Статьи
Приведены экспериментальные данные об использовании редкоземельных металлов в сочетании c кобальтом в качестве основы постоянных магнитов. Анализ данных и расчеты эксплуатационных свойств таких магнитов показывают, что магниты будут обладать заметно более высокой стабильностью и демонстрировать необычно малые отклонения свойств при вариациях температуры. Предложенные магниты существенно увеличат отношение сигнал/шум при использовании в электродинамических устройствах измерения.
Введение
Индустрия постоянных магнитов развивается в направлении совершенствования не только магнитных свойств, но и других различных параметров, обеспечивающих практическую применимость этих магнитов, возможность их использования в качестве компонентов электродинамических приборов в конкретных условиях. В частности, особые требования предъявляются к механическим свойствам магнитов, их прочности, пластичности, способности противостоять механическим нагрузкам. Важную роль при изготовлении магнитов имеет их химический состав, который должен допускать их восстановление (recycling), потому что миллионы тонн дорогих редкоземельных металлов, расходуемых на производство магнитов, должны быть использованы вновь после старения магнитов и потери эксплуатационных свойств [1–3].
При эксплуатации постоянных магнитов на первый план выступает зависимость их свойств от перепадов температуры [4–6]. Например, коэффициенты линейного теплового расширения могут не обеспечивать сохранность магнита при вариациях температуры. Кроме того, даже рекордные магнитные свойства (высокая остаточная намагниченность и коэрцитивная сила) еще не означают, что магнит пригоден для любых условий эксплуатации. Требуется достаточно низкий температурный коэффициент индукции, чтобы при вариациях температуры магнитный момент магнита не изменялся. Достижение этого условия является непростой задачей и часто требуется жертвовать основными техническими характеристиками магнита в пользу его температурной стабильности [7, 8]. От температуры зависят обменные взаимодействия внутри подрешеток и между ними, константы магнитной анизотропии. Даже анизотропия формы, зависящая от температурно-зависимой намагниченности насыщения, зависит от температуры. Все эти параметры магнита могут изменяться разнонаправлено. Если учесть, что реальный фазовый состав магнита не сводится к основной тетрагональной фазе 2-14-1, становится понятна сложность задачи по достижению температурной стабилизации свойств магнита в предварительно заданной рабочей точке.
Все эти требования приводят к тому, что сравнительно простые трехкомпонентные магниты NdFeB стремительно вытесняются аналогичными по структуре, но более сложными магнитами, такими как PrDy–FeCo–B. С одной стороны, это расширяет возможности тонкой регулировки обменных взаимодействий и объемной анизотропии сплава путем прецизионного подбора химического состава магнита. С другой стороны, например, изменение концентрации одного из элементов (например, Со) влечет за собой изменение концентраций других элементов в сплаве, причем таким образом, что меняются одновременно все концентрации. Кроме того, расширенный химический состав магнита ведет также к более вариативному фазообразованию, так что появляются фазы, которых не существует в более простых магнитах NdFeB [9–13]. Конкуренция температурных зависимостей намагниченности различных фаз в редкоземельном магните – это еще один фактор неопределенности при конструировании магнита. Таким образом, вариация химического состава магнита не является простым и однозначным методом регулирования его свойств, а требует глубокой всесторонней интерпретации и исследования влияния этих факторов на формирование магнитных свойств.
Цель данной работы – установление диапазонов варьирования концентрации Со в системе PrDy–FeCo–B, которые могли бы привести к понижению температурного коэффициента индукции, к стабилизации магнитных свойств сплава в как можно более широком диапазоне температур около рабочей точки.
Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ в рамках реализации комплексной научной проблемы 11.1. «Термостабильные магнитотвердые материалы и математические модели расчета их температурных характеристик для навигационных приборов нового поколения» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [14].
