Формирование высококоэрцитивного состояния и магнитные свойства сплавов системы Fe-Cr-Co-Mo

Магнитотвердые материалы на основе Fe-Cr-Co предложены X. Канеко в 1971 г [1]. Сплавы обладают удачным и весьма редким сочетанием достаточно высоких магнитных свойств с коррозионной стойкостью, прочностью, пластичностью (по сравнению со всеми группами порошковых и ЮНДК сплавов) и относительно низкой стоимостью из-за невысокого содержания дорогостоящего кобальта и отсутствия никеля (в сравнении с Fe-Co-V, ЮНДК и РЗМ-сплавами). Вследствие этого материалы Fe-Cr-Co не теряют своей актуальности, и в настоящее время продолжается их активное исследование.

Коррозионная стойкость дает возможность применять эти постоянные магниты в агрессивных средах и в медицинских целях. Пластичность позволяет подвергать изделия из указанных сплавов токарной и фрезерной обработке, прокатке, волочению и штамповке. Незаменимы сплавы Fe-Cr-Co для деталей и механизмов, работающих с высокими скоростями вращения, под высокими статическими, динамическими нагрузками: в качестве роторов гистерезисных двигателей, деталей гироскопов, в устройствах фокусировки электронных пучков СВЧ-приборов, в грузоподъемных механизмах и т. д.

Уровень магнитных свойств определяет не только служебные параметры изделий с магнитами, но также их вес и габариты, что крайне важно в случае применения в аэрокосмической технике, микроэлектронике, вычислительной, медицинской и военной технике. Новейшие разработки в этих областях имеют тенденцию к миниатюризации рабочих узлов и механизмов, что приводит к постоянному повышению требований, предъявляемых к магнитным параметрам этих материалов.

Сплавы системы Fe-Cr-Co аналогичны сплавам Fe-Ni-AI и Fe-Ni-AI-Co по механизму формирования высококоэрцитивного состояния (ВКС) и относятся к группе дисперсионно-твердеющих сплавов, магнитные свойства которых обусловлены особенностями структуры, возникающей в ходе высококоэрцитивного распада метастабильного а-твердого раствора на изоморфные фазы: а! — обогащенную железом и кобальтом и а2 — обогащенную хромом [1]. Максимальный уровень магнитных свойств сплавов обеспечивается структурой, состоящей из слабомагнитной матрицы а2 и периодически расположенных в ней вытянутых, ориентированных в одном направлении однодоменных нанокристаллических выделений сильномагнитной фазы а,] (длина выделений до 200 нм, диаметр до 20 нм).

Для повышения магнитных свойств (коэрцитивной силы, остаточной индукции, магнитной энергии) сплавы системы Fe-Cr-Co легируют молибденом. В ходе термомагнитной обработки и последующих отпусков этот элемент концентрируется преимущественно в фазе а2, увеличивая разницу параметров кристаллических решеток фаз, что способствует повышению I упругой кристаллической энергии и росту частиц сильномагнитной фазы ai вдоль направления <100>, одновременно являющимся направлением с минимальным модулем упругости и осью легкого намагничивания [2].

В настоящее время для получения нанокристаллической структуры высококоэрцитивного состояния в сплавах со средним содержанием кобальта (15%) и повышенным содержанием хрома (30%) распространен способ, включающий термомагнитную обработку при постоянной температуре и последующий многоступенчатый отпуск. При этом для сплавов Х22К12Т и ХЗОК (12−25)МЗ имеются ограниченные сведения о результатах применения двойной термомагнитной обработки (ДТМО) [3, 4, 5, 6, 7], в частности о влиянии магнитного поля не только на стадии распада, но и в ходе последующего перераспределения компонентов при первых ступенях отпуска. Однако остаются открытыми вопросы о выборе оптимальной температуры изотермической термомагнитной обработки (ИТМО) и о влиянии содержания молибдена на эффективность многоступенчатой термомагнитной обработки сплавов системы Fe-Cr-Co-Mo. Кроме того, в научной литературе отсутствует систематическая информация об оптимальном содержании молибдена в сплавах с различной концентрацией кобальта и хрома, и о влиянии Мо на магнитные свойства. Известно лишь, что сплавы с содержанием 30%Сг и.

