Глава 1. Бистабильные ферромагнетики и сердечники из них

⇐ ПредыдущаяСтр 2 из 5Следующая ⇒

Бистабильные ферромагнетики, перемагничивание которых (или, по крайней мере, значительной части их объема) осуществляется одним большим скачком Баркгаузена (БСБ), к настоящему времени нашли широкое применение в разнообразных устройствах автоматики и измерительной техники. Технологическая задача создания бистабильных ферромагнетиков сводится к формированию в образце условий, необходимых для осуществления БСБ. Механизм перемагничивания заключается в том, что в каком-то месте образца создается, так называемый, зародыш перемагничивания, то есть область с противоположным направлением намагниченности, который при некоторой величине магнитного поля (поле старта Н_s) начинает с конечной скоростью расти и, в конце концов, полностью поглощает объем образца или значительную его часть.

Процесс перемагничивания ферромагнетика осуществляется путем обратимых и необратимых изменений намагниченности. В специально обработанных образцах доля СБ составляет 90% и более. Петля гистерезиса и кривая намагничивания, образованные только СБ, оказываются естественно квантованными функциями. Количество квантов зависит от многих факторов и может быть детерминированным или случайным с очень большой плотностью - несколько миллионов на 1 мм³ (см. рис. 1.1).

Рис. 1.1. Квантование петли гистерезиса: а) сердечника из электротехнической стали; б) композиционного сердечника; в) проволоки Виганда; г) бистабильного сердечника.

Характеристика на рис. 1.1, а свойственна поликристаллическим образцам с большим числом СБ: стальные углеродистые проволоки, тонкие цилиндрические пермаллоевые пленки, сердечники из электротехнической стали. Такое свойство сердечников позволяет создавать аналого-цифровые преобразователи.

Наибольшее применение в технике нашли элементы с двумя и несколькими БСБ (рис. 1.1, в, г), неизменными от цикла к циклу перемагничивания. Для измерительной техники и автоматики созданы бистабильные сердечники в виде лент и проволок малых размеров. Их характеристики приведены в таблице 1.1. Сердечники изготавливаются несколькими зарубежными фирмами, наиболее крупная из них Unitika (Япония). Из отечественных изготовителей в настоящее время можно назвать ИжГТУ. Основное применение сердечников — измерение и магнитных полей и токов, механических величин (перемещений, скоростей вращения, сил и деформаций) и других параметров.

Таблица 1.1. Ферромагнетики с большими скачками Баркгаузена

Характеристики	Тип ферромагнетиков с БСБ
SNMW	СЧПГ	аморфная проволока	аморфный микропровод
Состав	Ni₅₂ Fe₄₈; Co₅₂ Fe₃₈ V₁₀	Co₄₉V₂Fe₄₉; Co₇₅Fe₂₂Nb₃; Fe₅₀Ni₅₀	Fe–Co; Fe–Ni; Fe₈₉Cr₉Si₉ B₁₃; Fe_{77, 5}Si_{7, 5}B₁₅	Fe₇₀B₁₅Si₁₀C₅; Fe₇₀B_{15, 5}Si₁₅; Co_{56, 8}Fe₆, ₂Ni₁₀Si₁₆B₁₁
Технология	термомеханическая обработка	термомагнитная, термохимическая термомеханическая обработки; совместное волочение	быстрое охлаждение расплавленного металла во вращающемся потоке воды; термическая обработка	модифицированная технология Тейлора
Размеры: диаметр, мм длина, мм	0, 25 7–60	0, 1–0, 3 60–600	0, 07–0, 15 50–70	5´ 10^-4–5´ 10^-2 до 2
Амплитуда ЭДС, мВ/виток	2, 5–3	2, 5–5	0, 5	0, 1
Поле переклю–чения, А/см		10–30	0, 1	0, 8
Время пере–ключения, мкс	25–50	25–50		10–15

Для существующих двух классов ферромагнетиков: поликристаллических и аморфных, у которых удается получить бистабильные магнитные свойства, характерна общность проблем и вопросов, возникающих при исследовании формирования и проявления магнитной бистабильности, поскольку природа магнитной бистабильности в этих различных по структуре материалах одна и условия ее осуществления схожи.

