CC BY
158
А.И. Миляев, В.С. Юсупов, 2007
УДК 621.318.12
Ю.К. Ковнеристый, И.М. Миляев, А.И. Миляев,
В.С. Юсупов
ВЛИЯНИЕ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА МАГНИТОТВЕРДЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Fe-Cr-Co
Магнитотвёрдые материалы по области применения обычно подразделяют на три группы: для производства постоянных магнитов, для гистерезисных двигателей и для магнитной записи. В производстве постоянных магнитов широко используют металлические сплавы (литые ални и алнико систем Fe-Ni-Al, Fe-Ni-Al-Co-Cu-Ti, деформируемые кунифе и кунико систем Си-№-Ре, Си-№-Со, сплавы систем Fe-Cr-Co, Fe-Pt, Со-Р^), магнитотвёрдые ферриты (типа MFe12O19, где М - Ва, Sr, РЬ и др.), интерметаллические соединения на основе РЗМ ^тСо5, Sm2Co17, Nd2Fe14B), марганца (МпВ^ МпА1) и т.д. По своим магнитным характеристикам, температурновременной стабильности, рабочим температурам эксплуатации, стоимости все эти материалы заметно отличаются друг от друга и поэтому каждый из них, как правило, имеет свою область применения. Общим их свойством являются низкие механические свойства (прочностные и пластические), за исключением деформируемых магнитотвёрдых сплавов.
Однако, начиная с конца 70-х годов, к прочностным свойствам ряда магнитных систем, испытывающих большие динамические нагрузки (высокооборотные двигатели мощных центрифуг, системы наведения артиллерийских и реактивных снарядов), стали предъявлять жёсткие требования. В этих случаях магнитотвёрдые сплавы системы Fe-Cr-Co оказываются вне конкуренции, т.к., обладая достаточно высокими магнитными свойствами на уровне литых сплавов алнико (ЮНДК24), высокой температурно-временной стабильностью, относительно низкой стоимостью, имеют предел прочности ов 800-1000 МПа [1]. Но самой перспективной областью применения магнитотвёрдых FeCrCo сплавов являются гистерезисные двигатели, которые используют в гироскопических системах ориентации, гирокомпасах, центрифужном электроприводе и т.д. За счёт изменения режима термической обработки один FeCrCo магнитотвёрдый сплав с содержанием всего 8-10 масс. % кобальта [2, 3] заменяет все существующие сплавы для гистерезисных двигателей, таких как 52К11Ф, 12КМВ14 и др., содержащие свыше 50 % кобальта, вольфрам, молибден, ванадий в количествах до 15 % [4].
Магнитотвёрдые FeCrCo сплавы относятся к дисперсионно-твердеющим сплавам, механизм формирования высококоэрцитивного состояния (ВКС) в которых связан со спинодальным расслоением высокотемпературного а твёрдого раствора на смесь двух фаз а! + а2 ( точнее образованием однодоменных сильномагнитных а1 кластеров, обогащённых железом и кобальтом, в слабомагнитной а2 матрице, обогащённой хромом) [5]. Термическая обработка этих сплавов состоит либо из закалки высокотемпературного а твёрдого раствора с последующим нагревом на температуру отпуска Т1 (620-660 0С) в двухфазной области, выдержки при этой температуре в течение ~1 часа и медленного охлаждения (точнее с критической скоростью) в течение ~20 часов до 520-500 0С (так называемая обработка снизу), либо непосредственного нагрева в область а твёрдого раствора, максимально быстрого охлаждения до температуры Ть выдержке при этой температуре и последующем медленном охлаждении (так называемая обработка сверху). При этом считается, что в процессе отпуска при температуре Т1 закладывается морфология структуры сплава, а в процессе медленного охлаждения происходит взаимное диффузионное перераспределение компонентов сплава между а1 и а2 фазами (а1 кластеры становятся более сильномагнитными, а а2 матрица становится более слабомагнитной). При отпуске образуются а1 частицы (кластеры) сферической формы, которые, хотя и являются, как считают, однодоменными (диаметр 20 - 50 нм), тем не менее обеспечивают относительно низкую коэрцитивную силу сплава (Нс = 20 - 25 кА/м). Однако использование внешнего магнитного поля при проведении отпуска
(проведение так называемой изотермической термомагнитной обработки, ИТМО) вытягивает а1 частицы (кластеры) в направлении поля и в результате увеличения анизотропии формы частиц коэрцитивная сила увеличивается в 2-3 раза до 40-60 кА/м. С другой стороны анизотропию формы а1 частиц (кластеров) можно непосредственно увеличить путём холодной (тёплой) одноосной пластической деформацией (волочением, прокаткой в закрытых ручьевых калибрах). Действительно, среди магнитотвёрдых FeCrCo сплавов имеется отдельная группа так называемых деформационно-стареющих сплавов [6], на которых получены рекордные для FeCrCo сплавов значения коэрцитивной силы и максимального энергетического произведения (ВН)макс. (Вг =1,3 Тл, Нс = 83,6 кА/м, (ВН)макс. = 88,0 кДж/м3) [7]. Тем не менее, названные способы увеличения анизотропии формы сильномагнитных а1 частиц (кластеров) не являются взаимозаменяемыми. Пластическая деформация сплавов, прошедших ИТМО, ухудшает конечные магнитные свойства, тогда как деформационно-стареющие сплавы в основном не поддаются термомагнитной обработке (ТМО). В чём причина такого положения дел не совсем ясна, хотя факт того, что деформационно-стареющие сплавы не поддаются ТМО может быть связан с тем, что выделяющиеся при распаде а твёрдого раствора сильномагнитные а1 частицы (кластеры) имеют температуру Кюри более низкую, чем температура первого этапа старения. Поэтому, естественно, внешнее магнитное поле не оказывает никакого влияния на анизотропию формы а1 частиц (кластеров). Нужны более систематизированные экспериментальные данные о влиянии пластической деформации на магнитные свойства как с точки зрения понимания процесса формирования высококоэрцитивного состояния, так и с целью изыскания новых путей повышения магнитных свойств магнитотвёрдых FeCrCo сплавов.
