, минимальная граничная энергия-частицам сферической формы, так как сфера при том же объеме имеет минимальную поверхность.

Величина AFE состоит из двух слагаемых, одно из которых / связано со сдвигом при превращении, другое q — с изменением объема. Если представить кристалл мартенсита в виде эллиптического цилиндра с диаметрами поперечного сечения а и Ъ {а~>Ь) и длиной, равной единице, to-AFe, отнесенная к единице объема, равна

Суть термоупругого мартенситного превращения заключается в следующем. Связанное с ростом кристаллов мартенсита увеличение энергии упругой деформации &FE и уменьшение свободной химической энергии A/v могут на определенном этапе превращения при достижении определенной температуры привести к равенству /S.Fv=^Fe еще до нарушения когерентности матричной и новой фаз. Тогда результирующая движущая сила превращения AF становится равной нулю, и превращение прекращается. Устанавливается равновесие между фазами. Это равновесие является термоупругим, так как оно смещается в зависимости от температуры. При понижении температуры. Д/V становится больше AFE, и кристаллы мартенсита начинают вновь расти до установления нового равновесия. При повышении температуры А/гу<Л/7е и кристаллы новой фазы сокращаются, что приводит к уменьшению AFE, пока вновь не установится равенство AFV=AFE.

Наиболее известные сплавы с эффектом ПМФ, а также температуры прямого и обратного мартенситных превращений с целью придания эффекта ПМФ приведены в табл. 13.

Эффект ПМФ сильнее всего проявляется в сплаве Ti—Ni (никелид титана). Максимальное значение эффекта достигается при-ц i oc                                       > \ стехиометрическом составе. Температуры прямого и обратного мартенситных превращений в сильной степени меняются при отклонениях от стехио-метрического состава (рис. 57), т. е. эффект ПМФ существует в очень узком интервале концентраций. Температуру Ма существенно понижает термоциклирование в интервале температур мар-тенситного превращения, т. е. его влияние можно сравнить с влиянием деформации на превращение. Мартенситные пластины с увеличением количества термоциклов становятся меньше, т. е. формируется более тонкая двойниковая структура мартенсита (рис. 58). Изменение объема при мартенситном превращении составляет AV= (0,6+0,2) %. Температурный интервал придания эффекта ПМФ равен 550—600° С. При этих температурах релаксируют упругие напряжения, исчезают двойники деформации, материал пластичен и мало окисляется на воздухе.

Основные свойства никелида титана , следующие: температура плавления 1250—1310° С; плотность 6440 кг/ /м3;    удельное    электрическое    сопротивление р=65+

тепла антеннах космических кораблей. Предполагается использовать никелид титана в качестве материала орбитального радиотелескопа диаметром 1,8 км.

Наиболее существенное влияние на магнитные свойства сплавов оказывает бомбардировка быстрыми нейтронами (бн) с энергией 105—107 эВ. В табл. 12 приведена радиационная стойкость ряда магнитномягких сплавов в двух температурных интервалах при облучении .быстрыми нейтронами при отсутствии внешнего магнитного поля.

Наибольшей чувствительностью при облучении быстрыми нейтронами обладают высокопроницаемые пермал-лоевые сплавы 79НМ, 80НМ, 77НМЮ и др. в виде ленты толщиной ^=0,05 мм. Резкое ухудшение магнитных –свойств наблюдается уже при дозах облучения 1014— —1015 бн/см2. При этом изменение свойств пермаллоевых сплавов тем больше, чем выше их исходный уровень. Коэрцитивная сила является радиационно более чувствительным параметром, чем намагниченность, так как она более чувствительна к возникающим при облучении структурным дефектам (точечные и тепловые дефекты, уменьшение размеров зерен, увеличение суммарной протяженности их границ, образование дислокационных петель и структурных упругих зон- вокруг дефектов . и т.д.), которые затормаживают смещение границ доменов при намагничивании. Характер изменения свойств при облучении во внеш; нем магнитном поле неоднозначен. Это связано с тем, что наряду с дестабилизацией структуры вследствие возникновения радиационных дефектов, как правило, имеют место и обратные процессы — стабилизации структуры, являющиеся результатом накопления вакансий и ускорения диффузионных процессов, особенно в случае температурной активации. Какой из этих процессов преобладает, тот и определяет характер изменения свойств. Так, при облучении малыми дозами при температурах ^100° С наблюдается увеличение остаточной индукции Вг и магнитной проницаемости \imax и падение коэрцитивной силы Нс: Однако увеличение дозы облучения приводит к обратным изменениям: \imax падает, а Яс возрастает.