15%Со легируют 3% молибдена [4]. Имеющиеся в литературе сведения о свойствах монокристалла сплава Х23К15М5 и литого сплава Х24К15МЗ, а также других сплавов приведены в таблице 1.

Таблица 1. Магнитные свойства сплавов Fe-Cr-Co, легированных Мо.

Сплав ВНС, кА/м В, — «Гл {ВН)тах, кДж/м3 Источник.

Х23К15М5 62,0 1,36 44,8 [8].

Х24К15МЗ 59,2 1.36 36,0 [9].

Х24К15 48.0 1,40 28,8 [9].

X30K15M3 76,8 1,20 49,6 [4].

Х31К23 52,8 1,15 24.8 [1].

X30K25M3 62,4 1,15 40,0 [1].

Из литературных данных можно сделать заключение, что для легированных молибденом сплавов коэрцитивная сила и максимальное энергетическое произведение оказываются выше, чем для сплавов аналогичного состава без молибдена. Таким образом, систематическое изучение влияния содержания молибдеиа на структуру высококоэрцитивного состояния и гистерезисные свойства посредством термических обработок с различными режимами, является актуальной задачей, позволяющей одновременно вести поиск резервов повышения уровня магнитных свойств. Решению данной задачи посвящена данная работа.

Научная новизна.

1. Установлены закономерности изменения магнитных свойств (коэрцитивной силы и максимального магнитного произведения) от температуры и продолжительности ИТМО всех исследованных сплавов, обеспечивающие получение максимальных магнитных свойств после заключительной термообработки. Зависимость гистерезисных свойств (Нс, (.ВН)тах) от температуры ИТМО имеют вид кривой с двумя максимумами. С повышением содержания молибдена оптимальная температура ИТМО снижается.

2. На основе исследований влияния химического состава на гистерезисные характеристики сплавов Х30К15М (1−5)Т установлено оптимальное содержание молибдена в сплавах, обеспечивающее получение высоких магнитных свойств — 2−3%.

3. Обнаружено изменение морфологии нанокристаллической структуры ВКС и количественного соотношения фаз в сплавах Х30К15М (1−5)Т при изменении содержания молибдена. В сплавах с 1−3%Мо структура ВКС формируется под совместным действием упругой и магнитной энергий. Такая структура представляет собой частицы сильномагнитной фазы вытянутые вдоль одного направления в парамагнитной матрице и обеспечивает высокие гистерезисные свойства на уровне свойств сплавов Alnico 8. В сплавах с 45%Мо структура ВКС формируется под превалирующим действием упругой энергии на: частицы сильномагнитной фазы выделяются вдоль направлений <100> с минимальным модулем упругости, вне зависимости от направления приложения магнитного поля ИТМО, образуя тем самым ориентировки, приводящие к снижению магнитных свойств (остаточной индукции и максимального магнитного произведения).

4. Методом термомагнитного анализа (ТМА) определены закономерности изменения температуры Кюри и температуры начала распада а-твердого раствора сплавов Х30К15М (1−5)Т от содержания молибдена.

5. Установлены температурные границы области существования однофазного а-твердого раствора в интервале 665−700 °С, что позволяет проводить релаксационные отжиги закаленных образцов с целью повышения магнитных свойств без изменения фазового состава. Предложены схемы термообработок на ВКС с предварительными отжигами, обеспечивающие прирост магнитных характеристик сплавов Х30К15М (1−5)Т на 2−10%.

Практическая значимость работы.

1. Определены режимы ИТМО: температура и продолжительность, приводящие к высоким магнитным свойствам сплавов с различным содержанием молибдена после многоступенчатого отпуска.

2. Показано влияние содержания молибдена на фазовое состояние сплавов системы Fe-Cr-Co, структуру ВКС и магнитные свойства.

3. Предложены режимы предварительных отжигов перед ИТМО образцов, закаленных на однофазный а-твердый раствор, перед ИТМО, благоприятно влияющих на магнитные свойства сплавов. Найдены оптимальные режимы таких обработок для сплавов Х30К15М (1−5)Т, повышающие магнитные свойства на 2−10%.

4. Показано положительное влияния многоступенчатой термомагнитной обработки на магнитные свойства сплавов с различным содержанием молибдена.

5. Установлено влияние фактора задержки включения магнитного поля ИМТО на гистерезисные характеристики материалов с различным содержанием молибдена.