Материалы и методы
Слитки для магнитов выплавляли в вакууме с использованием индукционной печи ВИАМ-2002. Расплав состоял из железа АРМКО первого типа (ТС0018789-176–2009), диспрозия марки ДиМ-1 (ГОСТ 23862.13–79), кобальта марки К0 (ГОСТ 123–2008) и празеодима марки ПрМ-1 (ТУ 48-4-215–72). Бор вводили в расплав в виде лигатуры FeB. В плавильном тигле создавали рабочий слой из керамики оксида циркония, не подверженной окислению и стабилизированной оксидом иттрия. Магниты изготавливали по порошковой технологии, описанной в работах [15–17]. Дробление слитка проводили в конусной инерционной машине дробления ВКМД 10 в инертной атмосфере. Средний размер частиц сплава составлял 630 мкм. Тонкий помол проводили в центробежной планетарной мельнице в среде хладагента. Далее осуществляли прессование в ручной пресс-форме с приложением магнитного поля 800 кА/м перпендикулярно усилию прессования. Полученный магнит спекали в электровакуумной печи сопротивления при температурах 1100–1140 °С в течение 1 ч. Определение локального химического состава образцов проведено в соответствии с СТО 1-595-17-488–2015 и ГОСТ 22309–2015. С этой целью проведен рентгеноспектральный микроанализ на растровом электронном микроскопе с применением калибровки по сертифицированным эталонам. Диапазон регистрируемых элементов для качественного анализа от Be (атомный номер Z = 4) до U (Z = 92), для количественного анализа – от Na (Z = 11) до U (Z = 92). Локальность проводимого анализа 1 мкм2, глубина анализа – 1 мкм. Измерения магнитных характеристик проводили на вибрационном магнитометре в диапазоне напряженности внешнего магнитного поля от –1600 до +1600 кА/м при комнатной температуре. Образцы изготавливали сферической формы, которая создавалась в специальной шлифовальной машине.
Результаты и обсуждение
Атомные доли различных фаз, установленные с помощью РСМА, представлены в табл. 1. Увеличение содержания кобальта в шихте вызывает изменение фазового состава сплава. Когда содержание кобальта становится 0,24 атомн. доли, появляется фаза RF4B, имеющая состав (Pr0,41Dy0,59)(Fe0,54Co0,46)4B. Кроме того, состав основной тетрагональной магнитной фазы (Pr, Dy)2(Fe, Co)14B (фаза А) различается в центре зерна и у его границы. У границы, как правило, содержание диспрозия в этой фазе меньше, чем в центре зерна, а содержание кобальта не меняется (табл. 1).
Таблица 1
Результаты рентгеноспектрального микроанализа для основных фаз
в спеченных материалах (Pr1–xDyx)–(Fe1–yCoy)–B
Состав магнита, атомн. долей |
Фаза |
Состав фазы, атомн. долей |
R/F |
(Pr0,82Dy0,18)12,1(Fe0,85Co0,15)остB8,1 |
А R3FB7 R3F |
(Pr0,80Dy0,20)2(Fe0,88Co0,12)14B (Pr0,94Dy0,06)3(Fe0,81Co0,19)B7 Pr3(Fe0,18Co0,82) |