Реализуется в сплавах, которым свойственны следующие особенности:

1)   при прямом мартенситном превращении фиксируется термоупругий мартенсит;

2)   температурный гистерезис превращения невелик;

3)   пластическая деформация в мартенситной фазе реализуется через двойникование;

4)   объемный эффект превращения, связанный с разностью удельных объемов мартенсита и матричной фазы, невелик;

5)   прямое и обратное мартенситные превращения протекают при сравнительно низких температурах, исключающих релаксационные процессы.

Эффект ПМФ прежде всего связан с особенностями термоупругого мартенсита, – который фиксируется в интерметаллических- соединениях с упорядоченной структурой типа хлористого цезия CsCl. Необходимое условие существования термоупруг’ого мартенсита — когерентность кристаллических решеток мартенсита и матричной фазы, т е. когерентность межфазных границ (рис. 51), На начальных стадиях фазового превращения зародыш новой фазы сохраняет когерентность с матрицей. Однако по мере его роста это условие будет зависеть от составляющих энергетического баланса превращения.

Центры новой фазы зарождаются и растут, если при этом уменьшается свободная энергия системы, изменение которой при фазовом превращении подчиняется соотношению

нальна объему    выделившейся новой фазы.

Решение поставленных задач будет осуществляться, по-видимому, путем проведения следующих мероприятий: более широкого применения смесей. РЗЭ; разработки спеченных и дис-персионно-твердеющих магнитов на основе фаз типа R2(Co, Fe)i7 прежде всего с участием самария; дальнейшего совершенствования технологии (методов измельчения, спекания, термической обработки, предварительной стабилизации); применения магнитов на основе R—Со-порошков с металлическими и органическими связками.

Многие магнитномягкие материалы авиационного приборостроения работают в сложных условиях одновременного воздействия агрессивной среды, температуры и давления. Такие материалы наряду со стабильностью магнитных характеристик должны иметь высокую коррозионную стойкость в различных эксплуатационных средах — условиях высокой влажности, морской воде и др. В противном случае воздействие агрессивной среды может привести к необратимым изменениям кристаллической структуры ферромагнетика: образованию окислов, перераспределению примесей и легирующих элементов и другим нежелательным явлениям, сопровождающимся ухудшением магнитных свойств.

Критерий оценки стабильности магнитного материала — относительное изменение его свойств в течение заданного отрезка времени, которое оценивается коэффициентом временной стабильности. Магнитные материалы считаются стабильными, если магнитная проницаемость их в течение года изменяется не более чем на 0,1-0,2%.

Как показали исследования, магнитная структура соединений состоит из двух подрешеток: R- и Со-подре-шетки, причем в каждой из них магнитные моменты атомов параллельны друг другу (рис. 49). В соединениях RCo5 с легкими РЗЭ магнитные моменты Со- и /?-подре-шеток параллельны, что обеспечивает соединению RC05 ферромагнитные свойства. Интенсивность намагничивания в этих соединениях постоянно увеличивается с понижением температуры. В соединениях же гадолиния и более тяжелых РЗЭ магнитные моменты подрешеток антипараллельны, что обусловливает антиферромагнитные свойства соединения RCo?,. В этих соединениях намагничивание уменьшается с температурой и имеются точки компенсации, т. е. температуры, где намагниченности магнитных подрешеток компенсируются. Следовательно, ‘ существует возможность регулирования величины намагничивания при заданной температуре путем легирования соединения RC05 легкими и тяжелыми РЗЭ в определенных     соотношениях.     Например,    в     соединении

анизотропии и магнитной энергии, теоретический максимум которой ВНтах может достигать 286,6 Тл-кА/м.