Полученные результаты и опробованные режимы могут быть рекомендованы к применению на предприятиях по производству постоянных магнитов с целью повышения эксплуатационных гистерезисных характеристик выпускаемой продукции.

Объем и структура диссертации.

Диссертация изложена на 144 страницах, содержит введение, 5 глав, выводы, 29 рисунков, 16 таблиц.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ.

1. Для сплавов Х30К15М (1−5)Т с содержанием молибдена от 1 до 5% установлены температура и продолжительность изотермической термомагнитной обработки, обеспечивающие получение максимальных магнитных свойств после заключительной термообработки.

2. Установлено, что гистерезисные характеристики сплавов, обработанных на ВКС с оптимальными параметрами ИТМО, экстремально зависят от содержания молибдена. Содержание молибдена в сплавах, приводящее к максимальным магнитным свойствам, составляет 2−3%.

3. Методом электронной микроскопии определены особенности нанокристаллической структуры, характерные для сплавов с низким и высоким содержанием молибдена (2 и 4%Мо, соответственно). Показано, что с увеличением содержания молибдена, наряду с возрастающей ролью упругой энергии сплавов в формировании структуры высококоэрцитивного состояния, изменяется количественное соотношение фаз оц и а2: объемная доля выделений а2-фазы увеличивается от 50 до 70%.

4. Показано, что зависимость магнитных свойств всех исследованных сплавов от температуры ИТМО имеют вид кривой с двумя максимумами: коэрцитивной силы и максимального магнитного произведения. Установлено, что для получения максимальных гистерезисных характеристик первую ступень ИТМО сплавов следует проводить в температурном интервале высокотемпературного максимума Нс.

5. Установлены закономерности изменения температуры Кюри и температуры начала распада а-твердого раствора сплавов Х30К15М (1−5)Т от содержания молибдена: температура Кюри а-твердого раствора понижается от 615 °C для сплава с 1%Мо до 515 °C для сплава с 5%Мотемпература распада понижается от 665 °C для сплавов с 1−3%Мо до 655 °C для сплавов с 4−5%Мо.

6. Показано положительное влияние предварительного отжига закаленных образцов перед ИТМО в области существования однофазного атвердого раствора на свойства сплавов Х30К15М (1−5)Т. Отжиг при температурах 680 и 500 °C, 15 мин с промежуточным охлаждением приводит к приросту магнитных характеристик сплавов на 2−10%.

7. Показано, что многоступенчатая термомагнитная обработка повышает магнитную энергию сплавов с 1−3%Мо на 5−20%, в то время как сплавы с 45%Мо к такой схеме ТМО малочувствительны.

8. Установлено, что задержка включения магнитного поля в процессе ИТМО приводит к понижению магнитных свойств сплавов Х30К15М (1−5)Т. Снижение свойств начинается уже при длительности задержки 2 мин.

НА ЗАЩИТУ ВЫНОСЯТСЯ СЛУДУЮЩИЕ РЕЗУЛЬТАТЫ.

И ПОЛОЖЕНИЯ.

1. Определенные в работе режимы ИТМО исследованных сплавов: температура и продолжительность, — обеспечивающих получение максимальных магнитных свойств после заключительной термообработки.

2. Установленный химический состав сплавов с содержанием молибдена — 2−3%, приводящий к максимальным магнитным свойствам.

3. Выявленные закономерности изменения морфологии микроструктуры и количественного соотношения фаз, выделяющихся в процессе распада твердого раствора, в зависимости от содержания молибдена в исследованных сплавах ХЗ 0К15М (1 -5)Т.

4. Обнаруженная закономерность изменения магнитных свойств от температуры ИТМО, имеющая вид кривой с двумя максимумами (высокотемпературный максимум для сплавов с 1−3%Мо при 635 °C, и для сплавов с 4−5%Мо при 625 °Снизкотемпературный — при 620 °C и 615 °C соответственно). При этом установлено, что для получения высоких гистерезисных характеристик первую ступень ИТМО сплавов необходимо проводить при температуре высокотемпературного максимума.

5. Установленные закономерности изменения температуры Кюри и температуры начала распада а-твердого раствора сплавов Х30К15М (1−5)Т от содержания молибдена: температура Кюри а-твердого раствора снижается от 615 °C до 515 °C для сплавов с 1−5%Мо соответственнотемпература распада понижается от 665 °C для сплавов с 1−3%Мо до 655 °C для сплавов с 4−5%Мо.

