Особенности формирования высококоэрцитивного состояния сплавов на основе Fe-Cr-15%Co тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

3 ч

ГIЬ РМИНОВ Александр Сергеевич

(КЧ)БЕННОСТМ ФОРМИРОВАНИЯ ВЫСОКОКОЭРЦИТИВНОГО СОСТОЯНИЯ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ Ре-Сг-15% Со

Специальность N 01.04.07 - "Физика твердого тела"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Москва, 1998

Работе выполнена на кафедре металлографии Московского Государственною института стали и сплавов.

Научный руководитель кандидат технических наук, доцент В.И. Сумин

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук П.П. Пашков кандидат технических неук В.А. Сеин

Ведущее предприятие: Государственный Научный Центр Российский Федерации ЦНИИЧМ имени И.П. Бардина.

Защита состоите* "17" сентября 1998 г. в ¿Г^часов на шседании специализированного совета К.С53.08.06. при Московском Государе! вениом институте стали и сплавов по адресу: 117936, Москва, ГСИ-1, Ленинский проспект, дом 4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского Государственного института стали и сплавов.

Автореферат разослан ".У" 1998 г.

Справки по телефону: 236-40-38

Ученый секретарь специализированного совета кандидат физико-математических наук л /

ведущий научный сотрудник Я¡.< '<-■ г ^ МУКОВСКИЙ Я М.

/

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Сплавы на основе Ре-Сг-Со, как высококоэрцитивные материалы, известны уже более 20 лет. Они широко используются в технике в качестве материалов для постоянных магнитов и роторов гистерезисных двигателей. Эти сплавы привлекают внимание исследователей, так как они обладают достаточно высокими магнитными свойствами (сравнимыми с широко известными сплавами ЮНДК), дешевы из-за малого содержания Со, хорошо поддаются холодной пластической деформации, что позволяет получать'из них магниты сложной формы, а также имеют высокую коррозионную стойкость. Процессы, протекающие в этих сплавах н приводящие к высококоэрцитивному состоянию (ВКС), характерны для большой группы магнитно-твердых сплавов с анизотропией полей рассеяния, поэтому сплавы Ре-Сг-Со представляют собой интерес и как модельные сплавы.

В сплавах Те-Сг-Со ВКС формируется в два этапа. Первый - это распад а-твердого раствора, в результате которого образуете* две фазы: аг ферромагнитная и а2- слабомагнитная или парамагнитная. Магнитное поле, приложенное во время распада способствует удлинению частиц сильномагннтной фазы вдоль направления поля. Второй этап - дораспад, в процессе которого происходит изменение относительного количества фаз в сплаве и их более полное разделение по составу. Таким образом, ВКС в сплавах на основе Ре-Сг-Со объясняется тем. что анизотропные по форме частицы сильномагнитной фазы (в идеале однодоменные) разделены выделениями слабомагнитной или парамагнитной агфазы. Перемагиичивание осуществляется путем вращения вектора намагниченности.

Актуальность темы: Для сплавов Ре-Сг-Со, как и для всех материалов используемых для производства постоянных магнитов (ПМ), главными свойствами являются коэрцитивная сила (Н«) и намагниченность (I). Поэтому первейшая задача при исследовании сплавов для ПМ - выявление закономерностей возникновения и изменения магнитных свойств, в первую очередь Не и I (I, или I,), на всех этапах формирования ВКС. Однако, в подавляющем числе работ магнитные свойства измерялись при комнатной температуре после закалки от различных ступеней обработки. Лишь в отдельных работах и в узких температурных интервалах проводились высокотемпературные исследования по изучению формирования магнитных свойств. Таким образом, полная картина формирования магнитных свойств на всем температурном интервале распада н дораспада отсутствует. В частности, например, точки Кюри фаз располагаются в двуфазной области противоречиво, без- четкой закономерности, ставя под сомнение возможность описания фазового равновесия с помощью бинарных политермических разрезов.

В отличии от сплавов Ре-Сг-Со, сплавы Ре-№-А1-Со были подробно изучены методами рентгеноезруктурного и магнитного анализов непосредственно при всех

температурах формирования ВКС. Поэтому имеете* возможность и необходимо сопоставить изменения магнитных свойств сплавив Ке-С'г-Со и Ке-К|-Л1-('о на различных этапах распада и дораспада и, таким обраюм, определить общшнчь и различие процессов формирования магнитных свойств в сплавах них дв\х |р>пп

Ряд сплавов системы Ре-Сг-Со недостаточно подробно или нообще не изучены. Большинство работ посвящено изучению сплавов, лежащих в концентрационном интервале 20-25 %С'г, т.е. находящихся вблны |рсбня поверхности расслоения. Фаговое состояние, уровень магншных свойств сплавов С содержанием Сг более Ю*-« практически не изучены (Х'обенноои фаювого состояния сплавов должны отразиться на физических, в юм числе и чаншших. свойствах сплавов.

