-
1
Raport ştiinţific sintetic Final
privind implementarea proiectului pe toată perioada de execuţie
Introducere
Materialele magentice sunt cunoscute încă din antichitate, dar utilizarea lor a crescut exponenţial în ultima
sută de ani. Creşterea nivelului de trai şi dezvoltarea tehnologică înregistrată în ultima sută de ani nu ar fi fost
posibile fără dezvoltarea materialelor magnetice performante. Miniaturizarea dispozitivelor electronice se
datorează în mare măsură dezvoltării de noi materiale magnetice mai performante.
Materialele magnetice moi sunt caracterizate de câmp coercitiv mic, permeabilitate magnetică mare şi
pierderi energetice reduse fiind folosite în principal pentru distribuirea energiei electrice, în mare parte în
aplicaţiile legate de motoare electrice. Cele mai importante etape în istoria dezvoltării materialelor magnetice
moi sunt : anul 1900 - apariţia aliajelor FeSi, anul 1920- apariţia aliajelor FeNi. Începând cu anul 1950 se dezvoltă
feritele magnetice moi, urmând ca în anii ‘80 să se dezvolte aliajele amorfe/nanocristaline. În ultima perioadă
cercetările privind materialele amorfe au cunoscut un nou reviliment datorită apariţiei unor noi tehnici şi
tehnologii de producere a acestora. De asemenea, aplicabilitatea acestora în industria de echipamente electice
şi electronice a cunoscut o dezvoltare importantă în ultimul deceniu [1-5].
În cazul materialelor amorfe lipsa ordinii atomice la distanţă face ca aceste materiale să nu prezinte
anizotropie magnetocristalină. Lipsa limitelor de grăunţi şi a anizotropiei magnetocristalină dau materialelor
amorfe caracteristici excelente pentru materiale magnetice moi [6]. Materialele amorfe şi nanocristaline au pe
lângă comportament de material magnetic moale şi pierderi prin curenţi turbionari foarte scăzute. Această
combinaţie de proprietăţi le face foarte eficiente şi atractive [6-8].
Materialele amorfe sunt obţinute, de obicei, prin solidificare rapidă şi conţin Fe, Co, Ni în proporţii de 70-
85% şi Si, B sau alţi metaloizi în proporţie de 15-30%. Prezenţa metaloizilor este necesară pentru formarea fazei
vitroase, şi pentru a-i da o stabilitate termică cât mai mare. În ciuda faptului că racirea rapidă este o tehnică
bine cunoscută cu rezultate foarte bune, pâna în acest moment este imposibilă obţinerea unor miezuri
magnetice de dimensiuni considerabile cu geometrie complexă. Pe lângă racirea rapidă, ailerea mecanică a
devenit, în ultimii ani, o tehnica din ce în ce mai utilizată pentru producerea materialelor amorfe în stare
pulverulentă. O serie întreagă de studii au demonstrat eficienţa producerii aliajelor amorfe în stare pulverulenta
prin aliere mecanică pornind de la pulberi elementale. Procesul de aliere mecanică este utilizat atât pentru
inducerea reacţiei în stare solidă între componenţi cât şi pentru inducerea dezordinii la nivel atomic, adica a
amorfizării aliajului obţinut [9-17].
Proiectul de faţă îşi propune abordarea unei noi rute de obţinere a materialelor amorfe sub forma de pulberi
şi compacte prin tehnologii specifice metalurgiei pulberilor. Producerea pulberilor cu baza Fe şi Co şi a
compactelor amorfe prin tehnici specifice metalurgiei pulberilor (aliere mecanică şi sinterizare în plasmă) va
permite înlăturarea pe cât posibil a neajunsurilor tehnicilor utilizate preponderent în acest moment (dimensiuni
-
2
reduse, forme cu geometrie simplă etc.) deschizând noi perspective în ceea ce priveşte aplicabilitatea acestei
clase de materiale [18-20].
ETAPA 1
Elaborarea pulberilor
În cadrul acestei etape au fost elaborate şi caracterizate pulberi amorfe având următoarele compoziţii
chimice: Fe75Si20B5 (at.%), Fe73,5Cu1Nb3Si13,5B9 (at.%), Co70Fe4Ni2Si15B9 (at.%). Elaborarea acestor pulberi s-a
realizat prin aliere mecanică umedă sau uscată pornind de la amestecuri de pulberi elementale. Pulberile
elementale utilizate au fost urmatoarele:
- Fier NC 100.24 – producator Höganäs; Cobalt – puritate 99,8% - Alfa Aesar; Siciciu – puritate 99,9% - Alfa
Aesar; Bor amorf – puritate 99 % - Alfa Aesar; Nichel 123 carbonil; Niobiu - puritate 99,8% - Alfa Aesar;
- Cupru - puritate 99,9% - Alfa Aesar.
Amestecul de pulberi elementale cu compoziţia corespunzătoare aliajelor mai sus amintite a fost
omogenizat timp de 15 minute într-un omogenizator spaţial de tip turbulă. Amestecul astfel obţinut a fost supus
procesului de aliere mecanică într-o moară planetară (Pulverisette 5, Fritsch) utilizând containere cu capacitate
de 500 ml. Atmosfera utilizată pentru realizarea experimentelor de aliere mecanică a fost argonul de puritate
4.8. S-au utilizat bile şi incinte de măcinare din oţel călit. Raportul masă bile/masă pulbere (ball to powder ratio
- BPR) a fost de variat intre 8:1 şi 13:1 pentru optimizarea procesului de aliere şi amorfizare. Viteza de rotaţie a
containerului a fost de 350 rpm iar gradul de umplere a containerului a fost de aproximativ 75%. În cazul
experimentelor de aliere mecanică umedă s-a folosit Benzenul (C6H6) pe post de agent de control al procesului
(PCA), surfactant. O serie întreaga de parametrii au fost variaţi pentru a obţine amorfizarea pulberilor cu baza
Fe şi Co dintre care amintim: durata procesului de măcinare (între 40 h şi 200 h) gradul de umplere a
containerului, viteza de rotaţie a acestuia, raportul masă bile/masă pulbere, tipul de aliere mecanică (umedă
sau uscată) etc. În acest raport sunt prezentate doar rezultatele obţinute în urma optimizării procesului de aliere
mecanică si amorfizare a aliajului.
1.1. Caracterizarea structurală a pulberilor
Caracterizarea structurală a pulberilor obţinute prin aliere mecanică a fost făcuta cu ajutorul difracţiilor de raze
X (XRD). S-au utilizat trei tipuri de difractometre folosind în toate cazurile montajul în reflexie: Siemens D5000
(difractometru aflat la CNRS, Institut Néel Grenoble, Franţa – ca urmare a colaborării cu prof. Olivier Isnard),
Bruker D8 (difractometru aflat la Universitatea Babeş-Bolyai - datorită colaborării cu prof. Viorel POP) şi
Shimadzu 6000 (difractometru aflat la departamentul de Fizică şi Chimie al UTCN-colaborarea cu dr. Petru
Păşcuţă). S-au folosit următoarele tipuri de radiatii: Siemens D5000 – radiaţie monocromatică de Co; Bruker D8
şi Shimadzu 6000 – radiatie de Cu ( Kα = Kα1 + Kα2 ). Intervalul unghiular scanat a fost cuprins între 20 ᵒ şi 130 ᵒ
în 2θ. Difracţiile de raze X au fost utilizate pentru punerea în evidenţa a formării aliajelor, determinarea timpului
de măcinare necesar amorfizării, calculul parametrilor de reţea, a dimensiunii medii a grăunţilor cristalini,
calculul tensiunilor interne induse de alierea mecanică etc. Parametrii de reţea au fost calculaţi cu ajutorul
-
3
programului Celref. Acest program utilizează metoda celor mai mici pătrate. Calculul dimensiunii grăunţilor a
fost realizat utilizând metoda Scherrer.
1.2. Caracterizarea morfologică şi compoziţională a pulberilor
Caracterizarea morfologică şi compoziţională a pulberilor prezentate în acest raport s-a realizat cu
ajutorul microscopiei electronice de baleiaj. Studiile prin microscopie electronică de baleiaj (SEM) şi micro-
analiză de raze X (EDX) au fost efectuate cu ajutorul unui microscop Jeol-JSM 5600 LV echipat cu un
spectrometru EDX (Oxford Instruments, soft de analiză INCA 200) aflat în funcţiune la Universitatea Tehnică Cluj-
Napoca, Departamentul de Ştiinţa şi Ingineria Materialelor. S-a folosit semnalul dat de electronii secundari, iar
măririle utilizate au fost cuprinse între 1000x şi 20000x.
Analizele XPS pentru punerea în evidenţă a profilului concentraţiei carbonului de la suprafaţa
particulelor spre centrul acestora, au fost realizate la Institutul Naţional de Cercetare şi Dezvoltare pentru
Tehnologie Izotopică şi Moleculară, Cluj-Napoca graţie colaborării cu CP I I.O. Pană. Sistemul pentru măsurători
XPS este operaţional sub vid ultraînalt având: sursă de raze X anod dual: Mg – 1253 eV, Al – 1487 eV, putere
maxima 300W; analizor de energie a electronilor de tip PHOIBOS 150 2D CCD, detecţie bi-dimensională cu un
set de microcanale Chevron + CCD; rezoluţie unghiulară < 0.1 grade; rezoluţie energetică < 2 meV; sursa de ioni
pentru bombardare controlată a probei (pulverizare catodică).