В поликристаллах БСБ наблюдается только в связи с образованием достаточно сильной наведенной магнитной анизотропии (НМА), которая могла бы конкурировать с собственной кристаллографической анизотропией. Наиболее эффективно влияние НМА сказывается в монокристаллах и в поликристаллических образцах с малой величиной естественной константы кристаллографической анизотропии. Свойства же аморфных металлов формируются под воздействием многообразных факторов, которые необходимо учитывать при разработке материалов для практического использования, и в первую очередь это относится к технологическим факторам, таким как, условия охлаждения при изготовлении (в частности, важна скорость охлаждения), химический состав сплава, механическая обработка (деформация), термическая обработка и воздействие внешней среды. Существенным отличием аморфных сплавов от поликристаллических является необходимость проведения быстрого охлаждения при их производстве, поскольку аморфизация достигается только при наличии необходимых для этого условий, главным из которых является скорость охлаждения. Кроме того, аморфная структура является термодинамически неравновесной и поэтому более чем кристаллическая чувствительна к таким внешним воздействиям, как температура, давление и деформация. При этом нужно учитывать, что в аморфных сплавах отсутствуют такие дефекты, присущие кристаллическим металлам, как примеси, сегрегации, дендритная неоднородность, границы зерен, поэтому микроскопические изменения атомных конфигураций в аморфных сплавах (структурная релаксация, изменение ближнего порядка и т.д.) и кристаллизация (фазовое расслоение и выделение кристаллических фаз) довольно сильно отражается на свойствах. Таким образом, применение поликристаллического или аморфного ферромагнетика обусловлено требованиями и условиями необходимыми для решения конкретной технической задачи.

Начало широкого применения ферромагнетиков с БСБ для построения магнитных датчиков связано с созданием проволоки Виганда. Изготовление проволоки Виганда сводится к созданию в образце двух областей: одной – с высокой (магнитожесткой), а второй – с низкой (магнитомягкой) коэрцитивными силами, причем такими, чтобы поле размагничивания Н_р не размагничивало первую область и перемагничивало вторую. При этом БСБ, которым перемагничивается проволока Виганда, обусловлен переключением (изменением направления намагниченности) почти идеального одиночного магнитного домена, растянутого вдоль оси проволоки в ее сердцевине. Конфигурация стенок, разделяющих домены может быть различной, и в настоящее время известна реализация плоской и цилиндрической доменных стенок. Образцы проволоки Виганда изготавливаются обычно длиной 7–40 мм и диаметром 0, 25 мм. В качестве материала проволоки используют сплавы: Ni₇₀Cr₄Fe₂₆, Ni₅₂Fe₄₈, Ni₇₂Fe₂₈, Co₅₂Fe₃₈V₁₀.

Рис. 1.2. Схема работы датчика Виганда в асимметричном режиме: 1 – изменение напряженности внешнего магнитного поля в зависимости от времени; 2, 3, 4 – состояние намагниченности проволоки; 5, 6 – импульсы напряжения.

Характерным для проволоки Виганда является требование асимметричности перемагничивающего поля. В случае симметричного перемагничивания проволоки БСБ не наблюдается. Схема переключения проволоки Виганда в асимметричном режиме изображена на рис. 1.2. Из рис. 1.2 видно что, пока проволока находится в сильном магнитном поле, ее оболочка и сердцевина намагничены в одном направлении, а размагничивающее поле проволоки проходит через внешнее пространство. Когда на проволоку действует поле противоположного знака, по величине достаточное только для перемагничивания магнитомягкой сердцевины, намагниченность сердцевины меняет направление, а размагничивающее поле замыкается через проволоку. Процесс “отрыва” намагниченности сердцевины от намагниченности оболочки довольно медленный, поэтому импульс напряжения, возникающий в измерительной катушке, имеет малую амплитуду. В следующий период действия сильного поля прежнего направления сердцевина перемагничивается в направлении намагниченности оболочки. Процесс “притягивания” намагниченности сердцевины к оболочке происходит скачком, при этом размагничивающее поле проволоки снова замыкается через внешнее пространство и в измерительной катушке наводится импульс напряжения, достигающий 3, 0–3, 5 мВ/виток.

Композиционная проволока с двумя различными по химическому составу слоями– магнитомягкой сердцевиной (Ni₄₇ Fe₅₃) и магнитожесткой оболочкой (Co₄₀Fe₄₉V₂) не требует асимметричного режима перемагничивания и в тоже время не уступает по уровню выходного сигнала проволоке Виганда. При стабилизации доменной структуры композиционной проволоки постоянным магнитом амплитуда импульса ЭДС достигает 5 мВ/виток и 2, 5 мВ/виток для проволок длиной 60 и 30 мм соответственно. В сравнении с проволокой Виганда, стабилизированная постоянным магнитом композиционная проволока имеет постоянный уровень сигнала в широком диапазоне амплитуд перемагничивающего поля (рис. 1.3).