Цель работы; В соответствии с сформулированными выше проблемами « работе ставилась цель изучить особенности формирования магтшшых свойств (Ц, и 1) сплавов Ре-Сг-Со непосредственно при всех температ)рах и раыичных режимах проведения распада и дораспада.

В связи с сформулированной целью в работе решались следующие садачи

• определить положение фаницы области расслоения в иссле.пемых сплавах;

- экспериментально подтвердить возможность магнитного анадиза,

• выявить особенности формирования матитных свойств в сплавах с повышенным содержанием хрома (.10-34 %(°г) непосредственно при раиичных температурах и временах проведения распада и на различных мамах и временах дораспада;

•связать особенности матитных свойств при раиичных температурах, временах распада и дораспада с имеющимися сведениями о фаювом и структурном состояниях сплавов,

• измеряя точки Кюри при различных скоросих охлаждения провести фазовый магнитный анализ сплавов на различных папах рас мала и дораспада,

по полученным зависимостям машитных свойемв провести магнитоструктурный анализ при распаде и дорасиаде,

- выявить влияние скорости охлаждения из однофашой области до температуры распада на формирование высококо)риитивно1ососи>яния,

- определить, чем в перв>ю очередь обусловлена ни иая ко >рцн тнни* сила в сплавах Ье-Сг-Го • особым видом диаграммы расслоения или дроблением струтуры.

Научная новизна Подавляющее число исследователей определяли скойова сплавов при комнатной температуре после ечкиыостнуюших режимнь термической обработки В насюящей ра<ние исследовали формирование оитимал тых магнишых свойств непосредственно мри всех >емпераг>рах термомашитной (ГМО) и термической обработок ( Н)| 1аьой подход по<ноляе1 исключить проявление влияния тех ишеиений в снойстнах фа1. коюрые

происходят при охлаждении. Кроме того, этот метод позволяет косвенным образом с)лить о формировании структуры (по коэрцитивной силе сплава) й фаговог о состоянии (по намагниченности сплава).

Применение метода измерения магнитных свойств при высоких температурах позволило выявить особенности формирования магнитных свойств сплавов с повышенным содержанием Cr - наличие двух максимумов и минимума на зависимости |{, от температуры распада и максимума на зависимости I, от температуры распада, обусловленных наличием в сплавах дополнительной ферромагнитной фа)ы а'; изучить кинетику формирования магнитных свойств; показать стадийность распада на основе анализа корреляций П^Ц!,); измерить точки Кюри а2-фаэы (Т,(а2)) после различных ступеней термической обработки; показать низкую устойчивость метастабильного состояния; связать снижение магнитных свойств с изменениями фазового состояния сплава (например, резкое снижение II, при прохождении через Т^а2)).

Практическая значимость работу. В работе показано, что сплавы Fe-Cr-Co имеют очень узкий температурный интервал распада, приводящего к максимальным магнитным свойствам, что существенно затрудняет проведение ТМО Вследствии ггого. градиент температур по объему образца приводит к резком) снижению коэрцитивной силы.

Последовательное медленное охлаждение от температур однофазной области приводит к низкому уровню коэрцитивной силы, что вызвано: во-первых, изменением морфологии структуры, как предполагается, при медленном переходе через \экий температурный интервал существования ферромагнитной а'-фазы; во-вторых, выделением чрезмерного количества а,-фазы в температурном интервале от температуры распада до 580"С.

Рекомендуется повысить стабильности установки температуры н однородность температуры по объему образца: быстро проходить неблагоприятный температурный интервал, обусловленный повышенной намагниченностью сплава из-за наличия дополнительной ферромагнитной а'-фазы.

Положения, выносимые на защиту:

- наличие узкотемпературной области трехфазного a-Mx'+ai+ctj распада в сплавах Fe-C'r- 15%Со-3%Мо с повышенным, до 30-34%, содержанием хрома, что приводит к наличию двух максимумов и минимума на зависимости Ц от температуры распада и максимума и минимума на зависимости I, от температуры

распада:

• распад сплавов Fe-Cr-Co происходит в два этапа; на первом изменяются Нс и I, (ге состав и количественное соотношение фаз); на втором происходит cyuieciвенный рост К, при неизменной величине iv (т.е. рост ферромагнитных

частиц ai-фазы в направлении внешнего магнитного пола при неизменном составе и количественном соотношении фаз);

- при дораспаде сплавов 1-3 в процессе охлаждения, как ступенчатого, так и непрерывного, происходят два процесса. Во-первых, при охлаждении выделяете* а|-фаза, что приводит к снижению Н, сплавов примерно на 250 Э. Этот процесс наиболее интенсивно происходит в интервале температур от температуры ИТМО до 580 "С. Во-вторых, одновременно происходит снижение температур Кюри аз-фазы до температур ниже комнатной, что приЕоднт к росту Н, сплавов на величину около 650 Э при комнатной температуре.