1.3. Determinarea distribuţiei granulometrice a pulberilor
Pentru determinarea dimensiunii particulelor s-a folosit un analizor laser de particule. S-a utilizat un
aparat Laser Particle Size Analyzer Analysette 22 – Nanotec, marca Fritsch. Acest aparat are un câmp de analiză
cuprins între 10 nm şi 2000 µm. Utilizând această tehnica s-a pus în evidenţa evoluţia dimensiunii particulelor si
a suprafeţei specifice a acestora cu timpul de macinare. Distribuţia granulometrică si dimensiunea medie a
particulelor fiind caracteristici importante în metalurgia pulberilor.
1.4. Caracterizarea proprietăţilor magnetice ale pulberilor
Masurătorile magnetice pe pulberi au fost realizate la CNRS, Institut Néel Grenoble, Franţa utilizând un
magnetometru ce funcţionează pe principiul extracţiei probei. Câmpul magnetic maxim aplicat a fost de 10 T,
iar măsurătorile au fost efectuate la o temperatură de 300 K. Magnetizările la saturaţie au fost derivate din
curbele de primă magnetizare obţinute în câmp magnetic mai mare de 5 T. De asemenea, au fost realizate şi
măsuratori termomagnetice pentru a evidenţia influenţa temperaturii asupra caracteristicilor magnetice ale
pulberilor. În cazul acestor măsuratori s-a folosit un magnetometru ce funcţionează pe principiul extracţiei
probei (CNRS, Institut Néel Grenoble, Franţa), un câmp magnetic de 0,1 T şi un interval de temperatură cuprins
între 24 ᵒC şi 600ᵒC. Utilizând aceaste tehnici s-a pus în evidenţă evoluţia magnetizării la saturaţie cu timpul de
măcinare precum şi influenţa diverselor tratamente termice asupra magnetizării la saturaţie şi a coercitivităţii
pulberilor.
1.5. Tratamente termice şi stabilităţii termică a pulberilor
-
4
Tratamentele termice realizate pe pulberile amorfe au avut ca scop studierea cineticii cristalizării pulberilor
amorfe precum şi determinarea temperaturii optime de tratament termic care să elimine tensiunile induse
alierea mecanică şi să permita obţinerea caracteristicilor magnetice optime ale pulberilor. In acest sens,
tratamentele termice realizate au fost in atmosferă inertă: argon de puritate 4.8 sau vid preliminar (10-2 Torr).
Viteza de încălzire, temperatura tratamentului termic precum şi durata de menţinere au fost variate pentru a
determina tipul optim de tratament termic.
Concluziile etapei 1
Amorfizarea aliajului Fe75Si20B5 (at.%) elaborat prin aliere mecanică umedă a fost obţinută dupa 40 de
ore de măcinare. Amorfizarea aliajului Fe75Si20B5 (at.%) prin aliere mecanică uscată nu se realizează
pentru timpi de procesare de până la 140 de ore.
(a) (b) Evoluţia difractogramelor cu timpul de măcinare obţinute pe pulberile de Fe75Si20B5 (at.%) elaborate prin aliere mecanică
uscată (a) şi aliere mecanică umedă (b).
Analizele XPS au demonstrat prezenţa carbonului (din benzen) ca element de aliere în compoziţia
pulberilor aliate mecanic umed timp de 140 de ore;
Profilul concentraţiei carbonului în adâncime obţinut din analizele XPS realizate pe pulberea de Fe75Si20B5 (at.%) aliate
mecanic uscat (stânga) şi umed (dreapta) timp de 140 de ore.
30 40 50 60 70 80 90 100 110
0
500
1000
1500
2000
SiSi SiSi FeFe
2 Theta (o)
Inte
nsity (
a.u
.)
SS
140 h MA
100 h MA
80 h MA
60 h MA
40 h MA
25 h MA
15 h MA
5 h MA
Si Fe
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120
0
100
200
300
400
SS
140 h MA
100 h MA
80 h MA
60 h MA
40 h MA
25 h MA
15 h MA
5 h MA
Inte
nsi
ty (
a.u
.)
2 Theta (o)
SiSi SiSi FeFeSi Fe
0 5 10 15 202000
4000
6000
8000
10000
Fe75Si20B5 (at.%)
inte
nsita
te in
teg
rala
(u
.a.)
timp (min.)
C 1s - total
Fe75Si20B5 (at.%) MA - uscat
0 1 2 3 4 5 6 7
4000
6000
8000
10000
C 1s - total
Fe75Si20B5 (at.%) MA - umed
inte
nsita
te in
teg
rala
(u
.a.)
timp (h)
-
5
Magnetizarea la saturaţie a pulberilor scade cu creşterea timpului de aliere mecanică ca urmare a
modificărilor structurale şi compoziţionale induse de alierea mecanică.
Amorfizarea aliajului Fe73,5Cu1Nb3Si13,5B9 (at.%) elaborat prin aliere mecanică umedă a fost obţinută dupa
80 de ore de măcinare. Acest aliaj are stabilitate termică mai bună decât aliajul FeSiB, cristalizând la
temperatura de 550 ᵒC.
Alierea mecanică umedă a compoziţiei Co70Fe4Ni2Si15B9 (at.%) duce la obţinerea unui aliaj amorf după 40
de ore de procesare;
Formarea şi amorfizarea aliajului prin aliere mecanică induce o importantă diminuare a magnetizării la
saturaţie a acestui tip de pulberi, de aproximativ trei ori, comparativ cu amestecul de start. Realizarea
unui tratament termic de detensionare conduce la ameliorarea semnificativă a magnetizării la saturaţie
a aliajului.
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140
80
120
160
200
240
Wet Mechanical Alloying
Dry Mechanical Alloying
Ms (
Am
2/k
g)
Milling time (h)
possible contamination with Fe
30 40 50 60 70 80 90 100 110
140h MA
100h MA
80h MA
60h MA
40h MA
15h MA
25h MA
Nb FeNb Fe SiFe SiSi
Si
Inte
nsity (
a.u
.)
2 Theta (o)
Si
5h MA
-
6
ETAPA 2
Obiectivul principal al acestei faze a fost acela de a produce aliaje amorfe cu baza Fe şi Co prin aliere
mecanică pornind de la compozițiile aliajelor realizate în prima fază (Fe75Si20B5 %at. si Co70Fe4Ni2Si15B9) şi
substituirea parțială (maxim 5 % at.) a metaloizilor B şi Si cu Zr şi Ti. Caracteristicile noilor aliaje astfel obtinute
au fost comparate cu caracteristicile aliajelor fără substituții.
Metodică experimentală
Elaborarea acestor pulberi s-a realizat prin aliere mecanică umedă pornind de la amestecuri de pulberi
elementale. În continuare vom prezenta doar acele detalii experimentale care s-au modificat în comparație cu
cele deja prezentate în prima etapă a acestui proiect:
Pulberi elementale utilizate (suplimentar)
- Zirconiu - puritate 99,2 % - Alfa Aesar;
- Titan - puritate 99,5 % - Alfa Aesar
- Tantal - puritate 99,6 % - Alfa Aesar
Raportul masă bile/masă pulbere (ball to powder ratio - BPR) a fost de 16:1. Acest raport a fost ales pentru
optimizarea procesului de aliere şi amorfizare a pulberilor.
Toate difracțiile de raze X prezentate în acest raport au fost realizare cu difractomentrul INEL 3000,
difractometru ce a fost achiziționat parțial din fondurile alocate în primul an de desfăşurare a acestui proiect.
Lungimea de undă folosită în cazul acestor investigații structurale a fost aceea corespunzătoare cobaltului: Kα1
= 1.78897 Å, Kα2 = 1.79285 Å. Intervalul unghiular scanat a fost cuprins între 20 ᵒ şi 110 ᵒ în 2θ.
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120
40h MA
25h MA
20h MA
10h MA
Inte
nsity (
a.u
.)
2 Theta (o)
SS
2h MA
5h MA
SiCo
Ni
Co
Ni
Fe
Co
Ni
Co
Ni Co Ni
-
7
Concluziile etapei 2
Obiectivul principal al acestei faze a fost acela de a produce aliaje amorfe cu baza Fe şi Co prin aliere mecanică
pornind de la compoziţiile aliajelor realizate în prima fază (Fe75Si20B5 %at. si Co70Fe4Ni2Si15B9) şi substituirea
parţială (maxim 5 % at.) a metaloizilor B si Si cu Zr şi Ti. Un alt obiectiv a fost acela de a realiza experimente
preliminare de obţinere a benzilor amorfe prin răcire rapidă având aceiaşi compoziţie chimică cu pulberile
amorfe obţinute prin aliere mecanică. Toate obiectivele proiectului au fost realizate cu succes până în acest
moment. Concluziile principale ale etapei a doua sunt următoarele:
Prin aliere mecanică umedă s-au obţinut pulberi amorfe din sistemul Fe75Si20-XB5MX (M = Ti, Zr, Ta; x =
0-5 %at.);
Substituţia atomilor de Si cu oricare din metalele Ti, Zr sau Ta duce la creşterea timpului de măcinare
mecanică comparativ cu aliajul fara substituţie (Fe75Si25B5) măcinat în condiţii identice de la 20 de ore
la 40 de ore;
Magnetizarea la saturaţie a pulberilor obţinute scade odată cu creşterea timpului de măcinare
mecanică umedă ca urmare a modificărilor structurale şi compoziţionale induse în aliajul nou format;
Magnetizarea la saturaţie a pulberilor de aliaj care conţin 5 % at. Ti măcinate mecanic 40 de ore este
sensibil mai mare decât magnetizarea la saturaţie a aliajului amorf Fe75Si25B5;
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Inte
nsity (
a.u
.)