Диапазон поля ограничивается с одной стороны полем переключения (коэрцитивностью) магнитомягкой сердцевины, с другой – коэрцитивностью применяемого постоянного магнита. Верхний предел диапазона может быть увеличен до 400 А/см при использовании Cr–Co–Fe магнитов.

Рис. 1.3 Зависимость амплитуды импульса напряжения от БСБ от прикладываемого биполярного магнитного поля Н и поля возврата Н_res для композиционной проволоки и проволоки Виганда.

Отечественным аналогом проволоки Виганда является композиционная проволока из материала с частной петлей гистерезиса (проволока СЧПГ). В 1975 г. были получены проволоки СЧПГ путем термомеханической и термохимической обработки проволоки однородного состава и совместного волочения проволоки из сплавов различного состава. От способа получения проволоки СЧПГ зависят магнитные свойства и геометрические параметры, как всей проволоки, так и отдельных ее фаз.

Если взаимодействием магнитных фаз можно пренебречь, как, например, для проволоки СЧПГ с магнитомягкой сердцевиной и магнитожесткой оболочкой, у которой отношение длины к диаметру составляет не менее 100, то моделирование суммарной петли гистерезиса осуществляется путем аддитивного сложения двух петель с заданными параметрами составляющих фаз.

Рис. 1.4. Смещение ступенек на суммарной петле гистерезиса проволоки СЧПГ при изменении ее длины

При экспериментальных исследованиях зависимости формы и параметров суммарной петли гистерезиса от длины проволоки с двумя магнитными фазами был установлен ряд закономерностей. Если отношение длины проволоки к ее диаметру больше 100, то ступеньки на суммарной петле гистерезиса находятся во 2-м и 4-м квадрантах плоскости координат Ф, Н. По мере уменьшения длины проволоки l до некоторой длины l₁ ступеньки совмещаются с осью Ф. Еще большее уменьшение длины проволоки приводит к тому, что ступеньки на суммарной петле гистерезиса попадают из 2-го и 4-го квадрантов в 1-й и 3-й и смещаются в область все более сильных полей до тех пор, пока коэрцитивная сила оболочки остается больше ее напряженности размагничивающего поля. При очень малых длинах отрезка ступенька исчезает вследствие саморазмагничивания оболочки. На рис. 1.4 сплошной линией изображена суммарная петля гистерезиса проволоки длиной l< l₁, а пунктиром - суммарная петля гистерезиса проволоки длиной l³ l₁. Причиной смещения ступеньки является размагничивающее поле, создаваемое полюсами, образующимися на торцах магнитожесткой оболочки.

Среди сплавов Fe–Co–V известен и нашел широкое применение в производстве сплав викаллой, который обычно содержит – 52% Co, 5–14% V, (остальное железо). В зависимости от содержания ванадия сплав подразделяют на викаллой–I ( до 10% V) и викаллой–II (более 10% V).

Характерной особенностью викаллоя является значительное влияние технологической схемы производства на конечные магнитные свойства (табл.1.2) вследствие твердения, принципиально отличающегося от обычного, такого, например, как в случае сплавов Fe–Co–Mo. К примеру, в сплавах Fe–Co–Mo материал после закалки находится при комнатной температуре в нестабильном состоянии и представляет собой пересыщенный твердый раствор. В процессе старения происходит приближение к равновесному состоянию за счет выделения небольших количеств второй фазы. В викаллое, наоборот, после закалки или после холодной деформации имеется стабильная a–фаза, а в процессе старения происходит приближение к равновесному состоянию при повышенной температуре. В сплавах с обычным типом твердения при комнатной температуре имеются две фазы, а при повышенной температуре – одна стабильная фаза. Тогда как в викаллое при высокой температуре имеются две фазы, а одна фаза – при комнатной температуре.

Сплав викаллой является пластически деформируемым сплавом. Он может подвергаться обработке резанием, волочению, штамповке и другим видам механической обработки. Высококоэрцитивное состояние в этом сплаве, как было уже отмечено выше, возникает в результате a-g превращения. Магнитные свойства формируются в процессе холодной пластической деформации и последующего отпуска. Примечателен тот факт, что высокие магнитные свойства викаллой приобретает в отожженном состоянии, то есть в состоянии упорядочения.

