Разделы сайта

Читаемое

Обновления Nov-2017

Промышленность Ижоры -->  Керамические композиционные материалы 

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 [ 86 ] 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123

ления наведенной анизотропии существенно выше, чем во всех других направлениях.

Дальнейшее улучшение магнитных свойств сплавов на основе Fe-Ni-Al-Co связано с введением в сплавы до 5...8 % титана, увеличением содержания кобальта до 35...40 % и созданием кристаллической текстуры. Изменение состава сплавов способствовало увеличению коэрцитивной силы, а наличие кристаллической текстуры в сочетании с магнитной - увеличению магнитной энергии. Кристаллическая текстура была получена при отливке магнитов в результате направленного отвода тепла при кристаллизации. Длинные оси столбчатых кристаллов, образующиеся при направленной кристаллизации, совпадали с кристаллографическими направлениями <100>. В этих условиях термомагнитная обработка вдоль осей столбчатых кристаллов способствовала однонаправленной ориентировке вьщелений а-фазы, что приводило к одноосной анизотропии с высоким уровнем магнитной энергии и остаточной индукции.

Лучшие сплавы, которые в настоящее время имеют практическое применение в приборостроении, и их магнитные свойства приводятся в табл. 8.3.

Таблица 8.3. Магнитные свойства сплавов на основе Fe-Ni-AI-Co

Марка сплава

Магнитные свойствя

5 Тл

кА/м

кДж/м МГс Э

ЮНД4

ЮНДК24

ЮНДК35Т5

ЮНДК38Т7

0,50

Изотропные сплавы 40 I 500

1,25 0,85 0,75

Сплавы с магнитной текстурой

48 120 160

Сплавы с ЮНДК25БА ЮНДК35Т5БЛ ЮНДК38Т8Л

ЮНДК25БАА

ЮНДК35Т5АА

ЮНДК40Т8АА

600 1500 2000

40 40 36

кристаллической и магнитной текстурой 1,35 64 800 64

1,20 120 1500 80

1,00 160 2000 72

1,40 1,25 1,00

Монокристаллы

68 120 160

850 1500 2000

72 96 80

5,0 5,0 4,5

8,0 10,0 9,0

9,0 12,0 10,0

Магнитотвердые сплавы на основе системы Fe-Cr-Co [2]

Сплавы на основе Ре-Сг-Со явились логическим развитием высококоэрцитивных сплавов с анизотропией полей рассеяния, какими были сплавы на основе Fe-Ni-А1-Со. Впервые сведения об этих сплавах появились в научной литературе в 1975 г. В соответствии с фазовой диаграммой на одном из политермических разрезов было видно, что в сплавах имеет место расслоение высокотемпературного твердого раствора на две изоморфные фазы (а -> а + aj) с ОЦК решеткой. Температура начала расслоения составляет 650...680 °С, что обусловливает меньшую скорость распада и необходимость более длительных вьщержек при термической обработке. В результате высококоэрцитивного распада в процессе изотермической вьщержки в магнитном поле при температурах 650...630°С и последующего многоступенчатого отпуска в интервале температур 620...550°С формируется структура, состоящая из сильномагнитных анизотропных по форме вьщелений а-фазы, обогащенной железом и кобальтом, расположенных в неферромагнитной матрице aj, обогащенной хромом. Роль магнитного поля при термомагнитной обработке (ТМО) заключается в создании одноосной анизотропии, связанной с ориентированным расположением удлиненных частиц а-фазы вдоль направления магнитного поля. В процессе многоступенчатого отпуска происходит диффузионное перераспределение компонентов между фазами а, и Oj, в результате чего усиливается магнитная изолированность анизотропных по форме частиц aj-фазы.

Формирование магнитных свойств в процессе ТМО связано с асимметричной формой кривой расслоения, которая определяет область оптимальных составов сплавов. Сплавы, располагающиеся в области гребня , имеют наиболее высокую температуру начала высококоэрцитивного распада, минимальную разницу состава фаз, образующихся при расслоении а-твердого раствора, и высокую точку Кюри. В этих условиях взаимодействие внешнего магнитного поля, приложенного при ТМО, с выделяющимися частицами а [-фазы будет способствовать их наиболее совершенной ориентировке вдоль направления поля независимо от кристаллографических направлений. В этой области составов располагаются сплавы с изотропным эффектом ТМО.

Легирование тройных Fe~Cr-Со сплавов 3...4 % Мо увеличивает разницу параметров решеток а,- и а2-фаз, усиливает анизотропию формы частиц а,-фазы и способствует увеличению коэрцитивной силы. Однако



При этом снижается эффективность термомагнитной обработки, так как частицы а,-фазы ориентируются своими длинными осями не вдоль приложенного магнитного поля, а вдоль направлений <100>, ближайших к направлению магнитного поля.