2theta ()
SS
2 h
5 h
10 h
20 h
40 h
60 h
Fe75
Si17.5
B5Zr
2.5
Si
Zr
Fe
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
40 h
20 h
10 h
5 h
2 h
SS
2theta ()
Inte
nsity (
a.u
.)
60 h
Fe75
Si15
B5Ti
5
Si
Ti
Fe
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Si
Ta
60 h
40 h
20 h
10 h
5 h
2 h
Inte
nsity (
a.u
.)
2theta ()
SS
FeFe
75Si
15B
5Ta
5
0 10 20 30 40 50 60
80
100
120
140
160
180
200
Ms (
Am
2/k
g)
Milling time (h)
Fe75
Si20
B5
Fe75
Si15
B5Ti
5
Fe75
Si15
B5Zr
5
Fe75
Si15
B5Ta
5
Fe75
Si20
Zr5
-
8
Substituţia a 5 procente atomice de Si cu Zr conduce la creşterea substanţială (20%) a temperaturii de
cristalizare a fazei amorfe;
Prin aliere mecanică umedă s-au obţinut pulberi amorfe cu baza Co având următoarele compoziţii
chimice: Co70Fe4Ni2Si10B9Zr5, Co70Fe4Ni2Si10B9Ti5, Co70Fe4Ni2Si15B4Zr5 şi Co70Fe4Ni2Si15B4Ti5.
(a) (b)
(c) (d)
Difractogramele probelor Co70Fe4Ni2Si10B9Zr5 (a), Co70Fe4Ni2Si10B9Ti5 (b) Co70Fe4Ni2Si15B4Zr5 (c) şi
Co70Fe4Ni2Si15B4Ti5 (d) măcinate mecanic umed până la 40 de ore.
100 200 300 400 500 600 700 800 900
Fe75
Si15
B5Zr
5
Fe75
Si15
B5Ta
5
Fe75
Si15
B5Ti
5
Fe75
Si20
B5
Temperature (C)
He
atflo
w (
a.u
.)
heating
exo
.
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Inte
nsi
ty (
a.u
.)
2theta ()
40 h
25 h
20 h
10 h
5 h
2 h
SS
Co70
Fe4Ni
2Si
10B
9Ti
5
Ti
Fe
Co
Si
Ni
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Inte
nsity
(a.
u.)
2theta ()
40 h
25 h
20 h
10 h
5 h
2 h
SS
Co70
Fe4Ni
2Si
10B
9Zr
5
Zr
Fe
Si
Ni
Co
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Inte
nsity
(a.
u.)
2theta ()
40 h
25 h
20 h
10 h
5 h
2 h
SS
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Ti
5
Ti
Fe
Si
Ni
Co
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Inte
nsity
(a.
u.)
2theta ()
40 h
25 h
20 h
10 h
5 h
2 h
SS
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Zr
5
Zr
Fe
Si
Ni
Co
-
9
Substituţia Si şi a B cu Ti şi Zr duce la reducerea timpului de măcinare necesar amorfizării pulberilor de
la 40 de ore la 25 de ore indiferent de substituţie.
Substituţia a 5 procente atomice de B cu Zr sau Ti conduc la o creştere a magnetizării aliajelor faţă de
aliajul fără substituţie cu aproximativ 28%. De asemenea, substituţia a 5 procente atomice de Si cu Zr
sau Ti vor conduce la o creştere a magnetizării cu peste 49%;
Substitutia Si cu Zr şi Ti conduce la obţinerea unei magnetizări la saturaţie cu 16 % mai mare decât a
aliajelor în care acelaşi procent atomic de B a fost substituit cu Zi sau Ti;
Substituţia a 5 procente atomice de B cu Zr conduce la o creştere a temperaturii de cristalizare a
aliajului cu peste 6% în timp ce substituţia a 5 procente atomice de Si cu Zr conduce la o creştere a
temperaturii de cristalizare a aliajului cu peste 14%.
(a) (b)
Substituţia a 5 procente atomice de Si cu Ti conduce la o creştere a temperaturii de cristalizare a
aliajului cu peste 13%;
0 5 10 15 20 25 30 35 40
50
75
100
125
150
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
9
Ms (
Am
2/k
g)
Milling time (h)
Co70
Fe4Ni
2Si
10B
9Ti
5
Co70
Fe4Ni
2Si
10B
9Zr
5
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Zr
5
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Ti
5
100 200 300 400 500 600 700 800 900
Curie
Temperature
468 oC
534 oC
He
at F
low
(a
.u.)
Temperature (oC)
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
9
Co70
Fe4Ni
2Si
10B
9Ti
5
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Ti
5
468 oC
heating
exo
.
100 200 300 400 500 600 700 800 900
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
9
Co70
Fe4Ni
2Si
10B
9Zr
5
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Zr
5
Temperature (oC)
He
at F
low
(a
.u.)
heating
exo
.
499 oC
536 oC
468 oC
Curie
Temperature
-
10
Cristalizarea acestor aliaje conduce la formarea în microstructura lor a următoarelor faze majoritare:
soluţie solidă de tipul Co(Fe,Ni, Si, B, M), Co2Si şi Co2B;
Nu s-a reusit obţinerea benzilor amorfe din aliajul Fe75Si20B5 preparat din pulberi elementale;
Folosind un aliaj preparat prin topirea pulberilor amorfe măcinate mecanic umed s-a reuşit obţinerea
benzilor amorfe de Fe75Si20B5;
S-au obţinut benzi amorfe de Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9 dintr-un aliaj preparat din amestec de pulberi elementale;
Încercările preliminare de obţinere a benzilor amorfe prin răcirea rapidă a aliajelor cu compoziţiile
Co70Fe4Ni2Si15B9 şi Co70Fe4Ni2Si15B9 au condus la obţinerea cu succes a acestor benzi amorfe.
ETAPA 3
Obiectivele etapei
Obiectivul principal al acestei etape a fost preparare unor benzi amorfe prin răcire rapidă având aceleaşi
compoziţii chimice cu publerile amorfe cu baza Fe şi Co preparate prin aliere mecanică. Totodată, aceste benzi
au fost caracterizate din punct de vedere structural, morfologic, compoziţional termic şi magnetic.
Detalii experimentale
Pentru obținerea benzilor amorfe prezentate în acest raport, au fost preparate aliaje având compoziția
chimică identică cu ce-a corespunzătoare aliajelor obținute prin aliere mecanică. Prepararea aliajelor s-a realizat
într-un cuptor de topit cu arc electric prevăzut cu creuzet de cupru răcit cu apă. În vederea evitării contaminării
aliajelor (oxidării), atmosfera folosită a fost argonul de înaltă puritate. O imagine a cuptorului folosit în cadrul
acestui studiu este prezentată în figura 1.
(a) (b)
Cuptor de topit cu arc electric prevăzut cu creuzet de cupru răcit cu apă (a) şi instalație de obținere a benzilor amorfe prin metoda răcirii rapide pe disc rotitor de cupru.
-
11
Obținerea benzilor amorfe s-a făcut prin metoda răcirii rapide pe disc rotitor de cupru. În vederea
obținerii benzilor amorfe, o serie de parametrii ai procesului au fost variați: diametrul orificiul care permite
curgerea aliajului topit, distanța între discul rotitor și creuzet, viteza de rotație a discului, presiunea de injectare
a metalului lichid, temperatura aliajelor lichide, etc. Cei mai importanți dintre acești parametrii împreună cu
valorile acestora sunt prezentați și în difractogramele benzilor amorfe prezentate în secțiunea „Rezultate și
discuții” a prezentului raport.
Caracterizarea structurală s-a realizat prin difracții de raze X folosind un difractometru Inel Equinox 3000
cu radiația caracteristică a Co (Kα1 = 1.78897 Å, Kα2 = 1.79285 Å). Intervalul unghiular scanat a fost cuprins între
20 ᵒ și 110 ᵒ în 2θ.
Caracterizarea morfologică și compozițională s-a realizat cu ajutorul microscopiei electronice de baleiaj.
Studiile prin microscopie electronică de baleiaj (SEM) și micro-analiză de raze X (EDX) au fost efectuate cu
ajutorul unui microscop Jeol-JSM 5600 LV echipat cu un spectrometru EDX (Oxford Instruments, soft de analiză
INCA 200).
Stabilitatea termică a benzilor amorfe a fost studiată cu ajutorul analizelor calorimetrice diferențiale
(DSC). Aceste măsurători s-au realizat în atmosferă de Ar, viteza de încălzire și răcire a fost de 20 °C/min.
Caracterizarea din punct de vedere magnetic a benzilor prezentate în acest raport s-a făcut cu a ajutorul
unui magnetometru cu proba vibranta (VSM) produs de LakeShore Cryotronics. Frecvenţa de vibrare a probei a
fost de 60 Hz, câmpul maxim aplicat a fost de 800 kA/m.
Concluziile etapei 3
S-au obținut benzi amorfe cu baza Fe cu următoarele compoziții chimice: Fe75Si20B5 (din pulberi
aliate mecanic umed), (Fe75Si20B5)91.5C8.5, Fe75Si15B5Zr5, Fe75Si15B5Ti5, Fe75Si15B5Ta5 şi
Fe73,5Cu1Nb3Si13,5B9 (din pulberi elementale);
(a) (b) (c)
Difractogramele benzilor obținute prin răcire rapidă având următoarele compoziții chimice: (a) Fe75Si20B5Zr5 , (b) Fe75Si20B5Ti5 si (c) Fe75Si20B5Ta5.