Структура и свойства фаз типа R2Coi7

Соединения типа /?2Co,i7. обладают   гексагональной либо ромбоэдрической структурой, причем первая более предпочтительна для тяжелых РЗЭ, а вторая—для легких. Некоторые же соединения могут существовать при комнатной    температуре в .обеих   формах.    Магнитная структура соединений типа к2Соп состоит также из двух подрешеток, в которых спиновой момент атомов РЗЭ ан-типараллелен магнитному    моменту    атомов кобальта. Фазы типа R2Con представляют интерес как перспективный   магнитный   материал,    поскольку   обнаруживают большую намагниченность насыщения (у S1TI2C017 1,2 Тл, у Y2Coi7 1,39 Тл)  и    высокие   точки   Кюри   (у  Y2Coi7 1213 К, у Siri2Coi7 1193 К). Так как  концентрация 3d-электронов в соединениях    типа R2Coi7 более высокая, чем у фаз i?Co5, то в большинстве   соединений   R2Con намагниченность насыщения больше,   чем- у фаз RCo$.

Опыт показал, что с измельчением частиц до определенного предела (например, в сплаве YC05 до 4— 6 мкм) коэрцитивная сила повышается, однако затем начинает уменьшаться, по-видимому, из-за возрастания роли дефектов решетки и поверхностных искажений (острые углы, мелкие трещины, окисленные участки) в процессах зарождения доменов обратной намагниченности.

Параллельная ориентация частиц в направлении оси легкого намагничивания достигается прессованием порошков в «магнитном поле. Для повышения плотности магнитов проводят спекание.

В настоящее время широко используют следующие технологические схемы получения порошковых магнитов.

По первой схеме изготовляют два типа порошков сплавов, один из   которых—-требуемого   конечного   состава   (например,   SmCo5),

а другой — обогащенный самарием [60% (по массе) Sm + 40% (по массе) Со]. Это делают с учетом, что в процессе изготовления магнитов часть самария окисляется и уходит в окисел Sm203- Эти порошки тщательно перемешивают, в результате чего смесь приобретает средний состав [~63% (по массе) Со, 37% (по массе) Sm]. Затем порошок помещают в резиновые трубки, ориентируют его в магнитном поле’ напряженностью 4776—7960 кА/м для получения магнитной текстуры, вакуумируют и гидростатически прессуют при давлении ~1,4 ГПа, Затем ведут спекание при температуре 1373 К в течение 0,5—1 ч в атмосфере аргона высокой чистоты. Спекание может происходить с участием жидкой фазы (жидкофазное спекание).. В результате указанного технологического процесса получают хорошо текстурованный поликристаллический материал с высокими магнитными свойствами (см. табл. 10).

В настоящее время для изготовления магнитов типа RC05 и др. широко используют метод порошковой металлургии. Технологический процесс состоит из следующих этапов: приготовления сплавов, измельчения их в порошок нужной, дисперсности и изготовления из него магнитов прессованием и спеканием. Сплавы получают в дуговых или индукционных печах при избыточном давлении инертного газа (аргона или гелия) с целью уменьшения потерь РЗЭ из-за большой их летучести и активного взаимодействия с кислородом. Слитки после гомогенизации (900—1000° С, 100 ч) измельчают в порошок в шаровой или вибромельнице. Для предотвращения окисления порошков размол ведут в атмосфере инертного газа или в органической жидкости (например, изо-пропиловом спирте). Наиболее приемлем размер частиц порядка размеров магнитных доменов (~ 1 мкм), поскольку в данном случае коэрцитивная сила характеризуется наибольшими значениями, так как она обусловливается когерентным вращением вектора намагниченности внутри домена против сил анизотропии. Здесь отсутствуют процессы перемещения доменных границ, облегчающие перемагничивание.

Может вызвать следующие основные эффекты в металлах:

1.  Ионизацию атомов в результате упругого столкновения космической частицы с орбитальными электронами. При этом легче всего «отрываются» Наружные электроны. Если в конструкционных материалах ионизация не имеет существенного значения, то в приборных материалах, например полупроводниках, изоляторах, магнитных материалах, она может оказать значительное влияние на свойства. Так, в полупроводниках и изоляторах смещенные электроны могут попасть в зону проводимости, что сделает эти материалы проводниками. В магнитных материалах ионизация может повлиять на характер обменного взаимодействия электронов соседних атомов и, следовательно, на магнитные свойства.