6. Разработанные режимы предварительных отжигов, в температурном интервале 200−680 °С, перед ИТМО образцов, закаленных на однофазный а-твердый раствор, обеспечивающие прирост магнитных гистерезисных характеристик сплавов Х30К15М (1−5)Т после завершающей обработки на ВКС на 2−10%.

7. Режимы многоступенчатой ТМО, обеспечивающий повышение магнитной энергии на 5−20% сплавов Х30К15М (1−5)Т с 1−3%Мо, и отсутствие влияния этой обработки на магнитные свойства сплавов с высоким содержанием молибдена: 4−5%.

В заключение можно сделать выводы, вытекающие из анализа работ, посвященных вопросам концентрационного разделения между фазами оп и а2 в высококоэрцитивном состоянии сплавов для постоянных магнитов на основе:

• Фаза а2 неоднородна по химическому составу и состоит из параи ферромагнитных областей в высококоэрцитивном состоянии сплавов с содержанием кобальта < 15% [110, 115, 119].

• Также неоднородная по химическому составу агфаза состоит из упорядоченных и неупорядоченных областей, причем объемная доля последних возрастает при снижении содержания кобальта в сплаве [110, 115].

Таким образом, можно сделать вывод: протекание распада обеспечивает формирование периодической структуры, а выбор термокинетических параметров — однодоменность размера и анизотропию формы ферромагнитных выделений.

1.4 Процессы перемагничивания 1.4.1 Теория Стонера-Вольфарта.

В большинстве работ, посвященных исследованию механизма перемагничивания сплавов на основе Fe-Cr-Co, высказывается мнение, что перемагничивание осуществляется вращением векторов намагниченности однодоменных вытянутых выделений сильномагнитной агфазы, изолированных сь-матрицей [1, 114, 123, 128]. Представляется целесообразным кратко рассмотреть модели, описывающие механизмы перемагничивания, и факторы, определяющие уровень коэрцитивной силы ансамбля однодоменных частиц.

Ваардом показана предпочтительная ориентация вектора намагниченности вытянутой частички вдоль ее длинной оси [129]. Петли гистерезиса ансамбля ориентированных невзаимодействующих одинаковых эллипсоидов вращения различной формы, в предположении отсутствия кристаллографической анизотропии и когерентного вращения вектора намагниченности, были рассчитаны Стонером и Вольфартом [130]. Когда размагничивающее поле направлено параллельно длинным осям эллипсоидов, коэрцитивная сила определяется степенью вытянутости и величиной намагниченности насыщения [130]: 0) Na, Nb — размагничивающие факторы вдоль длинной и короткой оси эллипсоида;

Is — намагниченность насыщения.

Хаотическое распределение направлений длинных осей одинаковых невзаимодействующих однодоменных частиц вдвое снижает уровень магнитных свойств [130]:

He=WiN"-Na)-I" (2).

1,= 0,5-/, (3) — остаточная намагниченность.

1.4.2 Перемагничивание системы однодоменных частиц.

Согласно результатам работы [131], наличие магнитного взаимодействия между однодоменными частицами также приводит к снижению коэрцитивной силы по сравнению с ее значением, полученным из формулы (1.1). Учет магнитного взаимодействия в рамках модели Стопера-Вольфарта, был сделан Неэлем [132], предложившим формулу:

4).

Р — объемная доля однодоменных частиiHc{0) — коэрцитивная сила изолированной частицы, определяемая формулой.

Бараном [133] рассмотрена модель, представляющая собой ансамбль ориентированных вытянутых однодоменных сильномагнитных частиц, расположенных в слабомагнитной матрице и перемагничивающихся путем когерентного вращения векторов намагниченности. Коэрцитивная сила в этом случае рассчитывается по следующей формуле:

ISh IS2 ~ намагниченности насыщения частиц сильномагнитной фазы и матрицы соответственно;

Is — P-IS[ + (1 -Р)• ISi — намагниченность насыщения модели.

В случае неферромагнитной матрицы формула Барана переходит в формулу Неэля, которая в свою очередь при Р = 0 переходит в формулу Стонера-Вольфарта.

Для расчета коэрцитивной силы сплавов со структурой, состоящей из периодически расположенных выделений нескольких фаз (типа ЮНДК), может быть использована формула В. И. Сумина [134], полученная на основе теории Стонера-Вольфарта:

1.1). S.