Din cauza tensiunilor interne mult mai mari induse de alierea mecanică comparativ cu răcirea
rapidă, temperaturile de tranziție (temperaturile de cristalizare) ale pulberilor amorfe cu baza Fe
sunt mai mici decât cele corespunzătoare benzilor amorfe cu aceiași compoziție chimică;
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Fe75
Si15
B5Zr
5
d = 0.15 mm
v = 35 m/s
h = 20 m
Inte
nsity (
a.u
.)
2 Theta (o)
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Fe75
Si15
B5Ti
5
d = 0.15 mm
v = 35 m/s
h = 21 m
Inte
nsity (
a.u
.)
2 Theta (o)
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Fe75
Si15
B5Ta
5
d = 0.15 mm
v = 35 m/s
h = 15 m
Inte
nsity (
a.u
.)
2 Theta (o)
-
12
Hărțile de distribuție ale elementelor realizate prin analiza EDX au pus în evidenţă distribuția
uniforma a elementelor pe suprafața analizată a benzilor. Cuantificarea elementelor detectate in
proba a fost dificila deoarece probele conțin B, element foarte greu de cuantificat.
S-au trasat ciclurile de histerezis magnetic atât pentru pulberile amorfe cât și pentru benzile
obținute prin răcire rapidă. Concluziile principale ale studiului comparativ sunt: (i) în general,
magnetizarea la saturație a benzilor amorfe este mai mare decât magnetizarea la saturație a
pulberilor amorfe; (ii) coercitivitatea pulberilor amorfe este de 3 până la 4.7 ori mai mare decât
coercitivitatea corespunzătoare benzilor amorfe de aceiași compoziție;
Cel mai mic câmp coercitiv a fost obținut pe banda amorfă de Fe73,5Cu1Nb3Si13,5B9 fiind de 0.29
kA/m. Realizarea unui tratament termic la temperatura de 535 °C timp de 30 de minute în
atmosferă de argon duce la cristalizarea fazei α-Fe(Si) (12 nm dimensiunea medie a grăunților
cristalini) într-o matrice amorfă. Conform analizelor XRD microstructura mai conține şi o mică
cantitate de Fe3B (fază indezirabilă).
Folosind aliaje obținute prin topirea pulberilor elementale s-au obținut benzi amorfe cu baza Co
cu următoarele compoziții chimice: Co70Fe4Ni2Si15B9, Co70Fe4Ni2Si15B4Zr5, Co70Fe4Ni2Si15B4Ti5,
Co70Fe4Ni2Si10B9Zr5, Co70Fe4Ni2Si10B9Ti5.
100 200 300 400 500 600 700 800 900
0
20
40
60
80
100
120
Fe75
Si20
B5 +C
6H
6 - 20h MA
Amorphous Ribbon
(Fe75
Si20
B5)
91.5C
8.5
Amorphous ribbon
He
at F
low
(m
W/m
g)
Temperature (oC)
Fe75
Si20
B5 +C
6H
6 - 20h MA
-800 -600 -400 -200 0 200 400 600 800
-100
-50
0
50
100
Fe75
Si20
B5 Wet MA 20h
Amorphous ribbon
Amorphous powder
Ma
gn
etisa
tio
n (
Am
2/k
g)
Applied field (kA/m)
-5 -4 -3 -2 -1 0 1 2 3 4 5
-9
-6
-3
0
3
6
9
-
13
(a) (b) (c)
Difractogramele obținute pe benzile amorfe de Co70Fe4Ni2Si15B9, Co70Fe4Ni2Si15B4Zr5, Co70Fe4Ni2Si15B4Ti5, Co70Fe4Ni2Si10B9Zr5, Co70Fe4Ni2Si10B9Ti5.
(d) (e)
Analizele DSC au arata că temperaturile de tranziție ale aliajului Co70Fe4Ni2Si15B9 sunt similare
pentru cazul în care acesta este sub forma de pulbere sau bandă amorfă. De asemenea, în cazul
substituției a 5% procente atomice de Si sau B cu același procent de Zr sau Ti, cristalizarea
secundară a aliajelor amorfe este mult împinsă înspre temperaturi superioare.
Analizele EDX au arătat că raportul între elementele componente ale aliajului este cel corect cu
toate că cuantificarea borului este imposibilă. Hărțile de distribuție ale elementelor au arătat că
acestea sunt uniform distribuite pe suprafața benzilor analizate.
Coercitivitatea pulberilor amorfe este de 3-4 ori mai mare decât coercitivitatea benzilor amorfe
cu aceiași compoziție. Realizarea unui tratament termic la temperatura de 480 °C timp de 30 de
minute conduce la creșterea coercitivităţii benzii amorfe cu aproximativ 2 ordine de mărime ca
urmare a cristalizării fazei Co2Si (faza cu anizotropie magnetocristalină mare).
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Co70Fe4Ni2Si15B9
d = 0.2 mm
v = 26 m/s
h = 33 m
Inte
nsity (
a.u
.)
2 Theta (o)
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Co70Fe4Ni2Si15B4Zr50.8 mm
d = 0.15
n = 21 m/s
h = 33 m
Inte
nsity (
a.u
.)
2 Theta (o)
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Co70Fe4Ni2Si15B4Ti50.8 mm
d = 0.15
n = 21 m/s
h = 33 m
Inte
nsity (
a.u
.)
2 Theta (o)
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Inte
nsity (
a.u
.)
2 Theta (o)
Co70Fe4Ni2Si10B9Zr50.8 mm
d = 0.15 mm
n = 21 m/s
h = 32 m
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
Co70Fe4Ni2Si10B9Ti50.8mm
d = 0.2 mm
n = 26 m/s
h = 33 m
Inte
nsity (
a.u
.)
2 Theta (o)
200 300 400 500 600 700 800 900
-10
-5
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
He
at F
low
(m
W/m
g)
Temperature (oC)
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Zr
5
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Ti
5
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
9
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
9 - amorphous powder
-
14
(a) (b)
Ciclurile de histerezis magnetic pentru benzile si pulberile amorfe cu baza Co.
Din cauza contaminării aliajului cu atomi nemagnetici precum și a prezentei benzenului adsorbit pe
suprafața pulberilor, acestea prezintă magnetizare la saturație inferioară benzilor amorfe cu
aceiași compoziție.
-800 -600 -400 -200 0 200 400 600 800
-80
-60
-40
-20
0
20
40
60
80
Co70
Fe4Ni
2Si
10B
9Ti
5
Amorphous ribbon
Amorphous powder
Ma
gn
etisa
tio
n (
Am
2/k
g)
Applied field (kA/m)
-4 -3 -2 -1 0 1 2 3 4
-4
-3
-2
-1
0
1
2
3
4
-800 -600 -400 -200 0 200 400 600 800
-80
-60
-40
-20
0
20
40
60
80
Co70
Fe4Ni
2Si
10B
9Zr
5
Amorphous powder
Amorphous ribbon
Ma
gn
etisa
tio
n (
Am
2/k
g)
Applied field (kA/m)
-4 -3 -2 -1 0 1 2 3 4
-4
-3
-2
-1
0
1
2
3
4
-800 -600 -400 -200 0 200 400 600 800
-60
-40
-20
0
20
40
60 Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Zr
5
Amorphous ribbon
Amorphous powder
Ma
gn
etisa
tio
n (
Am
2/k
g)
Applied field (kA/m)
-4 -3 -2 -1 0 1 2 3 4
-4
-2
0
2
4
-
15
Rezultate şi discuţii - ETAPA 4
19. Obiectivele etapei
Producerea şi caracterizarea compactelor amorfe/nanocristaline prin sinterizare în plasmă (SPS)
utilizând pulberile amorfe cu baza Fe şi Co.
20. Detalii experimentale
In acest subcapitol al raportului științific se vor prezenta doar acele detalii experimentale care privesc
tehnicile de preparare şi caracterizare a probelor care nu au fost prezentate în cadrul etapelor anterioare.
Sinterizarea în plasma a pulberilor amorfe
Sinterizarea in plasma (Spark Plasma Sintering - SPS) a pulberilor amorfe s-a realizat pe un echipament
experimental proiectat şi realizat în cadrul departamentului de Stiinta şi Ingineria Materialelor din Universitatea
Tehnică din Cluj Napoca. In figura 1 este prezentată instalaţia SPS utilizată în cadrul acestui studiu.
Figura 1. Instalatia experimentala de sinterizare in plasma.
Toate probele sinterizate şi prezentate în acest raport au fost presate cu presiunea de 30 MPa. In cadrul
acestor experimente s-a evaluat influența temperaturii şi a duratei de sinterizare asupra densităţii, structurii, şi
caracteristicilor magnetice ale compactelor.
-
16
Analize in-situ de difracţii de raze X în temperatură – in-situ HT-XRD
Datorită sprijinului financiar oferit de acest proiect de cercetare a fost posibilă achizitionarea nu numai
a difractometrului Inel Equinox 300 dar şi a unei camere de înaltă temperatură de tip Anton-Paar HTK 1200N
– UNICA IN ROMANIA.
Pentru a investiga cinetica de cristalizare a aliajelor amorfe s-au realizat măsurători de difracţii de raze X
în temperatură, folosind un cuptor special (Anton-Paar HTK 1200N) care se montează pe difractometru în locul
suportului port-probă. În figura 2 este prezentat cuptorul montat pe difractometru, precum și suportul special
folosit pentru fixarea probei în timpul măsurătorilor.