2.  Образование точечных дефектов кристаллического строения — «пар Френкеля» в результате упругого взаимодействия космической частицы с ядром ионизированного атома. Этот эффект оказывает решающее влияние на механические свойства конструкционных материалов (понижается пластичность, возрастает вероятность хрупкого разрушения, повышается электросопротивление). Вместе с тем этот эффект приводит к ухудшению магнитных свойств.

3.  Распыление поверхности в результате отрыва поверхностных атомов при ударе с космической частицей (например, с протонами со сравнительно небольшой энергией, равной 100 кэВ). Распыление вследствие космической радиации, как -правило, невелико (1 мкм/год), но оно меняет физические (прежде всего, оптические) свойства поверхности и оказывает поэтому нежелательное влияние на работу таких систем, как солнечные ба-

тареи, зеркала и др., где имеет значение качество поверхности. Этот эффект не должен оказывать существенного влияния на магнитные свойства.

4.  Внедрение космической частицы внутрь материала, что сопровождается упругими колебаниями кристаллической решетки и приводит к тепловому эффекту при облучении. Возможно местное повышение температуры до 10 000 К за время Ю-11 с, что может привести к испарению атомов с поверхности в момент образования «термического» пика. Влияние этого эффекта, как и предыдущего, на магнитные свойства не изучено.

5.  Образование новых элементов в делящихся материалах в результате распада ядра при неурругих столкновениях с космическими’ частицами. Это не только изменяет структуру и свойства металлов, но и приводит к ядерному превращению.

36КНМ и 16Х для получения указанных оптимальных магнитных характеристик достаточно сложна.

Термообработку сплава 36КНМ. проводят в среде водорода с точкой росы не более =—50° С. Сплав нагревают с произвольной скоростью до 1100° С, выдерживают в течение 10 ч и затем ведут контролируемое охлаждение со скоростью 100° С/ч до температуры 700° С, а далее — со скоростью 500—600° С/ч.

Термообработку ферритной стали 16Х осуществляют в вакууме с остаточным давлением не более 0,0133 Па. Сталь нагревают до 1200° С с произвольной скоростью, выдерживают в течение 4 ч, а затем проводят контролируемое охлаждение со скоростью 100° С/ч до температуры 750° С, а далее со скоростью 200—250° С/ч. Отклонение от указанных режимов термообработки приводит к резкой потере магнитных^ свойств  (рис. 50).

В связи с высокой чувствительностью основных магнитных и коррозионных свойств к напряжениям все технологические операции по изготовлению деталей необходимо проводить до окончательной термической обработки.

Основные физико-химические и механические свойства сплавов 36КНМ и 16Х после термической обработки представлены ниже:

Несмотря на гораздо большие потенциальные возможности соединений типа R2Con по сравнению с фазами RC05, реализовать их в производстве пока не удалось: еще не получены магниты с достаточно  высокими значениями   коэрцитивной   силы  и магнитной энергии. Одно   из перспективных ‘направлений дальнейших поисков — это замещение части кобальта в соединениях R2(Co, Fe)i7 одним из переходных металлов (Mn, Cr, Ti, V).

§

на основе соединений РЗЭ с кобальтом

При разработке технологии получения магнитов с применением РЗЭ наметились два пути: литье и метод порошковой металлургии.

Литые сплавы типа R(Co, Си) 5 содержат до 30—50% Си, которая повышает механические свойства, но снижает магнитное насыщение. В качестве РЗЭ используют самарий и церий. После закалки на твердый раствор с температур 900—1000° С и старения при 300—600° С структура сплава состоит из частиц RCo5, находящихся

в немагнитной матрице, обогащенной медью. Литые магниты очень хрупки. К тому же в"них очень трудно добиться совпадения оси легкого намагничивания с кристаллографической осью гексагональной решетки, что очень важно "для получения оптимальных свойств. Поэтому литые сплавы типа Я (Со, Си)5, несмотря на значительную стабильность структуры и свойств, пока не нашли широкого применения.

Очень перспективно применение сплава RC05 и особенно .foCoiy в качестве компонента магнита со связкой. В данном случае высокая коэрцитивная сила не так важна. Магниты с полимерными связками производят двух основных типов: в виде жестких изделий со связками из смол, прошедших термополимеризацию или химическое отвердевание, и в виде гибких листов или полос с термопластиком в качестве связки.