Публикации: Основное содержание диссертации изложено в 7 работах, указанных в конце автореферата.

Апробация работы: Основные результаты диссертации докладывались на XII Международной конференции по постоянным магнита) (Суздаль, 22-26 сентября 1997 г.), на 111 Международном симпозиуме по физике магнитных материалов (Корея, Сеул, 21-25 августа 1995 г.), два доклада на 50-й научной конференции студентов МИСиС (Москва, 1996 г.).

Объем работы: Диссертация состоит из введения, 5 глав, выводов, списка литературы и приложения. Общий объем диссертации составляет 183 страницы, 67 рисунков, 8 таблиц, 137 наименований в списке литерату ры.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Приготовление образцов. В качестве объектов исследования были выбраны поликристаллическне образцы сплавов на основе Ре-Сг-Со-(Мо) с содержанием кобальта 15 % (масс.). Состав исследованных сплавов по шихте и химическому анализу приведен в табл. 1 и показаны на рис. 1,

Таблица I. Химический .

Сплав Состав по шихте Состав по хим. анализу *

Cr Со Мо Ti Cr Со Мо Ti

1 30 15 3 0.5 30.6 14.7 3.1 0 3

2 35 15 3 34.1 149 2.9

3 ' 22 15 • . „ 22.1 14.8

1) Остальное железо; 2) [С]<0.03 %

Выплавка проходила в условиях опытного завода ЦНИИЧМ имени Бардина ■ вакуумно-индукииониой печи в атмосфере аргона. Затем слитки подвергли ковке в температурном интервале 1000-1200 "С с последующим охлаждением на воздухе. Из полученной заготовки сплава 2 были нарезаны образцы квадратного сечения со стороной 3.S мм и длиной 20 мм. Слитки сплавов 1 и 3 были прокованы в пруток диаметром 5 мм и из них нарезаны образцы длиной 20 мм. Образцы прошли предварительную обработжу - закалку из высокотемпературной однофазной области в воду (с температуры 1150 °С сплавы 1-2 и 1200 °С сплав 3), чтобы не допустить выделение у и/или а фаз.

Метод построении петель гистерезиса при высоких температура^. В качестве основного метода исследования был выбран метод построения петель гистерезиса методом медленно меняющегося поля при высоких температурах. Основным достоинством данного метода является то, что. во-первых, он является

Рис. 1. Политермический разрез области расслоения системы Те-Сг-Со в области существования сплавов с 15%Со по данным Б.Е. Вннтайкина. Отмечены исследованные сплавы и их температуры бинодали при нагреве (верхние точки) и охлаждении (нижние точки).

одновременно и фазо- (по р„1,), и структурно-чувствительным (по Н^), во-вторых, он является прямым магнитным методом; в-третьих - он тнволяет исследовать кинетику формирования магнитных свойств непосредственно в интервале температур наибольшего воздействия на них термической и термомагнитной обработки. Вообще, именно методы измерения магнитных свойств при высоких температурах позволили установить наличие области трехфазного распада в сплавах ЮПДКТ.

Установка состоит из электромагнита ФЭЛ-1, который используется для создания магнитного поля до 320 кА/м в зазоре равном 25 мм. В канал электромагнита вставляется печь цилиндрической формы с внутренним диаметром 5 мм. Печь с бифилярной обмоткой, с находящимся внутри обратом, вставляется в электромагнит таким образом, чтобы обрати, находящийся внутри печи располагался в зазоре электромагнита. Переменное напряжение 220 В подается на автоматический регулятор тока в печи (В1'Т). Датчиком регуляюра служит х ром ель-ал юмел свая термопара. Встроенный регулятор 1емнерагуры (ВРТ) позволяет стабилизировать - температуру в печи с погрешностью ±2 "С.