Таблица 1.2. Магнитные свойства викаллоя

Это обстоятельство является необычным для магнитно–мягких сплавов. Вероятно, что, кроме упорядочения, существенное влияние на свойства сплава оказывают термические напряжения, тем более, что викаллой имеет высокое значение магнитострикции насыщения.

Диапазон магнитных свойств викаллоя очень широк: варьируя температуру термообработки, можно получать сплавы с существенно отличающимися магнитными свойствами. Необходимый уровень магнитных параметров викаллоя может быть получен лишь при проведении перед окончательной термообработкой (отпуском) холодной прокатки с высокой степенью деформации. Неотпускавшиеся образцы имеют коэрцитивную силу Н_с=20–30 Э, остаточную индукцию 4pJr=5000–6000 Гс и величину 4pJ в максимальном поле (близкую к значению насыщения) 16000–17000 Гс. В результате отпуска при температурах до 450°С происходит незначительное увеличение насыщения (на 2–3%), выше 450°С насыщение резко убывает. После отпуска при 650°С величина насыщения составляет 40–45% от значения насыщения неотпущенного образца. Величина Н_с остается почти неизменной при температурах отпуска до 400–450°С. В этом случае принято говорить, что викаллой находится в “магнитно–мягком” состоянии. С увеличением температуры отпуска начинается возрастание Н_с, достигающей максимума при отпуске около 600°С, затем Н_с уменьшается. При температуре 450–530°С в викаллое формируются свойства, промежуточные между магнитно–мягкими и высококоэрцитивными. При температуре 530°С и выше викаллой приобретает так называемое “высококоэрцитивное” состояние с однодоменной магнитной структурой.

Изучением магнитных свойств сплава викаллой занимался ряд исследователей, в частности, исследованием влияния упругих напряжений, термомеханической и термомагнитной обработок на различных образцах (проволоки различного диаметра, листы, ленты). При этом основное внимание уделялось высококоэрцитивному викаллою и его магнитной структуре. Такой однонаправленный интерес вполне понятен, так как сплав в производстве нашел широкое применение именно в высококоэрцитивном состоянии (например, в роторах гистерезисных двигателей) и, кроме того, анализ данных экспериментальных исследований магнитно–жестких сплавов, в том числе и викаллоя, позволил выяснить магнитную структуру высококоэрцитивных сплавов, понять физический механизм, определяющий коэрцитивную силу в подобных материалах. Что касается магнитно–мягкого викаллоя, то он обладает рядом характерных особенностей (например, снижение Н_с при воздействии упругих растягивающих и скручивающих напряжений на образцах из проволоки), возможность получения бистабильных магнитных свойств вследствие благоприятного сочетания близкого к нулю значения константы кристаллографической анизотропии и высокого значения константы магнитострикции (l_s»7× 1^-⁶ ).

Особое место среди бистабильных аморфных ферромагнетиков занимают сверхтонкие аморфные проволоки со стеклянным покрытием. Коэффициенты теплового расширения металла и кварца отличаются более чем в 20 раз: для кварца 5, 5× 10^-7, в то время, как для чистого железа 12× 10^-6 (°C)^-1. Это главная причина появления внутреннего напряжения в проволоках, покрытых стеклом. Существует два вида внутренних напряжений в этих микропроволоках: радиальное напряжение, возникающее из-за различия теплового коэффициента расширения, и осевое напряжение, порождаемое растяжением микропровода при изготовлении. Обе величины - константа магнитострикции и внутренние напряжения - определяют магнитоупругую анизотропию.

По оценке величина упругих напряжений составляет ~ 10⁵Па, т.е. является достаточно большой, и при магнитострикции l¹ 0 упругие напряжения оказывают влияние на формирование магнитной структуры и свойства микропровода. Причем, напряжения вдоль оси провода в 3 раза больше радиальных и тангенциальных напряжений.