Так, например, при производстве магнитов для подшипников во вращающуюся форму  последовательно вводят пластичную связую-

щую и предварительно намагниченный порошок сплава R—Со. Ввод порошка и затвердевание связующей осуществляются в приложенном ориентирующем магнитном поле напряженностью 0,1^0,15 Тл.

Магниты с полимерными связками обычно прессуют с малыми допусками. Они легко подвергаются механической обработке, не хрупки, работают в условиях удара и вибрации. Недостаток магнитов с полимерными связками — низкая температурная стабильность свойств при температурах >60°С.

С целью достижения большей механической прочности и более высокой температуры размягчения в настоящее время стали применять магниты типа R—Со или R—Со—Си—Fe с металлической связкой, которой служит РЬ—Sn-припой состава 60% Sn+40% Pb. При этом смесь порошков магнитного сплава и припоя предварительно намагничивают, ориентируют в магнитном поле и прессуют через матрицу. Затем заготовки нагревают до температуры 280° С, превышающей температуру плавления припоя. Для улучшения смачиваемости поверхностей магнитных частиц припоем часто нагрев заготовок производят в присутствии флюса. Эти магниты поддаются пайке обычными мягкими РЬ—Sn-припоями.

В настоящее время промышленность выпускает спеченные магниты типов RC05 и R(Co, Cu)5, а также твердые и гибкие магниты типа RC05 с различными связками. В стадии разработки и исследований находятся магниты на базе соединений Sm2(Co, Fe)i7, Sm2(Co, Fe)7, (Sm, Се, R)   (Co, Cu, Fe, Mn)7,8, GdCo5 и др.

Наиболее высокой радиационной стойкостью в этих условиях облучения обладают сплавы с высокой исходной степенью прямоугольности (BrJBm). Так, те же пер-маллоевые сплавы в ленте толщиной <С0,01 мм претерпевают изменение  магнитных  характеристик  не  более

чем на 10% при дозах облучения вплоть до 1017 бн/см2. Магнитотекстурованные сплавы 65НП, 68НМП, 50НП имеют высокую радиационную стойкость и при толщине ленты 0,05 мм.

На радиационную стойкость существенное влияние оказывает температура сплава в процессе облучения, которая может значительно повышаться в результате поглощения энергии ядерного излучения. Температура является основным фактором, определяющим скорость процессов диффузии и рекомбинации различных точечных дефектов, возникающих во время облучения, однако степень завершения этих процессов определяется взаимодействием времени влияния температуры и характеристик радиационного облучения. Бомбардировка при криогенных температурах (^—100°С) не вызывает существенных изменений свойств, однако последующий нагрев без облучения приводит к значительному их изменению. Облучение при температурах от —100° С и выше приводит к изменению, свойств непосредственно в процессе бомбардировки, причем с повышением температуры эффект усиливается.

Вторая технологическая схема получения спеченных магнитов отличается от первой тем, что изготавливают только один порошок состава 63% (по массе) Со и 37% (по массе) Sm, обогащенный самарием по сравнению с содержанием его в соединении SmCos. Все последующие операции проводят по первой схеме.

В практике промышленного изготовления постоянных магнитов из рассматриваемых соединений нашел широкое применение предложенный в СССР способ прессования магнитов в немагнитной металлической матрице с вкладышем в виде втулки из упругого малосжимаемо-го материала (например, вакуумной резины). Заготовки уже перед спеканием имеют плотность порядка 85%. Этим методом получают магниты с высокой степенью магнитной текстуры (0,98).

Попытка применить технологию, разработанную для SmCos, к сплавам типа /?2(Со, Fe)i7 не привела к желаемым результатам: у порошка, полученного только механическим измельчением, коэрцитивная сила достигает лишь 79,6—159,2 кА/м, что недостаточно для практического использования. При дополнительной химической обработке (травление) порошков коэрцитивная сила соединения Sm2(Coo,9Feo,i)i7 возрастает до 477,6 кА/м. Из порошков, полученных таким способом, удалось методом уплотнения взрывом получить магниты с энергией до 15,9 Тл-кА/м.