5).

Is pi и р2, IsI и /52 — относительное количество и намагниченность насыщения частиц сильномагнитной фазы и матрицы соответственноAj — параметр распределения частиц сильномагнитной фазы.

Джекобсом и Бином [135] рассмотрена модель, представляющая собой ансамбль невзаимодействующих ориентированных цепочек, состоящих из отдельных сферических однодоменных частиц. В модели предполагается, что сферы имеют лишь точечный контакт или даже раздвинутыБыло показано, что в результате магнитостатического взаимодействия между сферами магнитные моменты будут выстраиваться вдоль оси цепочек. Перемагничивание таких цепочек путем когерентного вращения векторов намагниченности сфер дает меньшее значение коэрцитивной силы, по сравнению с величиной, получающейся из модели Стопера-Вольфарта для эллипсоидов вращения с таким же отношением длины к толщине, как у рассматриваемых цепочек, и такой же, как у сфер, намагниченностью насыщения. В рамках этой же модели Джекобсом и Бином был рассмотрен некогерентный механизм перемагничивания, когда векторы намагниченности сфер расположены в одной плоскости веерообразно относительно оси цепочки. Некогерентное вращение векторов намагниченности насыщения сфер приводит к существенно более низким значениям коэрцитивной силы, по сравнению со случаем когерентного вращения.

Для когерентного вращения было получено следующее выражение для величины коэрцитивной силы:

7) а для некогерентного механизма: tHc=x-It.{Kn—L")4 2.

В).

Is — намагниченность насыщения сферп — число сфер в цепочке;

Кп, Ln — коэффициенты, зависящие от длины цепочки и учитывающие взаимодействие между магнитными моментами сфер.

В работе [136] Е. Кондорский учел влияние неоднородности намагничивания и получил формулу (9):

Na, Nb — размагничивающие факторы вдоль длинной и короткой оси эллипсоида;

К — константа магнитной анизотропии;

В ((р0) — функция, учитывающая неоднородность намагничивания. Зависти от угла поворота частицы (р0 и формы частицы (цилиндр, эллипс и т. д.).

Наличие перемычек между цепочками сфер, то есть дефектность структуры, также приводит к снижению коэрцитивной силы [137]. Таким образом, коэрцитивная сила ансамбля однодоменных, анизотропных по форме частиц, определяется как соотношением намагниченностей насыщения выделений и матрицы, так и их объемной долей и морфологией расположения.

Согласно имеющимся теоретическим представлениям [129−137], для достижения максимального уровня магнитных свойств структура дисперсионно-твердеющих сплавов должна отвечать следующим требованиям: • Размеры выделений сильномагнитной фазы должны обеспечивать их однодоменность;

• Выделения сильномагнитной фазы должны быть анизотропны по форме;

• Длинные оси выделений сильномагнитной фазы должны быть ориентированы в одном направлении;

• Выделения должны быть изолированы друг от друга слабомагнитной матрицей и периодичны;

• Разница между намагниченностями насыщения выделений и матрицы должна быть максимальной.

• Структура выделений в матрице должна быть периодичной.

1.4.3 Перемагничивание сплавов системы Fe-Cr-Co.

В работе X. Канеко [1], в которой сообщалось о новом материале для постоянных магнитов на основе Fe-Cr-Co, в результате электронно-микроскопического исследования структуры сплава Fe — 31%Сг — 23%Со, было сделано предположение, что перемагничивание происходит по механизму вращения векторов намагниченности насыщения однодоменных выделений сильномагнитной фазы. Согласно рассмотренным теоретическим моделям, такой механизм перемагничивания может обеспечить высокий уровень магнитных свойств.

Исследование процессов перемагничивания сплава Fe — 28%Сг — 23%Со — 1%Si на различных этапах термообработки на ВКС показало [123, 128], что после проведения ИТМО при 640 °C наблюдается многодоменная структура, а после проведения дополнительного отпуска при 600 °C в магнитной структуре сплава наблюдались особенности, характерные для доменов магнитного взаимодействия, состоящих из большого количества структурных образований, каждое из которых однодоменно, магнитоодноосно и перемагничивается путем необратимого вращения вектора намагниченности [123]. Наличие обычной многодоменной структуры в сплаве после ИТМО при 640 °C авторы [123] связывали с близостью фазовых составляющих по химическому составу и магнитным свойствам, что в целом согласуется с данными об изменении состава фаз высококобальтовых сплавов в ходе термической обработки [97].

