Впервые объяснение магнитных свойств ферритов было дано Л. Неелем. В соответствии с предложенной им теорией ферримагнетизма в оксидных ферромагнетиках происходит косвенное обменное взаимодействие ионов металлов при участии ионов кислорода. Рассмотрим принципы косвенного обменного взаимодействия на примере никелевого феррита. Внешняя электронная оболочка иона кислорода O2- полностью заполнена электронами, причем спиновые моменты попарно скомпенсированы. Электронные оболочки никеля и железа имеют соответственно два и пять нескомпенсированных электронных спинов. Диамагнитный ион кислорода может возбуждаться и передавать один из валентных электронов катиону никеля. Отдавая электрон, ион кислорода приобретает спиновый магнитный момент и взаимодействует с ионом железа. Благодаря сильному перекрытию электронных оболочек (а/r < 3) это взаимодействие имеет антиферромагнитный характер. Конечным результатом такого сложного обменного взаимодействия является то, что магнитные моменты ионов никеля и железа будут антипараллельными. Важным моментом является то, что магнитные моменты ионов железа и никеля различны, поэтому магнетизм ферритов или ферримагнетизм можно рассматривать как нескомпенсированный антиферромагнетизм.

В качестве магнитомягких материалов наиболее широко применяют никель-цинковые литий-цинковые и марганец-цинковые ферриты.

По электрическим свойствам ферриты относятся к полупроводникам или к диэлектрикам, поэтому потери на вихревые токи в ферритах ничтожно малы. Кроме того, они обладают высокой диэлектрической проницаемостью, что приводит к снижению скорости распространения электромагнитных волн в ферритах. Это обстоятельство позволяет изготавливать на базе ферритов линии задержки, фазовращатели, магнитные вентили и др. Монокристаллы магнитомягких ферритов применяются для изготовления магнитных головок записи и воспроизведения сигналов звукового и видеодиапазона в магнитофонах. Поскольку кристаллическая решетка ферритов упакована неплотно, то такие головки обладают повышенной износостойкостью.

3.4 Магнитотвердые материалы

Магнитотвердые материала идут на изготовление постоянных магнитов, запасенная магнитная энергия которых оценивается как произведение остаточной индукции на величину коэрцитивной силы

Емаг = НсBr (3.6)

Для того чтобы увеличить коэрцитивную силу нужно затруднить смещение границ доменов. Для этого необходимо чтобы магнитная анизотропия была максимальной, размер зерен был минимальным и материал должен содержать частицы, препятствующие движению границ доменов. Иначе говоря, требования к структуре магнитотвердых материалов прямо противоположны требованиям к требованиям магнитомягких материалов.

3.4.1 Промышленные магнитотвердые материалы.

Самыми «старыми» магнитотвердыми материалами являются углеродистые стали, закаливаемые на мартенсит. Для понимания природы повышения коэрцитивной силы при закалке сталей следует рассмотреть диаграмму состояния сплавов системы «железо - цементит» (см. рисунок 51).

До температуры 911°С железо имеет ОЦК решетку, выше этой температуры термодинамически более выгодной становится ГЦК решетка. Углерод может образовывать с железом химическое соединение цементит - Fe3C, а также растворяться в железе. Раствор углерода в железе с ОЦК решеткой принято называть феррит, а раствор углерода в железе с ГЦК решеткой принято называть аустенит. Области существования феррита, аустенита и цементита на диаграмме состояния отмечены как Ф, А, и Ц. Области существования двух фаз помечены как Ф+А, А+Ц, Ф+Ц.

Важно отметить, что растворимость углерода в аустените существенно выше растворимости углерода в феррите. Это связано с тем, что на одну элементарную ячейку ГЦК решетки аустенита приходится всего одна межатомная пора, и размер ее много больше размера межатомной поры в решетке феррита.

При охлаждении чистого железа при температуре 911°С происходит перестройка ГЦК решетки в ОЦК, или превращение аустенита в феррит (рис.51). При наличии в сплаве углерода температура превращения аустенита в феррит снижается, за счет того, что раствор углерода в аустените имеет большую энтропию, чем раствор углерода в феррите и, следовательно, меньшую свободную энергию.

При медленном охлаждении сплавов системы Fe-C (сталей) из температурной области аустенита углерод диффузионным путем выделяется в виде цементита, а решетка аустенита перестраивается в решетку феррита. При резком охлаждении сталей углерод не успевает выделиться из аустенита и при перестройке кристаллической решетки решетка феррита оказывается искаженной застрявшими атомами углерода. В результате вместо ОЦК решетки получается тетрагональная объемно-центрированная решетка или решетка мартенсита. Поскольку решетка мартенсита упакована неплотно, то при мартенситном превращении в стали возникают напряжения. Рост напряжений приводит к росту энергии системы, поэтому полного превращения аустенита в мартенсит не происходит и в стали формируется структура, состоящая их дисперсной смеси аустенита и мартенсита. Поскольку решетка аустенита плотноупакована, то аустенит не ферромагнитен. В то же время у ферромагнитного мартенсита неплотноупакованная тетрагональная решетка, что обусловливает его ферромагнетизм. Кроме того, тетрагональность мартенсита приводит к большой анизотропии его магнитных свойств. Таким образом, получается идеальная с точки зрения магнитотвердых материалов структура - дисперсная смесь ферромагнитной и неферромагнитной фаз, причем у ферромагнитной фазы большая магнитная анизотропия. Однако свойства сталей, закаленных на мартенсит далеки от идеала, причина состоит в том, что у закаленных сталей большой объем занят неферромагнитной фазой - аустенитом, поэтому их намагниченность, а следовательно, и остаточная индукция, невелики. Другим недостатком сталей мартенситного класса является их низкая прокаливаемость - способность воспринимать закалку на значительную глубину, что препятствует мартенситному превращению в глубинных слоях материала. Для повышения прокаливаемости стали дополнительно легируют хромом вольфрамом молибденом и кобальтом. Поскольку атомы легирующих элементов взаимодействуют с вакансиями, то скорость диффузии снижается и превращение аустенита в ферритно-цементитную смесь затрудняется. Таким образом, прокаливаемость сталей возрастает. Особенно эффективно легирование сталей кобальтом, поскольку у атомов кобальта имеется магнитный момент и при наличии кобальта остаточная индукция возрастает.

3.4.2. Дисперсионно твердеющие сплавы

К таким сплавам относятся сплавы системы Fe-Ni-Al. При высоких температурах алюминий и никель растворяются в аустените, но при резком охлаждении образуется пересыщенный раствор легирующих элементов в железе. При последующем отпуске происходит выделение дисперсных частиц интерметаллида Fe2NiAl. В результате формируется структура, состоящая из ферромагнитной матрицы и дисперсных частиц, препятствующих движению границ доменов. Наибольшей магнитной энергией обладают сплавы, содержащие примерно 28% Ni и 14% Al, однако достаточно большая диффузионная активность никеля и алюминия препятствуют использованию этого сплава для изготовления магнитов массой более 5 грамм. Дело в том, что у массивных магнитов даже в ходе закалки глубинные слои охлаждаются медленно и происходит распад твердого раствора с образованием крупных выделений интерметаллидов. Для затруднения распада сплавы дополнительно легируют медью и кобальтом. Ионы легирующих элементов искажают кристаллическую решетку и, притягивая к себе вакансии, затрудняют их перемещение. В результате затрудняется диффузия и при закалке пересыщенный твердый раствор не успевает распадаться. Особенно эффективно легирование кобальтом, поскольку ионы кобальта обладают магнитным моментом, и добавка кобальта не только замедляет диффузию, но и повышает остаточную индукцию сплава.