0,39 12,11 5,65 |
(Pr0,53Dy0,47)13,4(Fe0,80Co0,20)остB8,0 |
А (ц) А (к) RF2 R3F RF3 |
(Pr0,38Dy0,62)2(Fe0,83Co0,17)14B (Pr0,61Dy0,39)2(Fe0,81Co0,19)14B (Pr0,71Dy0,29)(Fe0,49Co0,51)2 Pr3(Fe0,20Co0,80) (Pr0,58Dy0,42)(Fe0,82Co0,18)3 |
0,41 0,45 1,28 5,11 0,96 |
(Pr0,55Dy0,45)12,8(Fe0,79Co0,21)остB14,9 |
А RF3 RF2 R3F |
(Pr0,50Dy0,50)2(Fe0,81Co0,19)14B (Pr0,34Dy0,66)(Fe0,85Co0,15)3 (Pr0,88Dy0,12)(Fe0,45Co0,55)2 Pr3(Fe0,17Co0,83) |
0,401 0,698 1,432 5,33 |
(Pr0,53Dy0,47)12,0(Fe0,77Co0,23)остB7,9 |
А RF3 R3F R4F3 |
(Pr0,48Dy0,52)2(Fe0,79Co0,21)14B (Pr0,75Dy0,25)(Fe0,68Co0,32)3 (Pr0,70Dy0,30)3(Fe0,64Co0,36) (Pr0,98Dy0,02)4(Fe0,39Co0,61)3 |
0,397 0,663 5,09 3,57 |
(Pr0,65Dy0,35)13,1(Fe0,76Co0,24)остB8,0 |
А (ц) А (к) RF2B2 R5F2B6 |
(Pr0,52Dy0,48)2(Fe0,78Co0,22)14B (Pr0,57Dy0,43)2(Fe0,78Co0,22)14B (Pr0,90Dy0,10)(Fe0,43Co0,57)2B2 Pr5(Fe0,09Co0,91)2B6 |
0,40 0,41 1,32 6,17 |
Окончание таблицы 1
Состав магнита, атомн. долей |
Фаза |
Состав фазы, атомн. долей |
R/F |
(Pr0,53Dy0,47)13,2(Fe0,76Co0,24)остB10,5 |
А (ц) А (к) RF4B RF2 R5F2B6 |
(Pr0,45Dy0,55)2(Fe0,78Co0,22)14B (Pr0,47Dy0,53)2(Fe0,78Co0,22)14B (Pr0,41Dy0,59)(Fe0,54Co0,46)4B (Pr0,74Dy0,26)(Fe0,44Co0,56)2 (Pr0,99Dy0,01)5 (Fe0,12Co0,88)2B6 |
0,40 0,42 0,71 1,70 5,6 |
(Pr0,42Dy0,58)13,2(Fe0,76Co0,24)остB7,9 |
А (ц) А (к) RF2B2 R5F2B6 |
(Pr0,31Dy0,69)2(Fe0,79Co0,21)14B (Pr0,35Dy0,65)2(Fe0,79Co0,21)14B (Pr0,73Dy0,27)(Fe0,48Co0,52)2B2 (Pr0,99 Dy0,01)5(Fe0,17Co0,83)2B6 |
0,42 0,43 1,31 5,3 |
(Pr0,27Dy0,73)14,4(Fe0,74Co0,26)остB6,9 |
А RF2 R3F R3F R3F RF3B2 |
(Pr0,43Dy0,57)2(Fe0,79Co0,21)14B (Pr0,80Dy0,20)(Fe0,46Co0,54)2 (Pr0,76Dy0,24)3(Fe0,46Co0,54) (Pr0,48Dy0,52)3(Fe0,79Co0,21) Pr3(Fe0,29Co0,71) (Pr0,45Dy0,55)(Fe0,78Co0,22)3B2 |
0,380 1,18 16,08 9,76 4,95 0,387 |
(Pr0,53Dy0,47)13,3(Fe0,73Co0,27)остB7,9 |
А (ц) А (к) RF4B RF2B2 R5F2B6 |
(Pr0,38Dy0,62)2(Fe0,77Co0,23)14B (Pr0,40Dy0,60)2(Fe0,76Co0,24)14B (Pr0,37Dy0,63)(Fe0,56Co0,44)4B (Pr0,79Dy0,21)(Fe0,45Co0,55)2B2 (Pr0,99Dy0,01)5(Fe0,21Co0,79)2B6 |
0,39 0,40 0,70 1,28 4,64 |
(Pr0,50Dy0,50)16,8(Fe0,71Co0,29)остB5,0 |
А RF3 |
(Pr0,28Dy0,72)2(Fe0,73Co0,27)14B (Pr0,35Dy0,65)(Fe0,56Co0,44)3 |
0,57 0,95 |
(Pr0,53Dy0,47)13,3(Fe0,70Co0,30)ост B7,9 |
А (ц) А (к) RF3 RF2 R5F2B6 |
(Pr0,43Dy0,57)2(Fe0,72Co0,28)14B (Pr0,48Dy0,52)2(Fe0,72Co0,28)14B (Pr0,46Dy0,54)(Fe0,53Co0,47)3 (Pr0,82Dy0,18)(Fe0,41Co0,59)2 (Pr0,99Dy0,01)5(Fe0,19Co0,81)2B6 |
0,40 0,41 0,71 1,36 5,23 |
(Pr0,53Dy0,47)13,5(Fe0,66Co0,34)остAl0,12B7,9 |
А (ц) А (к) RF3 RF2 R5F2B6 |
(Pr0,43Dy0,57)2(Fe0,70Co0,30)14B (Pr0,53Dy0,47)2(Fe0,70Co0,30)14B (Pr0,39Dy0,61)(Fe0,53Co0,47)3 (Pr0,85Dy0,15)(Fe0,41Co0,59)2 Pr5(Fe0,14Co0,86)2B6 |
0,41 0,41 0,72 1,35 5,35 |
(Pr0,52Dy0,48)14,1(Fe0,62Co0,38)остB6,8 |