Целью настоящей работы было изучение влияния холодной пластической деформации высокотемпературного а твёрдого раствора на магнитные свойства магнитотвёрдых FeCrCo сплавов. Для исследования были выбраны два сплава. Сплав Fe-26Cr-15Co- 2Мо-1У-^-1А1 и сплав Fe-27Cr-9Co-1V-1Ti-0,5Si. Первый сплав имеет достаточно высокие значения коэрцитивной силы (НсВ = 48 - 50 кА/м), но относительно пологую кривую размагничивания во втором квадранте (коэффициент выпуклости п = (ВН)м / ВгНсВ = 0,5), тогда как второй сплав при коэрцитивной силе НсВ = 40 -41 кА/м имеет п = 0,7 - 0,75 (рис. 1). Сплавы выплавляли в открытой индукционной
Рис. 1. Кривые размагничивания сплавов Fe-26Cr-15Co-2Mo-1V-1Si-1Al (й) и Fe-27Cr-9Co-1V-1Ti-0,5Si (б) после полного цикла термической обработки
30-ти килограммовой печи на воздухе из шихтовых материалов промышленной чистоты с использованием ферросплавов Мо, V, Si и А1 с разливкой в корковые формы. Изучение магнитных свойств проводили как на литых образцах, так и на образцах, подвергнутых холодной прокатке после закалки от 1100 0С в воде в ручьевых валках со степенью обжатия 60 %. Литые образцы обоих сплавов после медленного охлаждения в корковых формах имели однофазную структуру а твёрдого раствора. Закалку в воде перед проведением холодной пластической деформации проводили с целью снятия результатов дисперсионного твердения сплавов в процессе спинодального распада а твёрдого раствора при медленном прохождении температурного интервала 700-500 0С. При закалке образцов от 800 0С в них образовывалось некоторое количество (~ 1 %) а-фазы, вызывающей сильное охрупчивание сплава поэтому при первом же
проходе в ходе прокатки образцы разрушались. После закалки от 1100 0С в воде образцы поддавались холодной прокатке без каких-либо проблем.
Оптимизацию режимов термической обработки литых сплавов обоих сплавов в зависимости от температуры ИТМО (фактор А) и времени ИТМО (фактор В) проводили методом планирования эксперимента с использованием полного факторного Ротатабельное планирование термической обработки при изучении магнитных свойств сплава Ее-26Сг-15Со-2Мо-1У-Ш-1А1
Номер опыта Блок Фактор Фактор Нсв кА/м НсМ кА/м Вг Тл (ВН)макс кДж/м3
А ; °С В ; мин
1 1 0 630 0 90 42,2 42,2 0,98 18,3
2 1 1 640 1 120 24,4 25,65 1,09 11,8
3 1 1 640 -1 60 33,1 34,6 1,1 17,5
4 1 -1 620 1 120 48,6 48,4 1,02 22,7
5 1 -1 620 -1 60 43,6 45,0 1,02 20,6
6 1 0 630 0 90 45,3 45,8 1,1 25,7
7 1 0 630 0 90 41,8 43,0 1,04 19,5
8 1 1,41 644,1 0 90 29,3 30,1 0,99 13,1
9 1 0 630 1,41 132,2 42,6 42,5 1,03 19,67
10 1 -1,41 616 0 90 40,0 40,7 0,99 18,0
11 1 0 630 -1,41 47,7 43,2 44,0 1,01 18,8
эксперимента с двумя звёздными точками [8]. В качестве примера результаты экспериментов для первого сплава приведены в таблице, а на рис. 2-3 приведены поверхность отклика коэрцитивной силы НсМ и поперечные сечения этой поверхности.