Для измерения температуры в печи используется стандаршая хромель-алюмелевая термопара, показания которой регистрируются с помощью потенциометра ПП-63. Похрешность измерения ПП-63 составляет 0,5 %, что позволяет фиксировать разность температур между двумя измерениями с точностью не менее 2 "С. Параллельно потенциометру подключен высокоточный многофункциональный вольтметр В7-34А (7 класс точности), поюолякмций регистрировать сигнал от термопары с точностью до 0 1 мкВ. г>то соо1некгв>ет погрешности определения температуры около 0.03 градуса, однако вследствии несовпадения классов точности задающего (ВРТ) и измеряющих устройств (1111-63 и В7-34А) следует считать точность не превышающей I фадус.

Измерение намагниченности образца производится с помощью скомпенсированной измерительной катушки, намотанной на водоохлаждаемом медном каркасе. Сигнал от измерительной катушки, пропорциональный намагниченности подается на флюксметр Ф191, а о? него к двухкоординапюму потенциометру ПДП4-002. Погрешность измерения намагниченности обрита М, ~ 5 %. Магнитное поле в за юре электромагнита измеряется с помощью датчика Холла, расположенного в межполюсном зазоре на водоохлаждаемой катушке. Погрешность измерения магнитною поля составляв 3-4 %. Сигнал от ;ш;чика Холла поступает в потенциометр 11ДП4-002. По построенным петлям гиск-рсзиса определялась намагниченность насыщения и коэрцитивная сила сплавов.

Методика термомагнитного анализа Для качественного магнитною фазового анализа применялся термомагнитный анализ (ТМА), который проводился по стандартной методике на шарообразных обра шах диаметром 4±0.1 мм на виброматитометре "Меридиан-2". Данная >аанонка позволяе!

проводить измерение намагниченности шарообразных образцов массой до 400 мг в полях до 2000 кА/м. Для определения температур Кюри образцы нагревали ь постоянном магнитном поле напряженностью 5 кЭ. Кривые ТМА строили при нагреве со средней скоростью 25 град/сек на образцах, предварительно закаленных в воду от исследуемой температуры ИТМО. Калибровку магнитометра для измерения различных образцов выполняли по никелевому эталону сферической формы. Погрешность измерения намагниченности при этих условиях не превышала ±3%, температуры ±3.2 "С.

ФОРМИРОВАНИЕ МАГНИТНЫХ СВОЙСТВ ПРИ РАСПАДЕ а-ТВПРДОГО РАСТВОРА.

1. Определение температуры расслоения, температурного интервала наиболее интенсивного распада (приводящего к максимальным магнитным свойствам).

С целью установления нижней границы метастабильной однофазной области и максимальной верхней границы распада метастабильного а-тверДого раствора определены температуры расслоения сплавов при охлаждении - для сплава 1 650+2 °С; для сплава 2 64012 "С; для сплава 3 673±3 °С; - и температуры растворения модулированной структуры при нагреве - для сплава 1 665±2 "С; для сплава 2 655±2 °С; для сплава 3 682±2 "С (см. рис. I). Таким образом, образование ферромагнитного состояния при расслоении в случае охлаждения и его исчезновение при растворении в случае нагрева есть фазовый переход I рода - так как сопровождается температурным гистерезисом - который определяет распад «-твердого раствора или процесс обратный ему.

Изучена кинетика формирования магнитных свойств сплавов от времени выдержки при различных температурах ИТМО. Установлено, что в сплавах с Мо наиболее интенсивно Н4 растет в течении первых 30 минут распада. К 2,5 часам выдержки Ц приближается к насыщению, величина которого зависит от температу ры ИТМО. Намагниченность при любых температурах распада для сплавов I и 2 выходит на насыщение в течении 10-15 мин и затем не изменяется. Для сплава 3 (Не-15%Со-22%Сг) Н, выходит на насыщение к I часу, а наиболее сильно изменяется в течении первых 20 минут, намагниченность резко изменяется в течении первой минуты и выхолит на насыщение к 3 минутам. Резкое рахтичие во времени окончания фазовых и структурных процессов в сплавах 1-2 и 3 вызвано, как предполагается из анализа литературных данных, рагзичной диффузионной подвижностью компонентов из-за существенно различающеюся температурного интервала ИТМО сплавов 1-2 по сравнению со сплавом 3, а также

из-за разного химического состава • наличием в сплавах 1 м 2 молибдена и разным количеством хрома.

Дм определения температурного интервала, • котором происходит распад с образованием максимальных значений Не, кинетические зависимости и I, были перестроены в зависимости магнитных свойств от температуры распада (пример на рис. 2). По зависимостям НДЦ,) определены параметры оптимальной ИТМО, приводящей к максимальным магнитным свойствам:

- для сплава I температура ИТМО 627 °С в течении 2 часов, что обеспечивает Ц.-82 кА/м при температуре распада;

- для сплава 2 температура ИГМО 615 ®С ■ течении 2 часов, что обеспечивает Н»"71,3 кА/м при температуре распада;

• для сплава 3 температура ИТМО 662 °С в течении 40 минут, что обеспечивает Ц."54 кА/м при температуре распада.