Вывод о перемагничивании обработанного на высококоэрцитивное состояние сплава Fe — 23%Сг — 15%Со — 2%Мо — 0,5%Ti путем вращения векторов намагниченности вытянутых в одном направлении выделений сильномагнитной агфазы, расположенной в а2-матрице, сделан авторами [116] на основании исследований изменений доменной структуры сплава в процессе перемагничивания. Измерения температурных зависимостей намагниченности насыщения и коэрцитивной силы обработанных на высококоэрцитивное состояние сплавов Fe — 27%Сг — 15%Со — 1%Nb — 1%А1 — 0,5%Si [119]- Fe -29%Cr — 23%Со — 0,5%Si -0,3%Mn, Fe — 30%Cr — 25%Co — 3%Mo [114]- Fe — (28−29) %Cr — (5−23) %Co [115] показали, что в сплавах указанных составов взаимосвязь коэрцитивной силы с намагниченностью насыщения хорошо описывается теоретическими формулами (1.2) и (1.3). По мнению авторов [65, 42, 61] этот факт служит доказательством перемагничивания сплавов на Fe-Cr-Co путем вращения векторов намагниченности ансамбля однодоменных анизотропных по форме сильномагнитных выделений агфазы, расположенных в а2-матрице.

Полностью противоположное мнение о природе коэрцитивной силы рассматриваемых сплавов было высказано в работах [117, 118, 127, 138], авторы которых считают, что перемагничивание реализуется путем движения границ доменов. Границы доменов непосредственно наблюдали лоренцевской электронной микроскопией в обработанных на высококоэрцитивное состояние сплавах Fe — 23%Сг — 15%Со — 5%V [138] и Fe — 27%Сг — 15%Со — 1%А1 -0,25%Zr [139]. Ширина доменов не превышала 500 нм (5000 А) [138, 139], а их границы располагались параллельно направлению поля, приложенного при ТМО сплава Fe — 23%Сг — 15%Со — 5%V и вдоль направлений типа <100> в сплаве Fe — 27%Сг — 15%Со — 1%А1 — 0,25%Zr [139], обработанном на изотропное состояние. Однако движение границ доменов удалось обнаружить только в первом сплаве, термообработанном при 640 °C [138]. После обработки при этой температуре, как следует из результатов [97, 105, 140, 141], а] и а2 фазы близки по химическому составу и перемагничивание сплавов как с 15% [138], так и с 23%Со [123] осуществляется движением границ доменов. В высококоэрцитивном состоянии фазы а] и а2 существенно отличаются по химическому составу [97, 120], и авторы [138, 139] движение границ доменов не наблюдали. В связи с вышесказанным, вывод работы [139] о перемагничивании сплавов на основе Fe-Cr-Co движением границ доменов, по-видимому, преждевременен.

В работах [117, 118] мнение о перемагничивании обработанных на высококоэрцитивное состояние сплавов на основе Fe-Cr-Co движением границ доменов высказано из-за неверной интерпретации ЯГР-спектров, что подробно обсуждено в пункте 1.3.3.

Интересные результаты были получены при исследовании взаимосвязи различной структуры высококоэрцитивного состояния сплава сплаве Fe — 33%Сг — 11,6%Со с уровнем коэрцитивной силы [142]. Было показано, что коэрцитивная сила при наличии структуры, состоящей из сферических выделений aj-фазы — 16 кА/м, из вытянутых в одном направлении частиц — 60 кА/м, из беспорядочно ориентированных вытянутых выделений — 32 кА/м. В 1.4.1 отмечалось, что беспорядочная ориентация однодоменных эллипсоидов в модели Стонера-Вольфарта вдвое снижает величину коэрцитивной силы по сравнению с ее значением для идеально ориентированного ансамбля. Отношение коэрцитивных сил таких структур, полученное из теоретической модели и наблюдаемое экспериментально [142] практически одинаково, что вероятно, свидетельствует о перемагничивании сплавов на основе Fe-Cr-Co путем вращения.