(a) (b)
Figura 2. Imaginea cuptorului și a suportului port-probă utilizate pentru realizarea difracțiilor
de raze X în temperatură.
Pentru realizarea acestui studiu cuptorul a fost programat să se încălzească cu 20 °C/ min până la
temperatura de 900 °C. Atmosfera folosită în cadrul acestui studiu a fost vidul preliminar, incinta cuptorului fiind
vidată continuu pe toată durata măsurătorilor. În timpul programului de încălzire a probei, difractometrul a fost
programat să înregistreze în mod continuu difractograme a căror durată a fost de câte 2 minute. Răcirea probei
sub formă de bandă s-a realizat odată cu cuptorul, în acest interval nefiind înregistrate difractograme.
Caracterizarea magnetică a compactelor sinterizate
Măsurătorile magnetice realizate pe torii bobinaţi au fost efectuate cu ajutorul histerezisgrafului
Remacomp Combination C – 705 în regim alternativ şi în curent continuu.
-
17
Figura 3. Histerezisgraful Remacomp Combination C-705.
Principalele caracteristici care au fost determinate în urma trasării ciclulurilor de histerezis pentru
materialele studiate sunt: permeabilitatea magnetică, frecvenţa de limitare, pierderile magnetice, câmpul
coercitiv, inducţia la saturaţie, inducţia remanentă etc. Menţionăm faptul că, compactele studiate în această
lucrare de licenţă au fost investigate în ceea ce priveşte caracteristicile magnetice atât în regim de magnetizare
alternativă (la frecvenţe de până la 10 kHz, Bmax=0,1 T) cât şi în regim cvasi-continuu (frecvenţe de 0,1 Hz). In
figura 4 este prezentată imaginea unui compact sinterizat în plasmă bobinat (conţine bonina primară şi bobina
secundară) pregatit pentru a fi măsurat.
Figura 4. Compact sinterizat în plasmă bobinat.
-
18
Un alt tip de măsurători magnetice au fost realizate cu ajutorul unui magnetometru cu probă vibrantă
produs de Lake Shore Cryotronics. Acest tip de măsurători s-au realizat pe acele compacte a căror rezistenţă
mecanică nu a permis realizarea bobinei primare şi secundare necesare determinării caracteristicilor magnetice
cu metoda histerezisgrafului.
Figura 5. Echipamentul VSM utilizat la trasarea ciclurilor de histerezis magnetic.
Pentru realizarea măsurătorilor magnetice au fost prelevate probe din compactele sinterizate în plasmă,
a căror masă s-a încadrat, în general, între 2 mg și câteva zecimi de mg. Ciclurile de histerezis au fost trasate cu
un pas de 0,00025 T. Valoarea maximă a câmpului magnetic aplicat cu ajutorul bobinelor electromagnetice a
fost de 1500 kA/m, atât în sens pozitiv, cât și în sens negativ. În vederea stabilirii caracteristicilor magnetice
(permeabilitate și magnetizare la saturație) pentru fiecare ciclu de histerezis magnetic s-a trasat și curba de
primă magnetizare.
22. Rezultate şi discutii
22.1. Compacte sinterizate in plasma din pulberi amorfe de Fe75Si20B5
Analiza in-situ HT-XRD a pulberii amorfe de Fe75Si20B5
In figura 6 este prezentată analiza in-situ prin difracţii de raze X la temperaturi ridicate a pulberii amorfe
de Fe75Si20B5 obţinută prin aliere mecanică umedă.
-
19
Figura 6. Analiza HT-XRD a pulberii amorfe de Fe75Si20B5 obţinută prin aliere mecanică umedă.
Se poate observa că produşii procesului de cristalizare indusă termic sunt o soluţie solidă pe baza de Fe
şi o serie de boruri ale fierului. Temperatura la care are loc cristalizarea aliajului este în jur de 450 °C fiind în
conformitate cu analizele DSC prezentate în rapoartele anterioare. Pe langă aceste maxime mai apar şi maxime
de difracţie corespunzătoare oxidului de fier Fe3O4. Oxidarea aliajului se poate explica prin aceea că
măsurătoarea s-a realizat în vid preliminar (10-2 Torr) o atmosferă care poate duce la oxidarea materialelor la
temperaturi ridicate.
Analiza compactelor sinterizate în plasmă
Un prim set de experimente de sinterizare în plasmă a avut drept obiectiv obţinerea compactelor din
pulberi amorfe de Fe75Si20B5 (% atomice) obţinute prin aliere mecanică umedă. Toate încercările de a obţine
compacte la temperaturi de sinterizare inferioare temperaturiii de cristalizare a aliajului nu au reusit. A fost
posibilă obtinerea de compacte cu rezistenţă mecanica satisfăcătoare doar la temperaturile de 800, 850 şi 900
°C. Difractogramele probelor de Fe75Si20B5 sinterizate în plasmă sunt prezentate în figura 7.
-
20
Figura 7. Difractogramele probelor de Fe75Si20B5 sinterizate în plasmă.
Difractogramele probelor sinterizate în plasmă arată faptul că în timpul sinterizării pulberii a avut loc şi
cristalizarea acesteia. Ca urmare a cristalizării aliajului a rezultat că faza majoritară faza Fe3Si ordonată din punct
de vedere cristalografic (superstructură) DO3. De asemenea, o mică cantitate de Fe2B s-a creat în timpul
cristalizării induse de procesul de sinterizare în plasmă.
Caracterizarea magnetică a compactelor de Fe75Si20B5 sinterizate în plasmă
Caracterizarea în regim static – DC
In figura 8 este prezentată influenţa duratei de sinterizare la temperatura de 800 °C asupra
permeabilităţii relative maxime şi a inducţiei la saturaţie a compactelor. De asemenea, densitatea compactelor
sinterizate este prezentată pentru fiecare durată de sinterizare.
-
21
Figura 8. Influenţa durate de sinterizare la temperatura de 800 °C asupra permeabilităţii
relative maxime şi a inducţiei la saturaţie a compactelor.
Se poate observa că densitatea compactelor creşte odată cu creşterea duratei de sinterizare fiind un
comportament clasic. Ca urmare a creşterii densităţii compactelor are loc şi creşterea inducţiei la saturaţie şi a
permeabilităţii magnetice maxime.
Influenţa temperaturii de sinterizare asupra caracteristicilor magnetice a compactelor este prezentată
în figura 9. Se poate observa că odată cu creşterea temperaturii de sinterizare are loc o creştere importantă a
densităţii compactelor. De asemenea, acelaşi efec pozitiv al creşterii densităţii compactelor asupra inducţiei la
saturaţie şi a permeabilităţii relative maxime poate fi observat şi în acest caz. Cu toate acestea, dacă analizăm
valorile inducţiei la saturaţie şi a permeabilităţii relative maxime a compactelor observăm că acestea nu sunt
cele aşteptate. Pentru a explica acest fapt trebuie ţinut cont de densitatea relativ scazută a compactelor
comparativ cu densitatea teoretică a aliajului precum şi de caracterul multifazic a compactelor. In literatura de
specialitate s-a arătat faptul că aparitia borurilor de fier in timpul cristalizarii aliajelor amorfe (sub forma de
benzi amorfe) conduce la diminuarea caracteristicilor magnetice (în special inducţie la saturaţie şi camp
coercitiv).
-
22
Figura 9. Influenţa temperaturii de sinterizare asupra caracteristicilor magnetice a
compactelor sinterizate în plasmă.
De asemenea, am pus în evidenţă faptul că în timpul sinterizării în plasmă are loc şi o contaminare cu
atomi de C a suprafeţei compactelor sinterizate. Această contaminare va conduce la diminuarea caracteristicilor
magnetice a compactelor.
Figura 10. Analiza EDX arătand distribuţia elementelor Fe, Si, B şi C într-o secțiune dintr-o proba de Fe75Si20B5 sinterizată în plasmă la temperatura de 900 °C/1 min.
Analiza EDX prezentata in figura 10 arată clar prezenta carbonului în stratul superficial a compactului
sinterizat în plasmă pe o adâncime de aproximativ 2 micrometrii.
-
23
Caracterizarea in regim dinamic – AC
In figura 11 este prezentat modul de variaţie a permeabilităţii relative iniţiale şi a pierderilor magnetice
în funcţie de frecvența campului exterior pentru diverse conditii de sinterizare.
Figura 11. Caracteristicile
magnetice în regim de
magnetizare dinamică a
compactelor de FeSiB
sinterizare în plasmă.
Influenţa temperaturii şi a
duratei de sinterizare.
Analizand influenţa duratei de sinterizare asupra permeabilităţii şi pierderilor magnetice se observă că
acestea variază în concordanţă directă cu densitatea compactelor precum şi cu rezistivitatea lor electrică.