І I 24,345
□ 26,69
□ 29,035
□ 31,38
□ 33,724
□ 36,069
□ 38,414
□ 40,759
□ 43,104
І I 45,449
І I above
Рис. 2. Поверхность отклика НсМсплава Ее-26Сг-15Со-2Мо-1У-Ш-1А
Температура ИТМО °С
24,345
26.69 29,035 31,38 33,724
36.069 38,414 40,759 43,104 45,449
Рис. 4. Стандартизированная диаграмма Парето для НсМ сплава Fe-26Cr-15Co-2Mo-1V-Ш-1А1
Рис. 3. Поперечные сечения поверхности отклика рис. 2
Из данных таблицы получено уравнение расчётной модели коэрцитивной силы НсМ следующего вида:
Нсм = 43,8 - 6,04А - 0,98В - 4,44А2 - 3,12АВ - 0,51В2
Стандартизированная диаграмма Парето для НсМ наглядно свидетельствует, что статистически значимыми являются линейный коэффициент А и квадратичный коэффициент А2, остальные коэффициенты модели статистически незначимы. Тем не менее после терми ческой обработки: закалка от 1100 0С в воде + 760 0С + 625 0С(2ч)Н + 605 0С(1ч)Н + 600 0С(1ч) в соответствии с диаграммой рис.2 получена коэрцитивная сила НсВ = 48 кА/м при Вг = 1,07 Тл и (ВН)макс. = 25,3 кДж/м3 (рис. 1, а).
После термообработки деформированного образца сплава Fe-26Cr-15Co-2Mo-1V-1Si-1Al в нулевой точке поверхности отклика по режиму 7300С + 6300С(1,5ч)Н + 6100С(1ч)Н + 6000С(1ч) + 5800С(2ч) + 5600С(3ч) + 5400С(4ч) + 5200С(6ч) + 5000С(4ч) были получены магнитные свойства гораздо более низкие, чем на литых образцах: Вг = 0,8 Тл, Нв = 25,9 кА/м и (ВН)макс. = 7,6 кДж/м3. Рентгеноструктурный анализ деформированного и полностью термообработанного образца показал, что в структуре наряду саму фазами имеется а фаза в
А: фактор_А АА АВ
В: фактор_В ВВ
0 1 2 3 4 5 6
Стандартизированный эффект
количестве ~ 2%. После закалки деформированных образцов от 11000С в воде и проведения полного цикла термической обработки, включая ИТМО в температурном интервале 620 - 6400С, магнитные гистерезисные свойства становятся близкими к аналогичным свойствам литых образцов: Вг = (1,0 - 1,04) Тл, НсВ = (40 - 42) кА/м, (ВН)М£Ж, = =(18 - 20) кДж/м3.
Петли гистерезиса и кривые размагничивания образцов сплава Fe-26Cr-15Co-2Mo-1V-1Si-1Al, подвергнутых холодной пластической деформации и прошедших полный цикл термообработки, имеют специфический характер (рис. 5), наводящий на мысль о наличии перминварного эффекта. Действительно, начальная кривая намагничивания таких образцов имеет практически линейный характер с магнитной проницаемостью Ц0 = 20 (рис. 6 и 7).
Рис. 5. Петля гистерезиса и кривая размагничивания сплава Fe-26Cr-15Co-2Mo-1V-1Si-1Al. после термической обработки: 770 0С + 620 0С(2ч)Н + 600 0С(1ч)Н + 600 0С(1ч) + ... 500 0С(4ч)
Рис. 6. Начальная кривая намагничивания образца, петля гистерезиса и кривая размагничивания которого приведены на рис. 5
Напряжённость магнитного поля кА/м
Рис. 7. Та же начальная кривая намагничивания, что и на рис. 6, перестроенная с учётом минимальных отклонений
Холодная пластическая деформация высокотемпературного а твёрдого раствора сплава Бе-27Сг-9Со-^-1Ть0,581 не оказывает практически никакого влияния на конечные магнитные свойства после проведения оптимальной термообработки. На образце этого сплава после проведения холодной пластической деформации со степенью обжатия 60 % после полного цикла оптимальной термообработки получены свойства:
Вг = 1,18 Тл, НсВ = 40,7 кА\м, (ВН)м = 33,3 кДж/м3. Коэф-фициент выпуклости кривой размагничивания п = 0,7.