А (ц) А (к) RF4B RF3 (R, F)O |
(Pr0,44Dy0,56)2(Fe0,64Co0,36)14B (Pr0,51Dy0,49)2(Fe0,64Co0,36)14B (Pr0,42Dy0,58)(Fe0,47Co0,53)4B (Pr0,78Dy0,22)(Fe0,40 Co0,48B0,12)3 (Pr0,60Dy0,33Fe0,05Co0,02)O |
0,38 0,39 0,66 1,10 39,1 |
(Pr0,52Dy0,48)14,2(Fe0,59Co0,41)остB6,7 |
А (ц) А (к) RF4B RF2B2 (R, F)O |
(Pr0,44Dy0,56)2(Fe0,62Co0,38)14B (Pr0,50Dy0,50)2(Fe0,62Co0,38)14B (Pr0,41Dy0,59)(Fe0,44Co0,56)4B (Pr0,82Dy0,18)(Fe0,38Co0,62)2B2 (Pr0,56Dy0,34Fe0,07Co0,03)O |
0,38 0,39 0,65 1,26 23,8 |
(Pr0,49Dy0,51)14,4(Fe0,56Co0,44)остB6,5 |
А (ц) А (к) RF4B RF3 (R, F)O |
(Pr0,42Dy0,58)2(Fe0,59Co0,41)14B (Pr0,43Dy0,57)2(Fe0,59Co0,41)14B (Pr0,37Dy0,63)(Fe0,41Co0,59)4B (Pr0,65Dy0,35)(Fe0,41Co0,59)3 (Pr0,38Dy0,56Fe0,04Co0,02)O |
0,39 0,38 0,66 0,85 – |
(Pr0,56Dy0,44)14,4(Fe0,50Co0,50)остB6,4 |
А (ц) А (к) RF3B2 RF2B2 (R, F)O |
(Pr0,60Dy0,40)2(Fe0,53Co0,47)14B (Pr0,48Dy0,52)2(Fe0,54Co0,46)14B (Pr0,45Dy0,55)(Fe0,34Co0,66)3B2 (Pr0,73Dy0,27)(Fe0,37Co0,63)2B2 (Pr0,67Dy0,27Co0,05)O |
0,36 0,38 0,65 1,21 – |
Обозначения: А (ц), А (к) – состав основной тетрагональной магнитной фазы R2(Fe, Co)14B в центре зерна и у границы соответственно; R: Pr + Dy; F: Fe + Co. R/F – отношение суммы редкоземельных металлов к содержанию железа и кобальта, в % (по массе). |
Фазовый состав сплава при увеличении атомной доли кобальта становится более разнообразным. Кривые размагничивания, полученные при температуре 20 °С, приведены на рис. 1. Основные результаты измерений представлены в табл. 2. Как видно из данных табл. 2, наибольший коэффициент прямоугольности у материала (Pr0,65Dy0,35)13,08(Fe0,76Co0,24)остB8,0. Если сравнить материалы, представленные в табл. 1, то можно видеть, что у этого материала отсутствует фаза RF4B. Наименьший фактор прямоугольности (SF = 0,23) у материала (Pr0,53Dy0,47)13,2(Fe0,76Co0,24)остB10,5, и, как видно из данных табл. 1, именно в этом материале присутствует фаза (Pr0,41Dy0,59)(Fe0,54Co0,46)4B (фаза 1-4-1).
Рис. 1. Кривые размагничивания по намагниченности 4πI (○) и по индукции В (●) спеченных материалов составов (Pr0,53Dy0,47)13,33(Fe0,76Co0,24)остB8,95 (а) и (Pr0,50Dy0,50)13,1(Fe0,76Co0,24)остB7,92 (б)
Таблица 2
Состав и условия получения (спекание в течение 1 ч) измеряемых образцов
Номер состава |
Состав образца, атомн. долей |
Тсп, °С |
ρ, кг/м3 |
HcI, кА/м |
HcB, кА/м |
Br, мТл |
4πIS, мТл |
Hк, кА/м |
SF |
1 |
(Pr0,53Dy0,47)13,33(Fe0,76Co0,24)остB9,0 |
1100 |
7670 |
1656 |
601 |
740 |
741 |
444 |
0,27 |
2 |
(Pr0,53Dy0,47)13,26(Fe0,76Co0,24)остB9,7 |
1100 |
7670 |
1676 |
576 |
738 |
716 |
420 |
0,25 |
3 |
(Pr0,53Dy0,47)13,2(Fe0,76Co0,24)остB10,5 |
1100 |
7680 |
1717 |
502 |
695 |
690 |
395 |
0,23 |
4 |
(Pr0,53Dy0,47)13,37(Fe0,80Co0,20)остB8,0 |
1140 |
7680 |