Ионизирующее ядерное облучение, в том числе непрерывное и импульсное у-нейтронное излучение, потоки протонов, электронов и т. д., приводят к структурным изменениям в материалах и как следствие этого — к-изменению магнитных свойств магнитномягких сплавов. При этом характер структурных изменений, а следовательно, и характер изменения магнитных свойств зависят, с одной стороны, от вида и энергии бомбардирующих частиц, потока [число частиц/(см2-с)] и дозы (число частиц/см2) облучения, наличия внешнего магнитного поля, а с другой стороны, они определяются химическим и фазовым составом сплава, его исходным состоянием и температурой. В последнее время все шире применяют магнито-стрикционные ферриты, (например, Со—Zn-ферриты с коэффициентом магнитострикции Xs = 60-10_6), обладающие высокой коррозионной стойкостью во многих агрессивных средах. Однако’ мощность установок с сердечниками из магнитострикционных ферритов ограничена невысокой прочностью последних.

В качестве материала магнитострикционных преобразователей, работающих в воде или химически активных средах, наиболее широкое применение получил никель, имеющий наряду с хорошими магнитострикцион-ными и механическими свойствами достаточно высокие коррозионные свойства. К недостаткам его, кроме относительно низких значений электросопротивления и точки Кюри, следует отнести прежде всего невысокую индукцию насыщения, ограничивающую предельную интенсивность магнитострикционных излучателей ультразвука из никеля. Пермендюр, лишенный этого недостатка, кор-розионно нестоек и имеет низкую пластичность.

ПМФ в связи с тем, что наряду с образованием термоупругого мартенсита она способствует возникновению двойников деформации,

необратимых при превращении и исчезающих только при рекристаллизации.

"Как правило, исходной высокотемпературной фазой материалов с эффектом ПМФ является упорядоченная кристаллическая структура типа CsCl (р-фаза). Мар-тенситное превращение идет в два этапа: р-^-Р’-^-р". Связь между кристаллическими структурами р-, Р’-, р"-фаз в интерметаллиде AuCd показана на рис. 5.6. Р"-Фаза — это мартенсит с ромбической решеткой. В четырех соседних ячейках р-фазы выделяется тетрагональная ячейка — р’-фаза.

Чтобы устойчивость структуры типа CsCl при понижении температуры возросла, необходима ее перестройка в более плотные атомные упаковки (г.ц.к., г.п.у.). Этот процесс при достаточно низких температурах может проходить не до конца и останавливаться на определенной стадии. Например, у соединения AuCd в ре-

зультате превращения фиксируется орторомбическая решетка, у сплава In—Т1, решетка которого первоначально г.ц.к., возможно просто ее искажение до некоторой степени тетрагональности.

Магнитные головки — сложная электромагнитная система с взаимосвязью электрических, магнитных и конструкционных параметров. Магнитные головки бывают двух видов: проводниковые и сердечниковые. ¦ Материал сердечников должен обладать высокой магнитной проницаемостью, малой коэрцитивной силой, большой магнитной индукцией насыщения, высокой температурой Кюри, высокой стойкостью против истирания и пр. В настоящее время в качестве материалов для магнитных головок применяют пермаллой и ферриты. Используют в основном пермаллой стандартного химического состава, %: Ni 78; Fe 17; Mo 5 и Сг 1. Хром и молибден увеличивают электрическое сопротивление сплава, снижая тем самым высокочастотные потери.

На частотную характеристику пермаллоев сильно влияют большие потери на вихревые токи. Поэтому головки, сложного ..типа изготавливают из ферритов. Если рабочая частота находится в полосе мегагерц, магнитный поток, передаваемый от ленты к головке, проходит по поверхностному слою наконечника головки в несколько микрометров. Причиной частотных потерь в магнитном материале является шероховатость вследствие плохой механической обработки, поэтому поверхностный слой материала головок подвергают металлизации.

Благодаря большому электросопротивлению ферритов головки имеют высокую магнитную проницаемость при большой частоте и высокий к.п.д. Основной недостаток ферритов — появление сколов в области зазора, что ухудшает частотные характеристики головок.

В последнее время появились высокоплотные ферриты с малой пористостью или совсем без пор. К ним относятся монокристаллические и горячепрессованные ферриты. При проектировании формы сердечника из монокристаллического феррита следует учитывать, что разрезать кристалл необходимо по направлению наиболее легкого намагничивания.