Полученные результаты магнитных свойств деформированных образцов сплава Бе-26Сг-15Со-2Мо-^-18ь1А1 трудно понять в рамках общепринятой модели перемагничивания однодоменных частиц БеСгСо сплавов. Оценка коэрцитивной силы однодоменных частиц Бе при
однородном (когерентном) перемагничивании колеблется от 3500 Э (~ 280 кА/м) при хаотическом расположении частиц до 7200 Э (~ 575 кА/м) при текстурованном расположении частиц.[9], что на порядок превышает наблюдаемые значения коэрцитивной силы (29 кА/м). Гораздо легче понять полученный результат в рамках обратимого смещения доменных границ, чем в рамках неоднородного (некогерентного) вращения векторов намагничивания однодоменных частиц FeCrCo сплавов. Однако вопрос о действительном механизме перемагничивания высококоэрцитивных FeCrCo сплавов заслуживает более детального изучения и дальнейшего накопления экспериментальных данных.
После закалки деформированных образцов сплава Fe-26Cr-15Co-2Mo-1V-1Si-1Al от 1100 0С в воде с 15-минутной выдержкой и проведения полного цикла термической обработки, включая ИТМО в температурном интервале 620 - 640 0С, магнитные гистерезисные свойства становятся близкими к аналогичным свойствам литых образцов: Br = (1,0 - 1,04) Тл, НсВ = (45 - 47) кА/м, (ВН)макс. = (20 - 22) кДж/м3.
Выводы
1. Методом планирования эксперимента проведена оптимизвция термической обработки сплава Fe-26Cr-15Co-2Mo-1V-1Si-1Al, разрабатываемого для электроизмерительных приборов.
2. Проведено изучение влияния холодной пластической деформации высокотемпературного а твёрдого раствора двух магнитотвёрдых FeCrCo сплавов с различной выпуклостью кривых размагничивания на магнитные свойства. Получены образцы с линейной кривой начальной намагниченности в полях до 60 кА/м с магнитной проницаемостью ц0 = ~ 20.
3. Полученные результаты влияния холодной пластической деформации на магнитные свойства литых образцов обсуждёны с точки зрения процесса перемагничивания высококоэрцитивных FeCrCo сплавов.
4. Результаты влияния холодной пластической деформации высокотемпературного а твёрдого раствора на магнитные свойства исследованных сплавов позволяют сделать заключение о существовании двух, по крайней мере, различных типов сплавов с точки зрения формирования магнитных свойств.
------------------------------------------- СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Кавалерова Л.А., Миляев И.М., Михеев Н.И. Деформируемые сплавы железо-хром-кобальт для постоянных магнитов. Приборы и системы управления, 1976, №6, 48-49.
2. Миляев А.И., Ковнеристый Ю.К., Ефименко С.П., Корзникова Г.Ф. Магнитные свойства деформируемого магнитотвёрдого FeCrCo сплава с 8 мас.% кобальта. Физика и химия обработки материалов, 2003, №3, с. 86-88.
3. Миляев А.И., Ковнеристый Ю.К., Ефименко С.П., Корзникова Г.Ф. Оптимизация термической обработки FeCrCo сплава с 10 масс.% кобальта». Труды Нижегородского государственного технического университета «Материаловедение и металлургия», Нижний Новгород 2004, том 42, с. 127-132.
4. Справочник «Прецизионные сплавы» под ред. д.т.н. Б.В. Молотилова. Москва, «Металлургия», 1983, 190-200.
5. Kaneko H., Homma M. and Nakamura K. “New Ductile Permanent Magnet of Fe-Cr-Co System”. AIP Conference Proceedings “Magnetism and Magnetic Materials”, 1971, No 5, p. 1088-1092.
6. Jin S., Gayle N.V., Bernardini J.E. “Deformation-aged Cr-Co-Fe permanent magnet alloys”. IEEE Transactions on Magnetics, 1980, v. MAG-16, №5, p. 1050 - 1052.
7. European Patent Application № 0 024 686 А2. Jin S. Int. Cl. H 01 F 1/04, C 22C 38/30, заявл. 24.08.79, опубл. 11.03.81. Dulletin 81/10.
8. Налимов В.В. и Чернова Н.А. Статистические методы планирования экстремальных экспериментов. / Москва 1965, издат-во «Наука», Главная редакция физико- математической литературы, 340 стр.
9. Jacobs I.S. and Bean C.P. “An Approach to Elongated Fine-Particle Magnets”. Physical Review, 1955, v. 100, No 4, p. 1060 - 1067.
— Коротко об авторах ------------------------------------------------
Ковнеристый Ю.К. - академик РАН, директор ИМЕТ РАН,
Миляев И.М. - кандидат технических наук, старший научный сотрудник,
Миляев А.И. - кандидат технических наук, старший научный сотрудник, Юсупов В.С. - доктор технических наук,
Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН.