1543 |
640 |
754 |
791 |
433 |
0,28 |
5 |
(Pr0,53Dy0,47)13,28(Fe0,77Co0,23)остB7,9 |
1120 |
7720 |
1497 |
597 |
755 |
763 |
440 |
0,29 |
6 |
(Pr0,65Dy0,35)13,08(Fe0,76Co0,24)остB8,0 |
1130 |
7680 |
1115 |
606 |
788 |
822 |
456 |
0,41 |
7 |
(Pr0,60Dy0,40)13,17(Fe0,76Co0,24)остB7,9 |
1130 |
7760 |
1319 |
615 |
787 |
799 |
468 |
0,25 |
8 |
(Pr0,55Dy0,45)13,12(Fe0,76Co0,24)остB7,9 |
1130 |
7690 |
1561 |
642 |
769 |
761 |
436 |
0,28 |
9 |
(Pr0,50Dy0,50)13,1(Fe0,76Co0,24)остB7,9 |
1130 |
7800 |
1716 |
597 |
736 |
715 |
445 |
0,26 |
Обозначения: Тсп – температура спекания; HcI – коэрцитивная сила по намагниченности; HcB – коэрцитивная сила по индукции; SF = Hк/HcI – коэффициент прямоугольности; Hк – поле, при котором намагниченность составляет 90 % от Br (поле «колена»); 4πIS – намагниченность насыщения при комнатной температуре; Br – остаточная индукция, ρ – плотность после спекания. |
В работе [18] показано, что с увеличением содержания кобальта петля гистерезиса становится более пологой, однако объяснений этому не предложено. По-видимому, фаза RF4B ответственна за уменьшение прямоугольности кривой размагничивания. Соединения 1-4-1 имеют, как правило, анизотропию «легкая плоскость» [19, 20], что, по-видимому, является причиной уменьшения прямоугольности кривой размагничивания. Кроме того, эти соединения имеют так называемую точку компенсации (в этой точке намагниченность равна нулю) в области температуры 300 К, что также ухудшает прямоугольность кривой размагничивания [21]. Из данных табл. 1 видно, что в материалах присутствует также соединение R5F2B6, но оно, по-видимому, является парамагнитным и поэтому на прямоугольность петли не влияет [22]. Данное соединение имеет ромбоэдрическую элементарную ячейку и пространственную группу . Это соединение существует для всех R как с кобальтом, так и с железом [22]. Как видно из данных табл. 2, с увеличением содержания бора (строки 1–3) величина коэрцитивной силы HcI увеличивается, а значения HcB, Br и Hк уменьшаются. Уменьшается также прямоугольность кривой размагничивания. Температурные зависимости намагниченности образцов представлены на рис. 2.
Рис. 2. Температурные зависимости намагниченности (I), измеренные в нулевом магнитном поле, для спеченных материалов составов:
1 – (Pr0,53Dy0,47)13,33(Fe0,76Co0,24)остB9,0; 2 – (Pr0,53Dy0,47)13,37(Fe0,80Co0,20)остB8,0;
3 – (Pr0,53Dy0,47)13,28(Fe0,77Co0,23)остB7,9; 4 – (Pr0,65Dy0,35)13,08(Fe0,76Co0,24)остB8,0;
5 – (Pr0,60Dy0,40)13,17(Fe0,76Co0,24)остB7,5; 6 – (Pr0,55Dy0,45)13,12(Fe0,76Co0,24)остB7,9;
7 – (Pr0,50Dy0,50)13,1(Fe0,76Co0,24)остB7,9
Величины температурного коэффициента индукции в областях температур +80÷–50 и +150÷–50 °С представлены в табл. 3.