Левая и правая ветви графиков зависимостей ЩЦ>) (рис. 2«) для всех сплавов настолько круты, что отклонение температуры распада от оптимальной примерно на ±10 "С значительно снижает коэрцитивную силу. Естественно, что столь узкий температурный интервал распада существенно затрудняет проведение термообработок для получения оптимальных магнитных свойств. Для подтверждения представляемых • работе зависимостей необходимо поддерживать температуры ИТМО с точностью не хуже ±2 "С. При менее жестком контроле температуры Ц. может снижаться на 10-50%.

Магнитная картина фазового равновесия сплавов Ре-Сг-15%Со-3%Мо с - повышенным до 30-35% содержанием Сг,

Анализ изменения магнитных свойств сплавов Ре-30%Сг-15%Со-3%Мо и Ре-34%Сг-15*/»Со-3%Мо при температурах распада показал наличие аномальных зависимостей коэрцитивной силы и намагниченности от температуры распада, не описанных в литературе для сплавов системы Ре-Сг-Со.

На зависимостях коэрцитивной силы от температуры распада для сплавов I и 2 наблюдаются два максимума с минимумом между ними. Для сплава 1 при температурах 627 и 636 "С наблюдаются максимумы коэрцитивной силы. 82.0 кА/м и 70.3 кА/м, соответственно, с минимумом Ц при 632 "С в 68.5 кА'м (см. рис. 2а). Для сплава 2 максимумы К в 71.3 кА/м и 67.3 кА'м наблюдаются при 615 и 622 'С, соответственно, а минимум Н» в 59.6 кА'м при 619 "С. Кинетика формирования К: » температурных интервалах низкотемпера гурти о и высокотемпературного максим) ма в обоих сплавах ра>личается.

Такой вид зависимости коэрцитивной силы от температуры распада по данным других авторов не наблюдался и в литературе не обсуждался Был выдвинут ряд гипотез для обьиснения причин подобного поведения Ц, среди

• к ш

V

Ж/1 Ч! ''¿У.С- > N

о 600

628

е.б(.

8,5

Тл

5-7

8'2

■•3 •< 8,1

648

9 688

Ч .-V \

628

648

Рис.2. Зависимости магнитных свойств сплава 1 при температурах распада от температуры распада, а) коэрцитивная сила сплава при временах выдержи: 1 - 18 мин.' 2 - 28 мин; 3-38 мин; 4 - 1 ч.' 5 - 1,5 ч; 6 - 2 ч; 7 - 2,5 ч. 2) намагниченность сплава при 2,5 часах выдержи.

которых можно Ъы делить дэе основные - различные механизмы распяла в районе низкотемпературных и высокотемпературных максимумов Н< и различное фазовое состояние сплавов. ,

После спинодального распада петля гистерезиса должна обладать наибольшей прямоугольностью из-за лучшей однородности структуры чем после нормального распада. Для проверки были рассмотрены петли гистерезиса, снятые непосредственно при температурах распада, из которых видно, что прямоугольность петель гистерезиса после распада при различных температурах сравнимы. Таким образом, косвенных подтверждений о разделении распада на нормальный и спинодальный найти не удалось.

Для подтверждения гипотезы о различном фазовом состоянии • данной работе проводились анализ зависимостей намагниченности нас) 'щения сплавов от температуры распада (для сплава I рис. 26) и термомагнитный анализ при нш-ревс образцов, предварительно закаленных от температур ИТМО в районе минимума I,. При температуре 632 "С и выше для сплава 1 и 618 "С и выше для сплава 2 в образцах существует дополнительная составляющая намагниченности. Это является признаком наличия уэкотемиературной трехфазной области, в которой наряду с ферромагнитной а|-фазой и парамагнитной а2-фазой, присущими сплавам с содержанием Сг до 25%, существует дополнительная ферромагнитная фаза а'. Точка Кюри а'-фазы примерно 650-715 "С, разброс, вероятно, вызван чрезвычайной узостью данной области по температуре и достаточно большой протяженностью по концентрации, в результате малейшие тепловые флуктуации ' сильно изменяют состав а*-фазы. Возможно, что подобное фазовое равновесие с наличием трехфазной области можно описать схемой, предложенной для сплавов ЮНДКТ В.И. Суминым.