Compactul menținut la temperatura de sinterizare cel mai mult (5 minute) prezintă densitatea ce-a mai mare şi
deci şi permeabilitatea ce-a mai mare comparativ cu compactele sinterizate durate mai scurte. Analiza evoluţiei
pierderilor magnetice a scos în evidenţă următoarele aspecte: (i) la frecvenţe joase, cele mai mici pierderi
magnetice le prezintă compactul menţinut la temperatura de sinterizare cel mai lung timp (800 °C/5 min.); (ii)
compactul sinterizat 5 minute la temperatura de 800 °C prezintă cele mai mari pierderi în zona frecvenţelor
crescute. La frecvenţe joase, predominante sunt pierderile prin histerezis magnetic care sunt influenţate de
puritatea materialului. Explicaţia comportamentului pierderilor la frecvenţe joase se poate face considerand
porozitatea materialului ca fiind o impuritate din punct de vedere magnetic care împiedică deplasarea peretilor
de domeniu. Cu cat densitatea compactului este mai mare (porozitatea mai mică) cu atat pierderile prin
-
24
histerezis magnetic o să fie mai mici. In ceea ce priveşte comportamentul la frecvenţe mari, în acest domeniu
pierderile magnetice sunt dominate de pierderile prin cureţi turbionari. Acestea sunt dependente de
rezistivitatea electrică a compactului. Este logic că, compactul cu densitatea ce-a mai mare va avea rezistivitatea
ce-a mai mică. Asadar, compactul sinterizat la temperatura de 800 °C timp de 5 minute va avea cele mai mari
pierderi magnetice în domeniul frecvenţelor ridicate (peste 1 kHz) comparativ cu compactele sinterizate la
aceiaşi temperatură dar cu menţinere la temperatura de sinterizare mai mică. Aceleaşi considerente explică şi
modul de variaţie a permeabilităţii şi pierderilor magnetice în funcţie de temperatura de sinterizare. In cazul
compactelor sinterizate la 800 °C/5 min şi 900 °C/1 min se poate observa că permeabilitatea lor scade
semnificativ pentru frecvenţe mai mari de 1 kHz indicand astfel aprpierea de frecvenţa de tăiere. Peste această
frecvenţă (frecvenţa de tăiere) compactul nu mai poate fi utilizat. Scăderea permeabilităţii este dată de
creşterea intensităţii cutenţilor turbionari odată cu creşterea frecvenţei campului de magnetizare. Acestia vor
creia un camp demagnetizant din ce în ce mai mare ceea ce va duce la scăderea permeabilităţii magnetice a
compactului.
22.2. Compacte sinterizate în plasmă din pulberi amorfe de Fe73,5Cu1Nb3Si13,5B9 (at.%)
Analiza in-situ HT-XRD a pulberii amorfe de Fe73,5Cu1Nb3Si13,5B9
In figura 12 este prezentata analiza HT-XRD a pulberilor de Fe73,5Cu1Nb3Si13,5B9 obtinute prin aliere
mecanica umeda.
Figura 12. Analiza HT-XRD a pulberilor de Fe73,5Cu1Nb3Si13,5B9 obţinute prin aliere mecanică umedă.
Se poate observa, şi în acest caz, că produşii procesului de cristalizare indusă termic sunt o soluţie solida
pe bază de Fe şi o serie de boruri ale fierului. Temperatura la care are loc cristalizarea aliajului este in jur de 450
°C fiind în conformitate cu analizele DSC prezentate în rapoartele anterioare.
AMORF
-
25
Caracterizarea în regim dinamic – AC
In figura 14 este prezentată evoluţia permeabilităţii relative iniţiale şi a pierderilor magnetice în funcţie
de frecvenţa campului de magnetizare pentru diverse condiţii de sinterizare. Trebuie menţionat că o parte din
compactele preparate nu au avut o rezistenţă mecanică suficientă pentru a fi bobinate şi măsurate.
Figura 14. Evoluţia permeabilităţii relative iniţiale şi a pierderilor magnetice în funcţie de frecvenţa campului de magnetizare pentru diverse condiţii de sinterizare.
In figura 14 se poate observa că ce-a mai mare permeabilitate o are compactul sinterizat la temperatura
de 500 °C/10 minute. Acest compact are structură amorfă iar faptul că are caracter monofazic face ca el sa aibă
permeabilitatea ce-a mai mare. Se observă ca permeabilitatea tuturor compactelor este constantă pe întreg
domeniul de frecvenţe ceea ce indică faptul că aceste compacte sunt încă departe de a atinge frecvenţa lor de
tăiere. In ceea ce priveşte pierderile magnetice a acestor compacte, se poate observa că compactul sinterizat la
temperatura de 800 °C prezintă cele mai mari pierderi. Acest lucru se explică prin prisma faptului că acest
compact are densitatea ce-a mai mare şi deci rezistivitatea electrica ce-a mai mică. Acest fapt permite
dezvoltarea curentior turbionari care vor duce la pierderi magnetice crescute la frecvenţe ridicate.
100 1000 10000
4
6
8
10
12
14
16
18
20
r
i
f (Hz)
500 oC/10 min
600 oC/1 min
700 oC/1 min
800 oC/1 min
100 1000 10000
0
500
1000
Ps (
W/k
g)
f (Hz)
500 oC/10 min
800 oC/1 min
700 oC/1 min
600 oC/1 min
-
26
Caracterizarea în regim static – DC
Caracterizarea iîn regim static s-a realizat cu ajutorul unui magnetometru cu proba vibrantă (VSM). In
figura 15 sunt prezentate ciclurile de histerezis magnetic a probelor sinterizate în funcţie de parametrii
procesului de sinterizare.
Figura 15. Ciclurile de histerezis magnetic a probelor sinterizate în plasma în functie de
parametrii procesului de sinterizare.
Figura 16. Influenţa duratei de sinterizare asupra ciclurilor de histerezis magnetic a compactelor sinterizate
-1500 -1000 -500 0 500 1000 1500
-100
-50
0
50
100
M (
Am
2/k
g)
H (kA/m)
M (
Am
2/k
g)
H (kA/m)
500 oC/1 min.
525 oC/1 min.
600 oC/1 min.
700 oC/1 min.
800 oC/1 min.
-30 -20 -10 0 10 20 30
-20
-10
0
10
20
-1500 -1000 -500 0 500 1000 1500
-150
-100
-50
0
50
100
150
H (kA/m)
M (
Am
2/k
g)
M (
Am
2/k
g)
H (kA/m)
500 oC/1 min.
500 oC/10 min.
-20 -15 -10 -5 0 5 10 15 20
-15
-10
-5
0
5
10
15
-
27
Se poate observa că pentru compactele sinterizate pană la temperatura de 600 °C avem o uşoară
creştere a magnetizării la saturaţie probabil datorită unei microstructuri mai favorabile. Peste această
temperatură magnetizarea începe să scadă, cel mai probabil datorită creşterii procentului de boruri din
material. Este cunoscut faptul că formarea borurilor duce la scăderea magnetizării la saturaţie a aliajului
datorită scăderii momentului magnetic al Fe în aceşti compuşi. In ceea ce priveşte evoluţia campului coercitiv,
se poate observa că acesta creşte odată cu creşterea temperaturii de sinterizare. Creşterea cantităţii de boruri
(faze cu anizotropie magneto-cristalină crescută) poate să explice acest fenomen.
In figura 16 se poate observa că cele două compacte au magnetizarea la saturaţie relativ egală dar cel
mai mic camp coercitiv aparţine probei sinterizate timp de 10 minute la temperatura de 500 °C. Avand în
vedere că ambele probe sunt amorfe, explicatia valorii mai reduse a campului coercitiv poate fi densitatea
compactului. Compactul sinterizat o durată mai lugă va avea o densitate mai mare, ceea ce conduce în mod
direct la un camp coercitiv mai mic.
22.3. Compacte sinterizate din pulbere amorfa cu baza Co
In cazul compactelor sinterizate în plasmă din pulberi amorfe cu baza Co s-a încercat obținerea unor
compacte prin sinterizare la temperaturi ușor inferioare temperaturii de cristalizare a aliajelor. Este de
menționat faptul că nici un compact nu a avut rezistenţa mecanică suficientă pentru a putea fi găurit, bobinat si
măsurat în regim dinamic. Din acest motiv, caracterizarea din punct de vedere magnetic cuprinde doar
măsurători în regim static adică măsurători VSM. In tabelul 1 sunt prezentate aliajele, condițiile de sinterizare şi
densitățile obținute pe fiecare proba sinterizată. Temperaturile diferite de sinterizare au fost astfel alese
deoarece substituția B sau a Si cu Ti sau Zr a condus la temperaturi de cristalizare diferite pentru fiecare aliaj in
parte.
Tabelul 1. Condiţiile de sinterizare şi densitatea pentru fiecare compact obţinut.
Aliaj Conditii de sinterizare Densitate
Co70Fe4Ni2Si15B9 400 °C/1min./30 MPa 5.77 g/cm3
Co70Fe4Ni2Si15B4Zr5 450 °C/1min./30 MPa 6.18 g/cm3
Co70Fe4Ni2Si15B4Ti5 450 °C/1min./30 MPa 5.45 g/cm3
Co70Fe4Ni2Si15B4Ti5 450 °C/1min./30 MPa 6.19 g/cm3
Co70Fe4Ni2Si10B9Ti5 580 °C/1min./30 MPa 6.05 g/cm3
Co70Fe4Ni2Si10B9Zr5 500 °C/1min./30 MPa 6.13 g/cm3
In figura 17 sunt prezentate difractogramele probelor sinterizate in plasma pornind de la pulbere amorfă
cu baza Co preparată prin aliere mecanică umedă. In urma studiilor realizate în cadrul acestui contract s-a ajuns
la concluzia că aceasta familie de aliaje prezintă o cristalizare de tip eutectic în cadrul căreia rezultă, în principal,
simultan, următoarele faze: o soluție solidă cu baza Co cu structură cubică, Co2Si şi Co2B.
-
28
Figura 17. Difractogramele compactelor sinterizate în plasmă din pulberi amorfe cu baza Co.
Figura 18. Ciclurile de histerezis magnetic pentru compactele sinterizate in plasma din pulberi amorfe cu baza Co.