Таблица 3
Величина температурного коэффициента индукции (ТКИ) спеченных магнитов
Номер состава |
Состав материала, атомн. долей |
Значения ТКИ (%/°С) в диапазоне температур, °С |
|
+150÷–50 |
+80÷–50 |
||
1 |
(Pr0,53Dy0,47)13,33(Fe0,76Co0,24)остB9,0 |
–0,0232 |
–0,0103 |
2 |
(Pr0,53Dy0,47)13,37(Fe0,80Co0,20)остB8,0 |
–0,0295 |
–0,0153 |
3 |
(Pr0,53Dy0,47)13,28(Fe0,77Co0,23)остB7,9 |
–0,0247 |
–0,0115 |
4 |
(Pr0,65Dy0,35)13,08(Fe0,76Co0,24)остB8,0 |
–0,0343 |
–0,0221 |
5 |
(Pr0,60Dy0,40)13,17(Fe0,76Co0,24)остB7,9 |
–0,0299 |
–0,0175 |
6 |
(Pr0,55Dy0,45)13,12(Fe0,76Co0,24)остB7,9 |
–0,0252 |
–0,0124 |
7 |
(Pr0,50Dy0,50)13,1(Fe0,76Co0,24)остB7,9 |
–0,0200 |
–0,0069 |
Как видно из данных табл. 1, с увеличением содержания бора (без изменения остальных составляющих материала) появляется фаза RF4B, имеющая анизотропию «легкая плоскость». Наибольшую величину прямоугольности (SF = 0,41) кривой размагничивания (табл. 2) имеет образец (Pr0,65Dy0,35)13,08(Fe0,76Co0,24)остB8,0 (строка 6), который отличается от образца (Pr0,53Dy0,47)13,33(Fe0,76Co0,24)остB9,0 (строка 1, SF = 0,27) только меньшим содержанием диспрозия. Остальные характеристики этих образцов за исключением величины HcI практически совпадают. Маловероятно, что это связано с температурой спекания, тем более, что их плотности идентичны. По-видимому, этот вопрос требует дальнейшего исследования. Если сравнить данные, представленные на рис. 2 и в табл. 3, то можно сделать вывод, что величина температурного коэффициента индукции недостаточна для характеристики материала. Действительно, как можно охарактеризовать этой величиной кривую 2 (рис. 2), если эта кривая демонстрирует явный максимум в области температуры –20 °С. Температурный коэффициент индукции однозначно характеризует только материалы с высокой температурой Кюри – например, на основе редкоземельных металлов RE(Co, Fe, Cu, Zr)Z либо магниты системы ЮНДК (AlNiCo) или ХК (CrCo) [23]. У этих материалов температурная зависимость намагниченности в области температур от +150 до –50 °С изменяется практически по линейному закону [23]. Однако эти материалы непригодны для изготовления кольцевых магнитов с радиальной текстурой.
Заключения
Увеличение концентрации кобальта в сочетании с вариацией содержания диспрозия, имеющего большее значение поля анизотропии по сравнению с празеодимом, позволяет решить сразу две проблемы получения стабильных магнитов для электродинамических приборов:
– уменьшить температурный коэффициент индукции до значений, позволяющих электродинамическим приборам, в составе которых имеется постоянный магнит, функционировать на любых широтах в разных климатических условиях;
– увеличить значение остаточной намагниченности и, соответственно, улучшить отношение сигнал/шум при записи сигнала индукционных катушек.
Предложенная в данной статье группа материалов пригодна для изготовления температуростабильных постоянных магнитов с широким температурным диапазоном эксплуатации вблизи комнатной температуры.
2. Чиркин Д.С., Рословец П.В., Татаринов Ф.В., Новиков Л.З. Уменьшение дрейфа динамически настраиваемого гироскопа от запуска к запуску // Инженерный журнал: наука и инновации. 2017. Вып. 1. С. 1–14. DOI: 10.18698/2308-6033-2017-01-1579.
3. Делейлэ Ф. Бортовая инерциальная система координат для европейской ракеты носителя «АРИАН-6» на основе волнового твердотельного гироскопа // Гироскопия и навигация. 2018. Т. 26. № 4. С. 3–13. DOI: 10.17285/0869-7035.2018.26.4.003-013.
4. Подпорин С.А., Велиев Э.Б. Системы курсоуказания современных шельфовых судов обеспечения // Вестник Севастопольского НТУ. Сер.: Механика, энергетика, экология. 2014. Вып. 153. С. 99–106.
5. Топильская С.В., Бородулин Д.С., Корнюхин А.В. Экспериментальная оценка допустимых механических воздействий на динамически настраиваемый гироскоп // Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер.: Приборостроение. 2018. № 4. С. 69–79. DOI: 10.18698/0236-3933-2018-4-69-79.
6. Моргунов Р.Б., Пискорский В.П., Валеев Р.А., Королев Д.В. Температурная стабильность редкоземельных магнитов, поддерживаемая с помощью магнитокалорического эффекта // Авиационные материалы и технологии. 2019. № 1 (54). С. 88–94. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-1-88-94.
7. Marinescu M., McGinnis K., Liu J.F., Walmer M.H. High (BH)max permanent magnets with near-zero reversible temperature coefficient of BR // Proceedings of 20th International Workshop on Rare Earth Permanent Magnets and Their Applications (September 8–10, 2008). 2008. P. 1–6.
8. Li A., Li W., Wang H. et al. The study on thermal expansion of sintered Sm2Co17 magnets // IEEE Transactions Magnetics. 2009. Vol. 45. No. 10. P. 4402–4404.
9. Tian J., Qu X., Zhang S. et al. Magnetic properties and microstructure of radially oriented Sm(Co, Fe, Cu, Zr) ring magnets // Material Letters. 2007. Vol. 61. P. 5271–5274.