. Две ферромагнитные фазы и одна парамагнитная в узком температурном интервале могут привести к появлению минимуму П, Минимум П, возникает при наибольшем количестве а'-фазы, что соответствует максимуму I, сплава. ">ю согласуется с формулой, предложенной В.И. Суминым для анализа сплавов тина ЮНДКТ, в которых также присутствует вторая ферромагнитная фаза:

<1.1- Р1<о)*

Н.-р, (1-А,р,) АН-

где Р|, р}, 1,|, - относительное количество и намагниченности сильно- и слабомагчитных фаз; А| • параметр распределения частиц сильномагнитной фазы, 1, • намагниченность насыщения сплава; ЛЫ - разность поперечного и продольного размагничивающих факторов частиц сильномагнизной фазы

Следует отметить:, что рентгеновский анализ не позволил различить наличие трех фаз, что связано с изоморфиостью кристаллической структуры фаз (все фазы ОЦК с малыми тетрагональными искажениями), малым отличием периодов решеток фаз он, а' и аг из-за близости к поверхности расслоения (предположительно менее 10"* им).

Исследования показали, что наблюдаются аномальные зависимости магнитных свойств от температуры распада в сплаве 3. На зависимости Щц) при температурах ИТМО 662 и 674 "С наблюдаются максимумы в 54.0 и 41.8 кА/м, соответственно, а между этими температурами наблюдается уменьшение коэрцитивной силы до 34.6 кА/м (673 °С) и до 37.4 кА/м (671 °С); при температуре 657 "С имеется максимум ц„1,. Кинетика формирования магнитных свойств в сплаве 3 в температурных интервалах максимумов Н< схожа между собой, а взаимное расположение минимума Не и максимума 1а в сплаве 3 не совпадает. Механизм данного явления не ясен.

3. Стадийность формирования магнитных свойств при распаде метастабильного пересыщенного твердого растпора.

Установлены механизм и последовательность структурных изменений в процессе формирования ВКС при ИТМО в сплавах Ре-Сг-Со. Исходный пересыщенный метастабильиый а-твердый раствор, во всех трех исследованных сплавах при всех температурах ИТМО приводящих к максимальным магнитным свойствам, распадается будучи парамагнитным. Это не соответствует ряду литературных данных о том, что поверхность точек Кюри исходного раствора примыкает снизу к поверхности расслоения.

Детальное рассмотрение кинетики формирования магнитных свойств позволило сделать следующие заключения:

Ферромагнитное состояние в образцах в процессе охлаждения возникает не сразу, а с некоторой задержкой. В сплавах I к 2 задержка около 1-3 минут, для сплава 3 - не более 0.5-1 мин.

Для описания изменения фазового и структурного состояния при ИТМО предложено рассматривать корреляции между коэрцитивной силой и намагниченностью насыщения сплава в процессе ИТМО при различных температурах (пример для сплава 1 представлен на рис. 3). На каждой из корреляционных кривых на рис. 3 можно выделить два характерных участка. Первый участок (наклонный) характеризуется одновременным изменением Не и ц,,1„ что можно трактовать как изменение количественного соотношения фаз. Длительность первою папа распада 3-10 минут в сплавах 1-2 и 1-4 мин в сплаве 3. На в юром участке (вертикальном) изменяется только Нс при постоянном значении ц,,1,. На втором папе распада (до 5 Часов в сплавах 1-2 и до 1-2 часов в сплаве 3),

0,2 0,4

»оI?» Ти

Рис. 3. Корреляции межда коэрцитивной силой и намагниченностью сплава 1 при различных температурах распада (вС).

£44 вС 650 °С г НО °0С

>636 °с '667 "С

8 66 128 ? I мин

Рис. 4. Зависимость коэрцитивной сплава 3 от времени распада при различных температурах распада.

силы

количественно« соотношение фаз и их состав остаются постоянными, рост Не вызван удлинением частиц а t-фазы или выстраиванием равноосных частиц сц-фазы в цепочки. Величина намагниченности определяется температурой распада и скоростью охлаждения из однофазной области до температур распада. При наибольшей скорости охлаждения, как установлено в работе, формируется фазовое состояние отвечающее наибольшей намагниченности и более высокой ЬЦ.

При длительных выдержках в процессе ИТМО коэрцитивная сила в сплаве 3 резко снижается (рис. 4). В сплаве 3 время резкого снижения Не сильно зависит от температуры, чем выше температура ИТМО тем при меньших временах начинается снижение Н*. В работах Л.М. Магата и Я.С. Шура с соавторами обнаружено, что при длительной выдержке образуется с-фаза, которая и снижает Н<и1,.