Лучшими возможностями обладают марганцевоцин-ковые ферриты с волокнистой структурой—новый материал, отличающийся более высоким значением индукции насыщения и магнитной проницаемости. Этот4 феррит, полученный горячим прессованием, в отличие от монокристаллического обладает такими преимуществами, как отсутствие анизотропии и простота обработки. Сопротивление марганцевоцинкового волокнистого феррита разрушению в 10 раз больше, чем поликристаллического феррита, что значительно увеличивает срок службы головок. Эти ферриты рекомендуется использовать в особо сложных условиях работы головки, например при работе с лентами для перезаписи.

Материалы прокладок должны иметь хорошие механические и электрические свойства. Прокладки рабочего зазора должны быть диамагнитны, предохранять зазор от загрязнения порошком, а острые ребра полюсов сердечника — от притупления при соприкосновении с абразивной поверхностью магнитной ленты.

Создаваемые этими магнитами, они  способствуют  миниатюризации   существующих состоит в том, что в РЗЭ сверху 4/-слоя расположены заполненные 5s- и 5р-слои, которые «экранируют» 4f-слой от внешних влияний, в связи с чем отсутствует перекрытие электронных облаков 4/-электроиов соседних атомов в кристалле.

Для РЗЭ и их соединений характерны все пять видов магнетизма. Лантан, иттербий и лютеций — парамагнетики. Двенадцать РЗЭ магнитоупорядочены при низких температурах, причем пять из них —антиферромагнетики (легкие РЗЭ—до гадолиния), а в пяти тяжелых наблюдается антиферромагнетизм — между точками Нейля и Кюри и ферромагнитное упорядочение магнитных моментов ниже точки Кюри (табл. 11). Гадолиний, магнитный момент которого определяется только электронными спинами, ферромагнитен. Магнитное упорядочение в тяжелых РЗЭ, у которых 4/"’-слой заполнен более чем наполовину, обусловлено косвенным обменным взаимодействием 4/-электронов посредством электронов проводимости. Тяжелые РЗЭ характеризуются высокими значениями констант магнитострикции и магнитокристаллическои анизотропии (в 10—100 раз выше, чем у обычных магнитных материалов).

Обнаруженные у ряда РЗЭ большие магнитные моменты послужили причиной изучения сплавов РЗЭ с 3^-переходными металлами (Мп, Fe, Co, Ni). Большая разница между величинами атомных радиусов РЗЭ и 3^-переходных металлов (гат РЗЭ составляет 0,2041— 0,1735 нм, а у 3^-переходных металлов 0,128—0,125 нм) приводит к их малой взаимной растворимости и образованию ряда интерметаллических соединений, представляющих большой интерес в отношении оптимальности магнитных свойств. Среди этих соединений особое место занимают гексагональные фазы типа RC05 и .^гСо^, а также ромбоэдрическая фаза Я2Соп, где R— РЗЭ.

Из соотношения  (10.1) и (10.2) при условии, что упругие постоянные фаз равны, а фазы представляют собой цилиндры, вставленные друг в друга, с радиусами R и Ro (R-<.Rq), можно установить интервал -значений свободной химической энергии, в котором возможно образование кристаллов термоупругого мартенсита. Это показано на рис. 52.

Таким образом, образованию кристаллов термоупругого мартенсита соответствует кривая 2 (см. рис. 52). Термоупругий мартенсит фиксируется только в системах, которым свойственна обратимость мартенситно-го превращения (рис. 53), при этом температурный гистерезис превращения должен быть мал, так как при термоупругом равновесии обратное мартенситное превращение начинается, как правило, при Лн^-Мь. Величина температурного гистерезиса пропорциональна упругой энергии матрицы AFE, которая препятствует образованию кристаллов новой фазы, а следовательно, повышает величину движущей силы превращения А/7. Так, в сплаве Fe+30%Ni (Лн—Мп) ^400° С и движущая сила превращения составляет ~ 1200 Дж/моль, в то же время температурный гистерезис в сплавах с эффектом ПМФ составляет десятки градусов, а движущая сила равна 12—20 Дж/моль. Это объясняется различной степенью деформации кристаллической решетки путем сдвига при мартенситном превращении, которая в сплавах системы Fe—Ni составляет 8 = 20%, а в сплавах с эффектом ПМФ e=2-f-3%.