Для получения необходимых магнитных характеристик в кристаллических материалах осуществляют контроль величины магнитокристаллической анизотропии и магнитострикции путем подбора состава, термообработки и структуры. При этом для того, чтобы изготовить образцы, обладающие низкой коэрцитивностью, высокой магнитной проницаемостью или полностью магнитомягкий материал важно устранить, насколько это возможно, неоднородности материала, препятствующие смещению доменных стенок, такие как внутренние напряжения, немагнитные включения, выделения, поры, границы зерен и т.д., и снизить общую сумму магнитокристаллической и магнитоупругой анизотропии. Поэтому вполне резонно предположить, что аморфные ферромагнетики, вследствие их плотноупакованной структуры с хаотическим расположением атомов, будут однородными изотропными материалами, у которых будет отсутствовать и магнитокристаллическая анизотропия и дефекты, характерные для кристаллов. Более того, в аморфных сплавах, полученных закалкой из жидкого состояния вследствие высоких скоростей охлаждения, отсутствуют дефекты, присущие металлам, охлаждаемым с обычными скоростями, и обуславливаемые диффузионными процессами, а именно, в аморфных сплавах нет ликвации, включений, сегрегаций и т.п. неоднородностей, препятствующих смещению доменных стенок. Следовательно, структура аморфных материалов является наиболее однородной из всех твердых структур. Поэтому изначально предполагалось, что аморфные сплавы должны обладать магнитомягкими свойствами. Экспериментальные исследования действительно свидетельствуют о том, что часть аморфных сплавов является магнитомягкими, однако существует большое количество магнитно-жестких, которые могут проявлять анизотропию при намагничивании.

Например, для аморфных проволок состава Fe_{77, 5}Si_{7, 5}B₁₅ c положительной магнитострикцией (фирмы Unitika, Япония), требуемая анизотропия достигается быстрым охлаждением расплавленного металла – проволоки – во вращающемся потоке воды. При этом затвердевает сначала наружная оболочка, которая и создает требуемое радиальное сжатие, приводящее к образованию продольного растягивающего напряжения в сердцевине проволоки. После полного охлаждения эти напряжения оказываются “замороженными” в проволоке. Вследствие положительной магнитострикции в сердцевине образуется сильная осевая анизотропия, а в оболочке – радиальная. Как следствие, в отличие от ранее рассмотренных двухслойных проволок, теперь оболочка уже не представляет собой постоянный магнит и напрямую не влияет посредством своей намагниченности на процессы перемагничивания сердцевины. Квазистатическая петля гистерезиса сердцевины приобретает прямоугольную форму. В зарубежной литературе такую петлю гистерезиса принято называть “входной” или “возвратной” (re–entrant) петлей гистерезиса. Если начальное магнитное состояние соответствует – В_s, то для перемагничивания сердцевины необходимо создать внешнее поле H_e ³ H_N, где Н_N – критическое поле зародышеобразования. После образования зародыша перемагничивания дальнейшее перемагничивание сердцевины проволоки будет продолжаться в виде одного БСБ даже при значениях Н₀£ Н_е£ Н_N, где Н₀ - критическое поле движения образовавшихся доменных границ.

Проволоки получаемые по модифицированной технологии Улитовского-Тейлора могут быть диаметром в пределах от 0, 5 до 50 мкм с толщиной изолирующего стекла от 1 до 15 мкм и различных составов, например, (Fe_xCo_1-_x)₆₃Ni₁₀B₁₆Si₁₁. Этот тип микропроволок также характеризуется бистабильностью. Главная характерная особенность этих новых материалов в том, что они имеют прямоугольную петлю гистерезиса (ППГ), даже если их длина очень мала – до 2 мм (рис. 1.5). Такое магнитное поведение истолковывается следствием баланса между магнитоупругой энергией, индуцируемой внутренними или внешними напряжениями и магнитостатической энергией из-за полей рассеяния на концах проволоки.


а)	б)
Рис. 1.5. Осциллограмма петли гистерезиса микропровода из сплава (Co₉₂Fe₈)₆₃Ni₁₀B₁₆Si₁₁ в исходном состоянии (f=500 Гц, Hm=528 А/м): а) интегральная (масштаб: по вертикали 1 дел. – 0, 1 В, по горизонтали 1 дел – 0, 2 В), б) дифференциальная (масштаб: по вертикали 1 дел. – 20 мВ, по горизонтали 1 дел – 0, 2 В).

Свойство высокой геометрической и структурной симметрии позволяет аморфным проволокам конкурировать в возможном применении с аморфными лентами, в которых очень сложно устранить различие между стороной, контактирующей с подложкой, и стороной, которая с ней не соприкасается.