ФОРМИРОВАНИЕ МАГНИТНЫХ СВОЙСТВ ПРИ ДОРАСПАДЕ

Выше было установлено, что максимум Н в сплаве 1, равный 82 кА/м (1050

3). соответствует распаду при 627 °С в течении 2,5 часов. Вследствие этого исследование процессов дораспада в первую очередь проводили после распада по этому режиму.

Для исследования процессов дораспада сплава I использовали режимы охлаждения:

1. Непрерывное ступенчатое охлаждение от температуры распада, интервал между температурами ступеней 4 "С, выдержка на каждой ступени 20 мин. Ступенчатое охлаждение проводили до температур 580, 550, 520 и 500 °С; затем образцы охлаждали со скоростью 30 град/мин до комнатной температуры;

2. Ступенчатое охлаждение по режимам:

2.1. ИТМО 627'С (2 ч) + 620 °С (I ч) + 612 "С (3 ч) + 606 °С (3 ч) + 600 °С (3

4) + 590 °С (3 ч) + 570 "С (3 ч); далее быстрое охлаждение со скоростью 30 град/мин до комнатной температуры.

2.2. ИТМО 627 "С (2 ч) + 612 "С (3 ч) + 6(fo 'С (3 ч) + 590 "С (3 ч) + 570 °С (3 ч); далее быстрое охлаждение со скоростью 30 град/мин до комнатной температуры.

При охлаждении от различных ступеней и на различных ступенях всех термических обработок снимались петли гистерезиса, по которым определяли Не и ц,,1, и строили их температурные и кинетические зависимости.

При варьировании режимов дораспада установлено, что наиболее резкое снижение коэрцитивной силы происходит в интервале от температуры ИТМО до 580 "С (рис. 5). Сопоставляя с зависимостью намагниченности от температуры можно сделать вывод, что в этом интервале происходит наиболее сильное увеличение количества арфазы. Кроме того, установлено, что

70

Не

кА

50

40

1.0 0,9 0,8

М

Т/1

0,5

0,4

0,3

0,2

от 580 X • от 550 'С ■ —в от 520 °С о — о от 500 °С

О

100

200

300

400

Бет

700

Рис.5. Зависимости магнитных свойств сплава 1 при охлаждении со скоростью 80 град/мин от различных ступеней дораспада по режиму 1.4.

при бистром охлаждении после различных ступеней дораспада резхое снижение Нс происходит только при температуре соответствующей точке Кюри а^-фазы. Снижение Н„ обусловленное переходом а2-фазы из парамагнитного состояния в ферромагнитное, исчезает при снижении температуры Кюри аз-фазы до температур ниже комнатной, что происходит при дораспаде со ступенью 520-500 "С. Таким образом, дораспад необходимо проводить до ступеней 500-520 "С. Увеличение температурных интервалов между ступенями распада приводит к снижению Н(, что согласно литературным данным связано с дроблением структуры.

На рис. 6 показана зависимость Не от температуры распада после дораспада по режиму 1.4. Видно, что характер зависимости Не после дораспада наследован от уровня Н, после распада. Однако, в температурном интервале 636-632 °С происходит достаточно значительное уменьшение Не из-за чрезмерного увеличения 1,. Целесообразно исключить из обработки этот температурный интервал.

На основании анализа температурных зависимостей Не и цЛ, показано, что резкое снижение коэрцитивной силы в процессе термической обработки обусловлено формой поверхности расслоения, т.е. увеличением холнчества а,-фззы.

Полученные в работе результаты по изучению распада и дораспада обобщены в схеме приведенной на рис. 7. Метод измерения магнитных свойств

90

в

30

о 2

610 т бзо мо ¿, "С 650

Рис. 6. Зависимость коэрцитивной силы сплава I от температуры распада; I- после распада в течении 2 часов; 2 - 1 + дораспад по режиму I до 500 "С + быстрое охлаждение до комнатной 1смнера1>ры.

98

к4/>

слабо исследование» область

дораспяд

3 дН^!

I $ * * /

I г / I / / / / / »»/

щ

ьво°с го°с -,4—1

Циклы нагрета и охдажаени«

г-тпГ

СНИ< ||

Врем» обработки

1 - .выдержка а однофазной области; 2 - охлаждение до температуры распада с различными скоростями .

700 668 500 °С 300 200 106 е

ГЪспадпри

босмжХ:

Дораспад в интервале температур от температуры распада до 450-500"С.