Теоретическая оценка коэрцитивной силы Fe — 23%Сг — 15%Со — 5%Мо по формуле Неэля (2) дает значение 290−305 кА/м при l/d выделений а!-фазы -10−15- |Xo/5(ai) = 0,176 ТлР =0,65- |1о/5(а2) = 0 [140]. Экспериментально полученное значение коэрцитивной силы составило 69 кА/м, что существенно ниже теоретической величины [140]. Коэрцитивная сила сплава Fe — 25%Сг.

15%Со — 3%V — 0,3%Ti с анизотропией формы выделений агфазы l/d — 2 составила 47 кА/м [140]. Так как увеличение анизотропии формы выделений аг фазы от 2 (сплав без молибдена) до 10−15 (сплав с молибденом) не соответствует приросту коэрцитивной силы, а вытянутость частиц в сплаве с молибденом такова, что ее дальнейшее увеличение уже не приведет к заметному увеличению (Nb — Na), автор [140] делает вывод, что уровень коэрцитивной силы сплавов на основе Fe-Cr-Co ограничен не степенью вытянутости и ориентированности частиц, а степенью их изолированности [140]. Это заключение хорошо коррелирует с данными [110, 115] о неоднородности оь-фазы по химическому составу.

Таким образом, перемагничивание сплавов для постоянных магнитов на основе Fe-Cr-Co, по-видимому, осуществляется вращением векторов намагниченности однодоменных выделений агфазы [115, 116, 119, 123, 128], а уровень коэрцитивной силы сплавов со структурой, состоящей из вытянутых ориентированных частиц агфазы, расположенных в оь-матрице, ограничивается слабыми изолирующими свойствами а2-фазы [110, 115, 140].

1.5 Формирование высококоэрцитивного состояния в сплавах Fe-Cr-Co.

1.5.1 Оптимальное фазово-структурное состояние.

В настоящее время для сплавов на основе Fe-Cr-Co известны несколько методов создания отвечающей требованиям теории оптимальной структуры высококоэрцитивного состояния и соответствующих ей максимальных магнитных свойств. Традиционный способ обработки магнитотвердых материалов с применением термообработки в магнитном поле (ТМО) является основным методом получения высоких магнитных характеристик постоянных магнитов из описываемых сплавов [1, 9, 11, 93, 29 и др.]. Он включает в себя следующие операции: закалку, необходимую для фиксации метастабильного а-твердого раствора и предотвращения выделения неферромагнитных при комнатной температуре уи 8-фаз, ТМОв процессе которой происходит распад а-твердого раствора и формируется структура, состоящая из вытянутых вдоль направления магнитного поля, прикладываемого при ТМО, выделений сильномагнитной арфазы, расположенных в а2-матрицеи заключительную термообработку, во время которой фазы разделяются по химическому составу в результате диффузионного обмена компонентами, что обеспечивает большую разницу в их намагниченности насыщения [1,9, 1 1, 29, 68−73, 93 и др.].

Обрабатываемые указанным выше способом сплавы на основе Fe-Cr-Co можно разделить на две различные группы, характеризуемые изотропным и анизотропным эффектом ТМО [11, 29, 68−70].

Исследования монокристаллов сплавов на основе Fe-Cr-Co как тройных, так и содержащих легирующие добавки показало, что их магнитные свойства и структура высококоэрцитивного состояния практически не зависят от кристаллографического направления, вдоль которого было приложено магнитное поле при ТМО [11, 29, 68−70]. Изотропный эффект ТМО является важным преимуществом сплавов на основе Fe-Cr-Co над сплавами системы Fe-Al-Ni-Co, так как отпадает необходимость в предварительном текстуровании изделий перед проведением ТМО. При легировании описываемых сплавов молибденом или вольфрамом эффект ТМО приобретает анизотропный характер [9, 11, 70−73]. Максимальные магнитные свойства и оптимальная структура высококоэрцитивного состояния достигаются в случае наложения магнитного поля при ТМО параллельно кристаллографическим направлениям типа <100> [9, 11, 70−73], что ранее наблюдали в сплавах на основе Fe-Al-Ni-Co и Fe-Al-Ni-Co-Cu-Ti [101, 143]. Недостатком сплавов на основе Fe-Cr-Co с анизотропным эффектом ТМО следует считать необходимость предварительного текстурования перед проведением ТМО, достоинством — более высокий уровень магнитных характеристик по сравнению со сплавами с изотропным эффектом ТМО [9, 11].