20 30 40 50 60 70 80 90 100 110
0
700
1400
2100
2800
3500
4200
4900
5600
6300
Co70
Fe4Ni
2Si
10B
9Zr
5 - 500
oC/1 min
Co70
Fe4Ni
2Si
10B
9Ti
5 - 580
oC/1 min
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Zr
5 - 450
oC/1 min
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Ti
5 - 450
oC/5 min
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Ti
5 - 450
oC/1 min
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
9 - 400
oC/1 min
Inte
nsita
te (
u.a
.)
2 Theta (o)
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
9 - 900
oC/1 min
Co
Co2B
Co2Si
-1500 -1000 -500 0 500 1000 1500
-100
-75
-50
-25
0
25
50
75
100
M (
Am
2/k
g)
H (kA/m)
M (
Am
2/k
g)
H (kA/m)
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Ti
5
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
4Zr
5
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
9
-10 -5 0 5 10
-9
-6
-3
0
3
6
9
-2000 -1000 0 1000 2000
-100
-50
0
50
100
M (
Am
2/k
g)
H (kA/m)
Co70
Fe4Ni
2Si
10B
9Ti
5
Co70
Fe4Ni
2Si
10B
9Zr
5
Co70
Fe4Ni
2Si
15B
9
H (kA/m)
M (
Am
2/k
g)
-30 -25 -20 -15 -10 -5 0 5 10 15 20 25 30
-15
-10
-5
0
5
10
15
-
29
In figura 18 sunt prezentate ciclurile de histerezis magnetic pentru compactele sinterizate în plasmă din
pulberi amorfe cu baza Co. Ciclurile de histerezis au fost astfel trasate încât să pună in evidenţă influenţa fie a
substituției Si cu Ti sau Zr fie asubstituției B cu Ti sau Zr. Analizând ciclurile de histerezis magnetic prezentate în
figura 18 se poate observa că substituția B cu Zr conduce la compacte cu magnetizare la saturație scăzută. In
ceea ce privește câmpul coercitiv, s-a observat faptul că substituția a 5 % B cu Ti sau a 5 % Si cu Zr conduce la
obținerea compactelor cu cel mai mic câmp coercitiv. Celelalte substituții conduc la compacte cu câmp coercitiv
crescut. Cel mai coercitiv compact obținut în cadrul acestui studiu este compactul în cadrul căruia 5 % Si a fost
substituit cu același procent atomic de Ti. Cel mai mic câmp coercitiv a fost observat in cazul compactului în care
s-a realizat substituția Si cu Zr.
23. Concluzii
In cadrul acestei etape s-au obținut compacte pornind de la pulberi amorfe cu baza Fe si Co prin
sinterizare în plasmă. Sinterizarea în plasmă poate fi o cale viabilă pentru obținerea unor compacte cu bune
caracteristici magnetice. Totuși, pentru a obține compacte cu densitate crescută este necesar să se poată aplica
presiuni mai mari în timpul procesului de sinterizare în plasmă. Compactele cu baza Fe au fost caracterizate în
regim static şi dinamic şi s-a concluzionat că densitatea şi rezistivitatea lor electrică sunt caracteristicile care pot
explica proprietățile acestora precum şi variația acestor proprietăți odată cu creșterea frecvenţei. In cazul
compactelor sinterizate din pulberi amorfe cu baza Co, datorită cristalizării de tip eutectic este practic imposibilă
evitarea apariției fazelor cu anizotropie crescută şi deci obținerea unor compacte cu câmp coercitiv mic.
24. Diseminarea rezultatelor
Realizările/rezultatele științifice de până în acest moment au fost diseminate sub formă de:
Prezentări orale – 3:
o 1 la conferinţa AMS13 – Advanced Materials and Structures –Timişoara 2013;
o 2 la conferința ADEM - Advances in Engineering & Management Drobeta Turnu-Severin 2014;
Postere – 5:
o JEMS 2013 - Joint European Magnetic Symposia – 2013 Grecia;
o SMM21- Soft Magnetic Materials – 2014 Ungaria;
o Materiaux 2014-Franța;
o ICM 2015 – International Conference on Magnetism – 2015 Spania,
o ANMM 2015 - Amorphous and Nanostructured Magnetic Materials – 2015 Iaşi, Romania;
Articole ISI procedings – 3:
o Solid State Phenomena 216 (2014) 163-168;
o Advanced Engineering Forum 13 (2015) 37-41;
o Advanced Engineering Forum 13 (2015) 54-58.
Articole ISI – 6:
o Journal of Alloys and Compounds 600 (2014) 1-7 – 7 citari independente;
-
30
o Advanced Powder Technology 26 (2014) 323-328;
o Journal Of Alloys and Compounds 626 (2015) 49-55 – 1 citare independenta.
o Journal of Alloys and Compounds, Volume 673 (2016) 80-85
o Materials Chemistry and Physics, In Press, Corrected Proof (2016), http://dx.doi.org/10.1016/j.matchemphys.2016.08.005
o Advanced Powder Technology 27 (2016) 461-470
Articole in curs de publicare – 3
o 1 articol in evaluarea co-autorilor (de trimis la un jurnal ISI – Materials and Design).
o 1 articol in redactare care urmează a fi trimis in intervalul 2016-2017.
http://dx.doi.org/10.1016/j.matchemphys.2016.08.005
-
31
25. Bibliografie
1. H. Warlimont, R. Boll, Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 26 (1982) 97–105
2 P. Marmin, A. Hernando, Applications of amorphous and nanocrystalline magnetic materials, Journal of Magnetism and Magnetic Materials 215-216 (2000) 729-734
3 M. E. McHenry, M. A. Willard, D. E. Laughlin, Amorphous and nanocrystalline materials for applications as soft magnets, Progress in Materials Science 44 (1999) 291-433.
4 R. Hasegawa, Applications of amorphous magnetic alloys in electronic devices, Journal of Non-Cristalline Solids 287 (2001) 405-412
5 R. Hasegawa, Advances in amorphous and nanostructured materials, Journal of Optoelectronics and Advanced Materials 6 (2004) 503 – 510
6 W. Martienssen, H. Warlimont (Eds.), Springer Handbook of Condensed Matter and Materials Data, Springer, 2005
7 R. Alben, J.J. Becker, M.C. Chi, Random anisotropy in amorphous ferromagnets, J. Appl. Phys. 49, (1978) 1653.
8 T. Egami, P.J. Flanders, C.D. Graham Jr, Low−field magnetic properties of ferromagnetic amorphous alloys, Applied Physic Letter 26 (1975) 128.
9 H.-M.Wu, C.-J. Hu, H.-C. Li, Journal of Alloys and Compounds 483 (2009) 553–556
10 L. Karimia, H. Shokrollahi, Journal of Alloys and Compounds 509 (2011) 6571–6577
11 Z. Hua, Y.M. Sun,W.Q. Yu, M.B.Wei, L.H. Liu, Journal of Alloys and Compounds 477 (2009) 529–531
12 J.J. Ipus, J.S. Blázquez, V. Franco, A. Conde, Journal of Alloys and Compounds 496 (2010) 7–12
13 R. Besmel, M.Ghaffari, H.Shokrollahi, B.Chitsazan, L.Karimi, Journal of Magnetismand Magnetic Materials 323 (2011) 2727–2733
14 T.T. Saravanan, S. Kumaran, T. Srinivasa Rao, Materials Letters 63 (2009) 780–782
15 S. Allega, S. Azzaza, R. Bensalem, J.J. Sunol, S. Khene, G. Fillion, Journal of Alloys and Compounds 482 (2009) 86–89
16 S. Souilah, S. Alleg, C. Djebbari, R. Bensalem, J.J. Sunol, Materials Chemistry and Physics 132 (2012) 766– 772
17 A.M. Bolarín-Miró, F. Sánchez-De Jesús, G. Torres-Villaseñor, C.A. Cortés-Escobedo, J.A. Betancourt-Cantera, J.I. Betancourt-Reyes, Journal of Non-Crystalline Solids 357 (2011) 1705–1709
18 H. Chiriac, N. Lupu, Bulk amorphous magnetic materials” în Handbook of Advanced Magnetic Materials, Volume III: Advanced Magnetic Materials: Fabrication and Processing Springer, (2006) 303-352.
19 H. Chiriac, N. Lupu, Design and preparation of new soft magnetic bulk amorphous alloys for applications, Materials Science and Engineering A, 375-377 (2004) 255-259
20 E. du Trémolete de Lacheisserie, D. Ginoux, M. Schlenker (Eds) Magnetism - Fundamentals, Springer, 2005
21 A. Inoue, Acta Materialia 48 (2000) 279-306.
22 B. V. Neamţu, T. F. Marinca, I. Chicinaş, F. Popa, O. Isnard, Preparation and characterization of amorphous
soft magnetic FeSiB powders and spark plasma sintered compacts, Solid State Phenomena Vol. 216 (2014)
163-168
23 B. V. Neamţu, T. F. Marinca, I. Chicinaş, O. Isnard, V. Pop, P. Păşcuţă, Preparation and soft magnetic
properties of spark plasma sintered compacts based on Fe–Si–B glassy powder, Journal of Alloys and
Compounds, 600 (1-7) 2014.