Время обработки

Рис. 7. Схема формирования вькхкжозрцигивного состояния сплавов Ре-О-Са

непосредственно при температурах их формирования позволил разделить и оценить снижение Н, за счет увеличением количества асфазы. выделения чрезмерного количества агфазы (АН^) и увеличение Не за счет снижения точки Кюри а:-фазы до температур ниже комнатной (ДНз). Из схемы 7 видно, что ДНс| составляет около 300 Э, а ДНс] составляет примерно 700 Э. Кроме того, из схемы видно, что распад также вносит свой вклад в уровень Нс. Причем влияние распада можно разделить на две составляющие - исчезающую при дораспаде (ЛН^) и сохраняющуюся (ЛН^). Величина ДЦд, зависящая от точности поддержания температуры ИТМО, характеризует однородность структуры; вероятно, еб исчезновение показывает ухудшение однородности структуры при дораспаде. Величина ЛН^, зависящая от температуры ИТМО, характеризует морфологию структуры (например, период модуляции), которая наследуется при дораспаде.

Таким образом, из схемы видна последовательная схема перехода от стадии распада к дораспаду; видны процессы, происходящие при дораспада; температурные интервалы наибольшего влияния этих процессов на уровень Не; интервалы наложения этих процессов друг иа друга;температуры окончания этих процессов, что может быть отмечено одинаковыми значениями Не при 500 и 20 °С. Предложенная схема распада и дораспада для сплавов Ре-Сг-Со может быть применена (с учетом количественных изменений температуры и Ц) для сплавов алии и алнико.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ:

1. Установлено, что п|м распаде в сплавах с 30-34 %Сг коэрцитивная сила меняется с минимумом, а намагниченность с максимумом. Эти особенности обусловлены наличием узкотемпературной области трехфазного а -» а'+ои+а) распада.

2. Предлагается для анализа фазовых и структурных процессов при ИТМО, а также для определения механизма шеремагничивания, использовать корреляции между Н< и м^,.

3. Установлено, что после всех этапов распада и дораспада минимум Нс не исчезает, то есть структура при комнатной температуре наследует морфологию структуры распада.

4. Установлено, что при быстром охлаждении после различных этапов дораспада резкое снижение Н,. происходит только при температуре соответствующей точке Кюри аз-фазы.

5. Установлено, что область распада, приводящего к максимальным чашишмм свойствам в сплавах системы Ре-Сг-Со очень узка по температуре. Уменьшение точности поддержания температуры от ±2 до ±5 °С приводит к снижению ко>рцитивной силы вдвое. Для повышения свойств необходимо оч.мжлть и) однофазной области до температуры распада с максимальной

!J1

скоростью и исключить ит термической обработки температурный интервал минимума П..

6. Показано, что распад происходит • несколько этапов: на первом этапе происходит расслоение а - твердого раствора, а на втором • изменение формы и взаимного расположения частиц образующихся фаз, при неизменном их количественном соотношении.

Основное содержание диссертации изложено в работах:

Оушгеные публикации;

1. Сумин В.И., Пермннов A.C., Гельман Ю.Б. и др. Магнитные свойства сплава 15КЗОХЗМТ при температурах распада. - ФММ, 19S6, т. 81. вып. 5, с. 6368.

2. Емяшева Т.Г., Менушенкова Н.В., Перминов A.C. и др. Формирование магнитной текстуры в сплавах на основе Fe-Cr-Co-Mo с анизотропией полей рассеяния. - Изв. ВУЗов, Черная металлургия, 1996, N 7, с. 48-53.

3. Сумин В.И., Перминов A.C., Тягунов Е.В. и др. Об особенностях формирования магнитных свойств сплавов Fe-Cr-15%Co-3%Mo при температурах распада. - Тезисы докладов XII Международной конференции по постоянном магнитам, Суздаль, 22-26 сентября 1997 г., с. 70-71.

4. Сумин В.И., Перминов A.C., Гельман Ю.Б. и др. Формирование магнитных свойств сплава 15КЗОХЗМТ в процессе дораспада. //Металлы. 1998. N2, с .92-97.

5. Sumin V.l., Perminov A.S., Gelman Y.B., About features of isomorphous decomposition in an alloy Fe-l5%Co-30%Cr-3%Mo. - Proceedings of the Tliird International symposium on physics of magnetic materials. Korea, Seoul. 21-25 august 1995.

6. Тягунов E.B., Перминов A.C. Об особенностях распада в сплаве Fe-15%Со-34%Сг-3%Мо. - Тезисы докладов 50-й научной конференции cry леи юв МИСиС. М.. 1996 г., с. 73-74.

7. Борц А.И., Перминов A.C. Влияние магнитного поля на распад в сплаве Fe-15%Co-30%Cr-3%Mo-0.5%Ti. - Тезисы докладов 50-й научной конференции студентов МИСиС, М., 1996 г., с. 74.

Объем 1 пл. Тираж 100 экз. Заказ 2.00 Типография МИСиС. Ул. Орджоникидзе 8/9.