Нами проводились исследования влияния химического состава сплава, температура отжига, давления, внешнего магнитного поля и напряжений и других факторов на магнитные свойства бистабильных ферромагнетиков (викаллой и литой аморфный микропровод в стеклянной оболочке - ЛАМСО). Результаты исследований показывают, что существует возможность создания магнитных элементов из бистабильных ферромагнетиков для измерения характеристик исследуемого объекта. Например, на рис. 1.6 показана зависимость поля старта H_s от температуры отжига.

Известно, что в сплавах с достаточно высокой магнитострикцией при термообработке происходит релаксация внутренних напряжений, приводящая к снижению поля старта. Интерес представляет отжиг до температуры порядка 300⁰С, поскольку при более высокой температуре ЛАМСО теряет аморфность и наблюдается образование и рост микрокристаллической фазы.

Рис. 1.6. Зависимость поля старта от температуры отжига (для Fe_{81, 6}Mn_9.3B_1.8Si₆C_{1, 3}).

Как и в других аморфных сплавах на основе железа и кобальта при повышении температуры отжига происходит заметное уменьшение значений H_s (рис. 1.6), что свидетельствует о релаксации остаточных напряжений. Поле старта, измеренное в нормальных условиях (на графике соответствует Т=0, ⁰С), составило 130 А/м, а при 250 ⁰С H_s=115 А/м.

Как видно из рис. 1.6 дальнейшее увеличение температуры (> 300⁰С) приводит к увеличению поля старта, связанному с появлением кристаллической микроструктуры. А при Т=350⁰С (H_s=133 А/м) происходит превышение первоначального значения, что обусловлено ростом кристаллической фазы.

Кроме того, варьируя концентрацию переходных металлов и металлоидов в сплаве, можно в широких пределах изменять намагниченность насыщения, температуру Кюри, наведенную анизотропию, магнитную проницаемость элементов. Для получения необходимых характеристик довольно часто применяют различные легирующие добавки. Например, введение редкоземельных элементов позволяет достигнуть некоторого снижения коэрцитивной силы Н_с и повысить намагниченность насыщения M_s. Необходимо отметить, что все указанные характеристики зависят от температуры и при высоких температурах их значения будут отличаться от измеренных при комнатной температуре.

Таким образом, мы видим, что бистабильные ферромагнетики как аморфные, так и поликристаллические, могут быть применены для изготовления чувствительных элементов согласно требований технического задания, т.е. для измерений перемещений, деформации и температуры. Большой выбор бистабильных ферромагнетиков с разными физическими свойствами и возможность варьировать эти свойства с учетом условий эксплуатации позволяет решить поставленную задачу с использованием минимальных измерительных средств. Например, в табл. 1.3 представлены сердечники из бистабильных ферромагнетиков и постоянных магнитов, которые могут использоваться в качестве чувствительных элементов. Элементы из постоянных магнитов в данном случае могут применяться в качестве индикаторов температуры или эквивалентов бистабильных сердечников проведения качественных опытов, а элементы из БИСЕР-1…3 для измерения температуры, деформации и перемещения. Принципы измерения с помощью перечисленных элементов приведены ниже в главах 3-5. Используемые в работе чувствительные элементы из описанных в данной главе магнитов приведены на рис. 1.7.

Таблица 1.3 Чувствительные элементы из бистабильных ферромагнетиков.

Тип сердечника	Материал сердечника	Размеры	Температура Кюри, ^оС	Поле старта H_s или коэрцитивная сила Н_с, А/см (остаточная намагниченность Br, мТ)
БИСЕР-1	викаллоевая проволока	Ø 0.3´ 10	≥ 500	240…320
БИСЕР-2	аморфная лента	120´ 2´ 1	450-500	1, 2…1, 8
БИСЕР-3	аморфный микропровод	Ø 0.03´ 5	400-450	1, 5…10
Неодимовый магнит	Nd2Fe14B	Ø 5´ 25	310-340	≥ 876 (1320-1380)
Самариевый магнит	Sm2Co17	Ø 8´ 35		1433-1831 (1, 05-1, 08)
Ферритовый магнит	MF35	Ø 20´ 6		215-239 (430-450)

а б в г

Рис. 1.7. Магниты, используемые для чувствительных элементов (а – бистабильный ферромагнетик БИСЕР-1, б – цилиндрический магнит с осевым намагничиванием, в- кольцевой магнит с торцевым намагничиванием, г – магнит в виде пластины).

⇐ Предыдущая 123 4 5 Следующая ⇒