-
32
24 B.V. Neamţu, T.F. Marinca, I. Chicinaş, O. Isnard, Structural, magnetic and thermal characterisation of
amorphous FINEMET powders prepared by wet mechanical alloying, Journal of Alloys and Compounds, In
Press, Accepted Manuscript (doi:10.1016/j.jallcom.2014.11.158)
25 B.V. Neamţu, T.F. Marinca, I. Chicinaş, O. Isnard, F. Popa, Structural and magnetic characteristics of Co-
based amorphous powders prepared by wet mechanical alloying, Advanced Powder Technology, In
Press, Corrected Proof (doi:10.1016/j.apt.2014.10.014)
26 M.D. Dolan, N.C. Dave, A.Y. Ilyushechkin, L.D. Morpeth, K.G. McLennan, Journal of Membrane Science 285
(2006) 30–55
27 B.V. Neamţu, H.F. Chicinaş, T.F. Marinca, O. Isnard, O. Pană, I. Chicinaş, Amorphisation of Fe-based alloy
via wet mechanical alloying assisted by PCA decomposition, Materials Chemistry and Physics – under
review.
28 B.V. Neamţua, H.F. Chicinaş, T.F. Marinca, O. Isnard, I. Chicinaş, F. Popa, Amorphisation of Fe-Si-B alloys
induced by wet mechanical alloying. Influence of transition metals for Si substitution on the structure,
thermal and magnetic properties of the alloy, Advanced Powder Technology – under review.
29 B.V. Neamţu, I. Chicinaş, O. Isnard, F. Popa, V. Pop, Intermetallics 19 (2011) 19-25.
30 M.R. Jaffari Jezeh, M. Tavoosi, A. Ghasemi, R. Farshadnia, Journal of Non-Crystalline Solids 427 (2015) 26–
33.
31 A.H. Taghvaei, M. Stoica, K.G. Prashanth, J. Eckert, Acta Materialia 61 (2013) 6609–6621
32 A. H. Taghvaei, M. Stoica, M. S. Khoshkhoo, J. Thomas, G. Vaughan, K. Janghorban, J. Eckert, Materials
Chemistry and Physics 134 (2012) 1214-1224.
Cluj-Napoca S.l. dr.ing. Bogdan Viorel Neamţu
28.09.2016
Diseminarea rezultatelor
Realizările/rezultatele științifice de până în acest moment au fost diseminate sub formă de:
Prezentări orale – 3:
o 1 la conferinţa AMS13 – Advanced Materials and Structures –Timişoara 2013;
o 2 la conferința ADEM - Advances in Engineering & Management Drobeta Turnu-Severin 2014;
-
33
Postere – 5:
o JEMS 2013 - Joint European Magnetic Symposia – 2013 Grecia;
o SMM21- Soft Magnetic Materials – 2014 Ungaria;
o Materiaux 2014-Franța;
o ICM 2015 – International Conference on Magnetism – 2015 Spania,
o ANMM 2015 - Amorphous and Nanostructured Magnetic Materials – 2015 Iaşi, Romania;
Articole ISI procedings – 3:
o Solid State Phenomena 216 (2014) 163-168;
o Advanced Engineering Forum 13 (2015) 37-41;
o Advanced Engineering Forum 13 (2015) 54-58.
Articole ISI – 3:
o Journal of Alloys and Compounds 600 (2014) 1-7 – 5 citari independente;
o Advanced Powder Technology 26 (2014) 323-328;
o Journal Of Alloys and Compounds 626 (2015) 49-55 – 1 citare independenta.
Articole in curs de publicare – 3
o 1 articol Materials Chemistry and Physics – under review (trimis - 07.08 2015);
o 1 articol Advanced Powder Technology – under review (trimis – 22. 07.2015);
o 1 articol in evaluarea co-autorilor (de trimis la un jurnal ISI - Decembrie 2015 – Ianuarie 2016).
Rezultatele obținute în cadrul etapei cu numărul 3 din cadrul acestui proiect vor face subiectul a minim
2 articole ce vor fi trimise spere publicare în reviste cotate ISI.
Bibliografie
1. H. Warlimont, R. Boll, Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 26 (1982) 97–105
33 P. Marmin, A. Hernando, Applications of amorphous and nanocrystalline magnetic materials, Journal of Magnetism and Magnetic Materials 215-216 (2000) 729-734
-
34
34 M. E. McHenry, M. A. Willard, D. E. Laughlin, Amorphous and nanocrystalline materials for applications as soft magnets, Progress in Materials Science 44 (1999) 291-433.
35 R. Hasegawa, Applications of amorphous magnetic alloys in electronic devices, Journal of Non-Cristalline Solids 287 (2001) 405-412
36 R. Hasegawa, Advances in amorphous and nanostructured materials, Journal of Optoelectronics and Advanced Materials 6 (2004) 503 – 510
37 W. Martienssen, H. Warlimont (Eds.), Springer Handbook of Condensed Matter and Materials Data, Springer, 2005
38 R. Alben, J.J. Becker, M.C. Chi, Random anisotropy in amorphous ferromagnets, J. Appl. Phys. 49, (1978) 1653.
39 T. Egami, P.J. Flanders, C.D. Graham Jr, Low−field magnetic properties of ferromagnetic amorphous alloys, Applied Physic Letter 26 (1975) 128.
40 H.-M.Wu, C.-J. Hu, H.-C. Li, Journal of Alloys and Compounds 483 (2009) 553–556
41 L. Karimia, H. Shokrollahi, Journal of Alloys and Compounds 509 (2011) 6571–6577
42 Z. Hua, Y.M. Sun,W.Q. Yu, M.B.Wei, L.H. Liu, Journal of Alloys and Compounds 477 (2009) 529–531
43 J.J. Ipus, J.S. Blázquez, V. Franco, A. Conde, Journal of Alloys and Compounds 496 (2010) 7–12
44 R. Besmel, M.Ghaffari, H.Shokrollahi, B.Chitsazan, L.Karimi, Journal of Magnetismand Magnetic Materials 323 (2011) 2727–2733
45 T.T. Saravanan, S. Kumaran, T. Srinivasa Rao, Materials Letters 63 (2009) 780–782
46 S. Allega, S. Azzaza, R. Bensalem, J.J. Sunol, S. Khene, G. Fillion, Journal of Alloys and Compounds 482 (2009) 86–89
47 S. Souilah, S. Alleg, C. Djebbari, R. Bensalem, J.J. Sunol, Materials Chemistry and Physics 132 (2012) 766– 772
48 A.M. Bolarín-Miró, F. Sánchez-De Jesús, G. Torres-Villaseñor, C.A. Cortés-Escobedo, J.A. Betancourt-Cantera, J.I. Betancourt-Reyes, Journal of Non-Crystalline Solids 357 (2011) 1705–1709
49 H. Chiriac, N. Lupu, Bulk amorphous magnetic materials” în Handbook of Advanced Magnetic Materials, Volume III: Advanced Magnetic Materials: Fabrication and Processing Springer, (2006) 303-352.
50 H. Chiriac, N. Lupu, Design and preparation of new soft magnetic bulk amorphous alloys for applications, Materials Science and Engineering A, 375-377 (2004) 255-259
51 E. du Trémolete de Lacheisserie, D. Ginoux, M. Schlenker (Eds) Magnetism - Fundamentals, Springer, 2005
52 A. Inoue, Acta Materialia 48 (2000) 279-306.
53 B. V. Neamţu, T. F. Marinca, I. Chicinaş, F. Popa, O. Isnard, Preparation and characterization of amorphous
soft magnetic FeSiB powders and spark plasma sintered compacts, Solid State Phenomena Vol. 216 (2014)
163-168
54 B. V. Neamţu, T. F. Marinca, I. Chicinaş, O. Isnard, V. Pop, P. Păşcuţă, Preparation and soft magnetic
properties of spark plasma sintered compacts based on Fe–Si–B glassy powder, Journal of Alloys and
Compounds, 600 (1-7) 2014.
55 B.V. Neamţu, T.F. Marinca, I. Chicinaş, O. Isnard, Structural, magnetic and thermal characterisation of
amorphous FINEMET powders prepared by wet mechanical alloying, Journal of Alloys and Compounds,
626 (2015) 49-55
-
35
56 B.V. Neamţu, T.F. Marinca, I. Chicinaş, O. Isnard, F. Popa, Structural and magnetic characteristics of Co-
based amorphous powders prepared by wet mechanical alloying, Advanced Powder Technology, 26
(2015)323-328
57 M.D. Dolan, N.C. Dave, A.Y. Ilyushechkin, L.D. Morpeth, K.G. McLennan, Journal of Membrane Science 285
(2006) 30–55
58 B.V. Neamţu, H.F. Chicinaş, T.F. Marinca, O. Isnard, O. Pană, I. Chicinaş, Amorphisation of Fe-based alloy
via wet mechanical alloying assisted by PCA decomposition, Materials Chemistry and Physics – under
review.
59 B.V. Neamţua, H.F. Chicinaş, T.F. Marinca, O. Isnard, I. Chicinaş, F. Popa, Amorphisation of Fe-Si-B alloys
induced by wet mechanical alloying. Influence of transition metals for Si substitution on the structure,
thermal and magnetic properties of the alloy, Advanced Powder Technology – under review.
60 B.V. Neamţu, I. Chicinaş, O. Isnard, F. Popa, V. Pop, Intermetallics 19 (2011) 19-25.
61 M.R. Jaffari Jezeh, M. Tavoosi, A. Ghasemi, R. Farshadnia, Journal of Non-Crystalline Solids 427 (2015) 26–
33.
62 A.H. Taghvaei, M. Stoica, K.G. Prashanth, J. Eckert, Acta Materialia 61 (2013) 6609–6621
63 A. H. Taghvaei, M. Stoica, M. S. Khoshkhoo, J. Thomas, G. Vaughan, K. Janghorban, J. Eckert, Materials
Chemistry and Physics 134 (2012) 1214-1224.
Cluj-Napoca S.l. dr.ing. Bogdan Viorel Neamţu
02.12.2015