В магнитных головках используют многослойные пакеты из нескольких пластин пермаллоя с толщиной слоя примерно 0,2 мм, а в дешевых изделиях — однослойные. В настоящее- время находят применение новые же-лезоалюминиевые сплавы и железоалюминиикремниевые сплавы. Первые по магнитным свойствам (начальной магнитной проницаемости) несколько уступают пермаллоям, однако благодаря устойчивости к механическим воздействиям и высокой износостойкости они более предпочтительны для сердечниковых магнитных головок.

Вторые — сплавы типа «сендаст» не уступают пер-маллоевым по "магнитным свойствам, а железоалюми-ниевым — по стойкости к механическим воздействиям. Особенность сендастов —высокая твердость и износостойкость, которые в основном и предопределили использование-их в магнитных головках для видеозаписи. В магнитных головках стирания пористость и эрозионные разрушения меньше влияют на работоспособность (из-за широких зазоров), чем в головках воспроизведения или записи. Поэтому материалом для них служат ферриты или «магнитная керамика». Твердость ферритов по сравнению с другими материалами почти в 2 раза выше, поэтому истирание при прохождении ленты почти незаметно. Например, в монокристаллическом марганцевоцинковом феррите истирание в течение 100 ч составило 1 мкм, в сплаве сендаст за 100 ч 10 мкм, т.е. долговечность головки повышается в 10 раз.

Наведенная радиоактивность, особенно в кобальтсодержащих сплавах, что затрудняет работу с ними и может вызвать неблагоприятные изменения в окружающих устройствах, например помутнение оптики. В этом отношении относительно низким уровнем радиации после облучения по сравнению с кобальтсодержащими сплавами обладают микропорошки железа (дисперсность частиц ~0,02 мкм), применение которых весьма перспективно в космическом приборостроении в качестве магнитных преобразователей. Магнитная энергия микропорошков железа и Fe— Co-сплавов находится на уровне лучших магнитов из сплавов типа «алии», но при этом они имеют более высокое электросопротивление и в 1,5—2 раза меньшую плотность, что особенно важно для приборов с подвижными магнитами.       .  .

Особое место среди радиационностойких материалов занимают ферриты. В большинстве случаев радиационная чувствительность магнитных характеристик ферритов невелика, хотя в ряде случаев значения некоторых из них могут изменяться очень существенно (до 50%). При этом наибольшим изменениям подвержены такие магнитные свойства, как магнитная проницаемость и коэрцитивная сила. Меньше- реагируют на ядерное облучение величина остаточной индукции и СВЧ-свойства. При всех видах облучения увеличиваются магнитные потери, а точка Кюри и намагниченность насыщения остаются постоянными. Такой характер изменения магнитных свойств ферритов при ядерной бомбардировке связан, во-первых, с большей чувствительностью коэрцитивной силы и магнитной проницаемости к структурным радиационным дефектам, которые оказывают влияние на движение границ доменов при намагничивании, а с другой стороны, с особенностями кристаллографической структуры ферритов (большое количество легко диффундирующих вакансий), малочувствительной к облучению.

Наиболее высокую стойкость к нейтронному облучению дозами до 2,6-1018 нейтрон/см2 имеют ферриты с ППГ (типа MnO-MgO-NiO-ZnO-Fe203). Nb-Zn-ферри-ты обладают меньшей радиационной стойкостью по сравнению с ферритами, содержащими марганец. Почти у всех ферритов системы Ni—Zri и Mn—Zn после облучения нейтронами и протонами наблюдается улучшение прямоугольности петли гистерезиса. У Ni—Zn-ферритов при облучении быстрыми нейтронами дозами ~ 1017 бн/см2 наблюдается перетянутость петли гистерезиса.

Особенности кинетики фазовых превращений в сплавах с эффектом «памяти механической формы»

Эффект «памяти механической формы» (ПМФ) заключается в способности материала после пластической деформации высокотемпературной фазы с целью придания определенной формы и последующей деформации при более низких температурах, сопровождающейся фазовым превращением и приводящей к исчезновению этой формы, при повторном нагреве восстанавливать исход-

ную заданную форму.    Деформация   при    повышенных температурах осуществляется в температурном интервале существования устойчивой фазы, в то   время как последующая деформация проводится в интервале температур фазового превращения или близко к нему и либо вызывает, либо интенсифицирует это превращение.