Усилить ориентирующее действие магнитного поля при ТМО можно единственным способом, создавая кристаллическую текстуру в поликристаллическом материале с преимущественным направлением <100> всех кристаллитов, или используя монокристаллы. Такие сплавы с двойной (кристаллической и магнитной) текстурой обладают наибольшей магнитной энергией (табл. 8.4).

Магнитную текстуру в сплавах Fe-Сг-Со можно создать не только с помощью ТМО. Эти сплавы обладают достаточно высокой пластичностью, что позволяет подвергать их холодной пластической деформации с большими степенями обжатия не только в состоянии а-твердого раствора, но и на различных стадиях распада а->а+а2. Используя одноосную холодную пластическую деформацию (волочение, экструзию, прокатку в калибрах) на промежуточной стадии формирования высококоэрцитивного состояния, можно существенно улучшить магнитные свойства сплавов. Схема деформационного старения включает три основные операции: предварительное старение, пластическую деформацию и окончательный отпуск.

В процессе предварительного старения при непрерывном охлаждении формируется структура, состоящая из сферических вьщелений а,-фазы,

Таблица 8.4. Магнитные свойства лучших сплавов на основе Fe-Cr-Co

Марка сплава

Магнитные свойства

В, , Тл

кА/м

кДж/м

МГс-Э

l5Co-22Cr-lTi

Сплав с изотропным эффектом ТМО

1,56

66,4

25Со-30Сг-ЗМо

Сплав с анизотропным эффектом ТМО

1,15

40,0

15Co-24Cr-3Mo-l,5Ti

I

Lnnae с кристаллической и магнитной текстурой

1,54

16Co-33Cr-2Cu 20Co-33Cr-2Cu

Сплав после деформационного старения

1,27 1.30

72 80

900 1000

8,3 5,0 9,5

8,0 11,0

расположенных в а2-матрице. На этой стадии очень важно получить сферические вьщеления диаметром около 35 нм, что достигается правильным выбором температуры начала и конца контролируемого охлаждения и скоростью охлаждения в выбранном температурном интервале. Последующая пластическая деформация сопровождается удлинением сферических частиц а,-фазы в направлении течения металла. При опти-мальньгх степенях деформации около 70...75 % отношение длины вытянувшихся частиц к их диаметру составляет около 6...7, что соответствует достаточно высокой степени анизотропии формы. В процессе заключительного отпуска происходит разделение фаз по химическому составу. Таким образом, в оптимальном состоянии структура сплава состоит из удлиненных ориентированных ферромагнитных частиц а,-фазы в неферромагнитной матрице. Этот способ получения анизотропньгх постоянных магнитов на основе Fe-Cr-Co с высокой магнитной энергией (табл. 8.4) позволяет исключить из технологического цикла достаточно сложную, продолжительную и энергоемкую термомагнитную обработку, что делает его достаточно привлекательным для массового производства магнитов в условиях специализированного металлургического производства.

Кристаллическую текстуру в сплавах Fe-Сг-Со можно получить несколькими способами: выращиванием монокристаллов или поликристаллических магнитов со столбчатой структурой, получением многослойных магнитов из быстрозакаленных лент и вторичной рекристаллизацией поликристаллических сплавов в условиях фазового наклепа. Первые два способа хорошо известны и широко применяются для сплавов на основе Fe-Ni-А1-Со. Третий и четвертый способы бьши опробованы только для сплавов Fe-CiCo. Постоянные магниты со слоистой структурой из сплавов Fe-Со-Сг-Мо после быстрой закалки из жидкого состояния, последующего компактирования тонкой ленты и создания кристаллической и магнитной текстуры могут обладать очень высокими магнитными свойствами (5= 1,65...1,78 Тл, /Я = 160...176 кА/м и (ff)max 114...119 кДж/м). Однако причины столь сильного увеличения магнитных свойств пока не установлены.

Другим перспективным направлением в развитии сплавов на основе Fe-Co-Сг-Мо является получение кристаллической текстуры путем вторичной рекристаллизации в условиях фазового наклепа. Для достижения этой цели необходимо решение ряда задач: установить термокинетические условия вьщеления высокотемпературных фаз а и у, изучить влияние морфологических особенностей высокотемпературного распада на величину фазового наклепа твердого раствора, выяснить влияние



фазового наклепа на механизм и кинетику вторичной рекристаллизации, установить закономерности формирования кристаллической текстуры в процессе рекристаллизации.