10. Tian J., Pan D., Zhou H. et al. Radial cracks and fracture mechanism of radially oriented ring 2:17 type SmCo magnets // Journal of Alloys and Compounds. 2009. Vol. 476. P. 98–101.
11. Пешехонов В.Г. Перспективы развития гироскопии // Гироскопия и навигация. 2020. Т. 28. № 2. С. 3–10. DOI: 10.17285/0869-7035.0028.
12. Сирая Т.Н. Статистическая интерпретация вариаций Аллана как характеристики измерительных и навигационных устройств // Гироскопия и навигация. 2020. Т. 28. № 1. С. 3–18.
13. Каблов Е.Н., Старцев В.О. Измерение и прогнозирование температуры образцов материалов при экспонировании в различных климатических зонах // Авиационные материалы и технологии. 2020. № 4 (61). С. 47–58. DOI: 10.18577/2071-9140-2020-0-4-47-58.
14. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. № 1 (34). С. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
15. Пискорский В.П., Валеев Р.А., Королев Д.В., Моргунов Р.Б., Резчикова И.И. Влияние легирования тербием и гадолинием на термостабильность и магнитные свойства спеченных материалов Pr–Tb–Gd–Fe–Co–B // Труды ВИАМ. 2019. № 7 (79). Ст. 07. URL: http://viam-works.ru (дата обращения: 12.08.2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-7-59-66.
16. Королев Д.В., Пискорский В.П., Валеев Р.А., Бакрадзе М.М., Дворецкая Е.В., Коплак О.В., Моргунов Р.Б. Инженерия редкоземельных микромагнитов RE–TM–B (обзор) // Авиационные материалы и технологии. 2021. № 1 (62). Ст. 05. URL: http://www.journal.viam.ru (дата обращения: 12.08.2022). DOI: 10.18577/2713-0193-2021-0-1-44-60.
17. Каблов Е.Н., Оспенникова О.Г., Пискорский В.П., Резчикова И.И., Валеев Р.А., Давыдова Е.А. Фазовый состав спеченных материалов системы Pr–Dy–Fe–Co–B // Авиационные материалы и технологии. 2015. № S2 (39). C. 5–10. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-S2-5-10.
18. Perigo E.A., Takiishi H., Motta C.C., Faria R.N. On the squareness factor behavior of RE–FeB (RE = Nd or Pr) magnetic above room temperature // IEEE Transactions on Magnetics. 2009. Vol. 45. No. 10. P. 4431–4434.
19. Chuang Y.C., Wu C.H., Chang T.D. et al. Structure and magnetic properties of cobalt-rich Pr–Co–B alloys // Journal of the Less-Common Metals. 1985. Vol. 144. P. 249–256.
20. Ido H., Wallace W.E., Suzuki T. et al. Magnetic and crystallographic properties of NdCo4M (M = B, Al and Ga) // Journal of Applied Physics. 1990. Vol. 67. No. 9. P. 4635–4637.
21. Pedziwiatr A.T., Jiang S.Y., Wallace W.E. et al. Magnetic properties of RCo4B compounds where R = Y, Pr, Nd, Gd and Er // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 1987. Vol. 66. P. 69–73.
22. Dub O.M., Chaban N.F., Kuzma Y.B. New borides of Pr5–xCo2+xB6 – type structure containing iron and cobalt // Journal of the Less-Common Metals. 1986. Vol. 117. P. 297–302.
23. Сергеев В.В., Булыгина Т.И. Магнитотвердые материалы. М.: Энергия, 1980. 224 с.
2. Chirkin D.S., Roslovets P.V., Tatarinov F.V., Novikov L.Z. Reducing the drift of a dynamically tuned gyroscope from run to run. Inzhenernyy zhurnal: nauka i innovatsii, 2017, is. 1, pp. 1–14. DOI: 10.18698/2308-6033-2017-01-1579.
3. Deleile F. Onboard inertial coordinate system for the European launch vehicle "ARIAN-6" based on a wave solid-state gyroscope. Pribory i metody izmereniy, 2018, vol. 26, no. 4, pp. 3–13. DOI: 10.17285/0869-7035.2018.26.4.003-013.
4. Podporin S.A., Veliev E.B. Heading guidance systems for modern offshore support vessels. Bulletin of the Sevastopol NTU. Series: Mechanics, energy, ecology, 2014, is. 153, pp. 99–106.
5. Topilskaya S.V., Borodulin D.S., Kornyukhin A.V. Experimental evaluation of allowable mechanical impacts on a dynamically adjustable gyroscope. Vestnik MGTU im. N.E. Baumana. Ser.: Priborostroyenie, 2018, no. 4, pp. 69–79. DOI: 10.18698/0236-3933-2018-4-69-79.
