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