Развитие поисковых работ в направлении создания технологии производства поликристаллических магнитов с магнитной и кристаллической текстурой из сплавов Fe-Сг-Со является крайне актуальным, т. к. позволяет в промышленных условиях мелкосерийного металлургического производства обеспечить выпуск деформируемых анизотропных постоянных магнитов с магнитной энергией на уровне более дорогих и трудоемких в изготовлении магнитов из сплавов типа ЮНДК.

Магнитотвердые материалы с одноосной кристаллической магнитной анизотропией

Магнитотвердые сплавы в системе Мп-AI [1]

Ферромагнитные свойства сплавов Мп-А1 в интервале концентраций 51...58,5% (ат.) [68...74 % (масс.)] Мп связаны с образованием метастабильной т-фазы с гранецентрированной тетрагональной решеткой (ГЦТ), упорядоченной по типу CuAu-I (а = 0,393 нм и с = 0,356 нм). Метаста-бильная т-фаза является магнитно-одноосным ферромагнетиком с направлением легкого намагничивания вдоль тетрагональной оси и характеризуется высокой константой магнитной кристаллографической анизотропии = 9,3 10 Дж/м-, сравнительно невысокой индукцией насыщения 4к1 0,69 Тл, температурой Кюри = 380 С и полем анизотропии Яд = 2К/1 = 272 кА/м (34 кЭ), которое определяет теоретический предел коэрцитивной силы по намагниченности jH. В этих условиях теоретическое значение максимальной магнитной энергии составляет около 96 кДж/м- (12 МГс-Э).

Уровень магнитных свойств, полученных практически в различных сплавах Мп-А1, зависит от структурного состояния т-фазы: ее дисперсности, относительного количества в сплаве, степени атомного порядка, типа и концентрации дефектов ее кристаллической структуры. Ферромагнитная х-фаза может быть получена двумя путями: при охлаждении сплавов с критической скоростью (около 600°С/мин) из однофазной е-области (от температур выше 870 °С) или путем закалки высокотемпературной е-фазы (с гексагональной плотноупакованной решеткой) и последующего отпуска при температурах 350...550°С. При оптимальном составе и скорости охлаждения или температуре отпуска е-фаза полностью превращается в метастабильную х-фазу, которая при комнатной

Таблица 8.5. Магнитные свойства сплавов на основе Мп-А1

№ п/п

Состав сплава, % (масс.)

Магнитные свойства

кА/м

А кА/м

(тах

кДж/м

71,5Мп-28,5А)

0,24...0,28

80...96

112...136

5,6...8,0

72МП-27А1-1С

0,27...0,28

96...104

9,6...11,2

72Mn-27Al-lTi

0,30...0,35

400...480

36,0...36,8

72Mn-27Al-lTi

0,45...0,65

160...200

240...400

36,0...48,0

72МП-27А1-1С

0,70

73,6

температуре обладает высокой устойчивостью. Превращение е -> х может протекать по двум механизмам. На начальных стадиях распада возникает гетерогенная структура, состоящая из упорядоченной по типу В19 е-фазы в е-матрице с ближним порядком. В дальнейшем происходит образование х-фазы из упорядоченной е-фазы путем сдвига атомов в плотноупакованных плоскостях (lOO)e и (111)х. Возникающие сдвиговые напряжения стимулируют превращение неупорядоченной е-фазы в неупорядоченную т-фазу с ГЦК решеткой с последующим ее упорядочением и сменой кристаллической решетки на ГЦТ. В обоих случаях при образовании упорядоченной х-фазы превращение е х происходит с изменением типа кристаллической решетки путем возникновения и роста зародышей упорядоченной фазы. Возникающая т-фаза содержит высокую плотность дефектов кристаллического строения: дефекты упаковки, границы доменов двойниковой ориентации, антифазные границы доменов упорядочения. Различные воздействия (термическая обработка, механическое измельчение сплавов, пластическая деформация) оказывают влияние на тип и плотность дефектов кристаллического строения, что, в свою очередь, влияет на процессы перемагничивания и гистерезисные свойства сплавов.

Из всех сплавов на основе Мп-А1 практический интерес представляют лишь несколько, на которых можно проиллюстрировать степень влияния различных воздействий на магнитные свойства (табл. 8.5).

Из двойных сплавов Мп-А1 наилучшим сочетанием магнитных и механических свойств обладают сплавы с 71...72 % Мп (сплав 1), Эти свойства получаются после закалки и отпуска при 400...450 °С. Улучшение свойств двойных сплавов бьшо получено в результате легирования, применения методов порошковой металлургии, специальных методов пластической деформации хрупких материалов или термомеханической



1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 [ 86 ] 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123

© 2003 - 2017 Prom Izhora
При копировании текстов приветствуется обратная ссылка