6. Morgunov R.B., Piskorskiy V.P., Valeev R.A., Korolev D.V. The thermal stability of rare-earth magnets supported by means of the magnetocaloric effect. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2019, no. 1 (54), pp. 88–94. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-1-88-94.
7. Marinescu M., McGinnis K., Liu J.F., Walmer M.H. High (BH)max permanent magnets with near-zero reversible temperature coefficient of BR. Proceedings of 20th International Workshop on Rare Earth Permanent Magnets and Their Applications. 2008, pp. 1–6.
8. Li A., Li W., Wang H. et al. The study on thermal expansion of sintered Sm2Co17 magnets. IEEE Transactions Magnetics, 2009, vol. 45, no. 10, pp. 4402–4404.
9. Tian J., Qu X., Zhang S. et al. Magnetic properties and microstructure of radially oriented Sm(Co, Fe, Cu, Zr) ring magnets. Material Letters, 2007, vol. 61, pp. 5271–5274.
10. Tian J., Pan D., Zhou H. et al. Radial cracks and fracture mechanism of radially oriented ring 2:17 type SmCo magnets. Journal of Alloys and Compounds, 2009, vol. 476, pp. 98–101.
11. Peshekhonov V.G. Prospects for the development of gyroscopy. Giroskopiya i navigatsiya, 2020, vol. 28, no. 2, pp. 3–10. DOI: 10.17285/0869-7035.0028.
12. Siraya T.N. Statistical interpretation of Allan variations as characteristics of measuring and navigation devices. Giroskopiya i navigatsiya, 2020, vol. 28, no. 1, pp. 3–18.
13. Kablov E.N., Startsev V.O. Measurement and forecasting of materials samples’ temperature during weathering in different climatic zones. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2020, no. 4 (61), pp. 47–58. DOI: 10.18577/2071-9140-2020-0-4-47-58.
14. Kablov E.N. Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030». Aviacionnye materialy i tehnologii, 2015, no. 1 (34), pp. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
15. Piskorsky V.P., Valeev R.A., Korolev D.V., Morgunov R.B., Rezchikova I.I. Terbium and gadolinium dopin g influence on thermal stability and magnetic properties of sintered magnets Pr–Tb–Gd–Fe–Co–B. Trudy VIAM, 2019, no. 7 (79), paper no. 07. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: August 12, 2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-7-59-66.
16. Korolev D.V., Piskorskii V.P., Valeev R.A., Bakradze M.M., Dvoretskaya E.V., Koplak O.V., Morgunov R.B. Rare-earth RE–TM–B micromag-nets engineering (review). Aviation materials and technology, 2021, no. 1 (62), paper no. 05. Available at: http://www.journal.viam.ru (accessed: August 12, 2022). DOI: 10.18577/2713-0193-2021-0-1-44-60.
17. Kablov E.N., Ospennikova O.G., Piskorskij V.P., Rezchikova I.I., Valeev R.A., Davydova E.A. Phase composition of the Pr–Dy–Fe–Co–B sintered materials. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2015, no. S2 (39), pp. 5–10. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-S2-5-10.
18. Perigo E.A., Takiishi H., Motta C.C., Faria R.N. On the squareness factor behavior of RE–FeB (RE = Nd or Pr) magnetic above room temperature. IEEE Transactions on Magnetics, 2009, vol. 45, no. 10, pp. 4431–4434.
19. Chuang Y.C., Wu C.H., Chang T.D. et al. Structure and magnetic properties of cobalt-rich Pr–Co–B alloys. Journal of the Less-Common Metals, 1985, vol. 144, pp. 249–256.
20. Ido H., Wallace W.E., Suzuki T. et al. Magnetic and crystallographic properties of NdCo4M (M = B, Al and Ga). Journal of Applied Physics, 1990, vol. 67, no. 9, pp. 4635–4637.
21. Pedziwiatr A.T., Jiang S.Y., Wallace W.E. et al. Magnetic properties of RCo4B compounds where R = Y, Pr, Nd, Gd and Er. Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 1987, vol. 66, pp. 69–73.
22. Dub O.M., Chaban N.F., Kuzma Y.B. New borides of Pr5–xCo2+xB6 – type structure containing iron and cobalt. Journal of the Less-Common Metals, 1986, vol. 117, pp. 297–302.
23. Sergeev V.V., Bulygina T.I. Hard magnetic materials. Moscow: Energy, 1980, 224 p.