В 1979 году С. Джином предложен способ получения анизотропных постоянных магнитов на основе Fe-Cr-Co без применения термомагнитной обработки, так называемое деформационное старение [31]. Метод включает в себя закалку на а-твердый раствор, предварительное старение, в процессе которого происходит распад а-твердого раствора с образованием сферических выделений а!-фазы, расположенных в сь-матрице, промежуточную холодную или теплую пластическую деформацию, необходимую для вытягивания и ориентирования выделений сильномагнитной фазы вдоль направления течения металла, и заключительную термическую обработку, требуемую для диффузионного разделения фаз по химическому составу [31]. Очевидно преимущество деформационного старения: исключение из технологического процесса энергоемкой, требующей тщательной укладки изделий перед ее проведением, термомагнитной обработки. В целом количество и информативность исследований технологии деформационного старения, факторов, влияющих на магнитные свойства, структуру и пластичность сплавов на основе Fe-Cr-Co при обработке этим методом [12, 31, 32, 33, 34], явно уступает по количеству и информативности работам, посвященным обработкам с применением ТМО [1, 9, И, 21, 29, 35, 65−73, 93, 20, 96−100, 102, 105, 114, 116, 119, 144, 145, 146].

По методам получения максимальных магнитных свойств сплавы для постоянных магнитов на основе Fe-Cr-Co можно разделить на три группы:

1) Сплавы, обрабатываемые с применением ТМО. Обработка обеспечивает получение максимального уровня магнитных свойств на сплавах, характеризующихся изотропным эффектом ТМО и имеющих состав: Fe — (2230) %Сг — (4−23) %Со — (0−3) %Ti — (0−5) %V — (0−1) %Si — (0−1) %А1 [1, 9, 11, 35, 44, 93, 94, и др.];

2) Сплавы, обрабатываемые с применением ТМО и требующие создания текстуры <100> перед проведением ТМО. Обработка по этому метода обеспечивает получение максимальных магнитных свойств на сплавах с анизотропным эффектом ТМО и имеющих состав: Fe — (22−23) %Сг — (1520) %Со — (3−5) %Мо или 8%W [9, 11, 70−73];

3) Сплавы, обрабатываемые по методу деформационного старения. Обработка обеспечивает получение максимального уровня магнитных свойств на сплавах состава: Fe — 33%Сг- (7−23) %Со — (0−2) %Си [12, 31, 32];

4) Сплавы, обрабатываемые на изотропное состояние [14, 22].

Лучшие магнитные свойства сплавов этих групп приведены в таблице 3. Анализ таблицы 3 показывает, что для сплавов первой группы с изотропным эффектом ТМО, характерен относительно низкий уровень коэрцитивной силы не более 55,0 кА/м, и высокий уровень максимальной магнитной энергии до 66,4 кДж/м, который в основном достигается за счет выпуклой кривой размагничивания, (BH)maJ (Br ВНС) до 0,80, при остаточной индукции до 1,56 Тл. Сплавы второй группы, с анизотропным эффектом ТМО, имеют более высокие значения как коэрцитивной силы, до 76 кА/м, так и максимальной магнитной о энергии, до 91,2 кДж/м, по сравнению со сплавами первой группы. Сплавы отнесенные в настоящей классификации ко второй группе (сплавы с анизотропным эффектом ТМО) можно обрабатывать аналогично сплавам отнесенным к первой группе (сплавы с изотропным эффектом ТМО) однако это приведет к снижению уровня их магнитных свойств [9]. Обработка сплавов первой группы аналогично сплавам второй группы к возрастанию их магнитных свойств не приведет вследствие изотропности эффекта ТМО [11, 2970].

Коэрцитивная сила и максимальная магнитная энергия сплавов третьей группы достигают 86,4 кА/м и 87,6 кДж/м3, что находится на уровне максимальных магнитных свойств, полученных на сплавах второй группы.

Особо следует выделить тот факт, что максимальные магнитные свойства во всех трех группах получены на сплавах дополнительно легированных одним или двумя элементами. Наивысшие магнитные характеристики сплавов первой и второй групп достигнуты при легировании титаном и молибденом [9, 11], сплавов третьей группы — медью [12, 32].

Из анализа данных таблицы 3 следует, что по мере увеличения содержания кобальта в сплавах трех групп наблюдается увеличение значений коэрцитивной силы.

Длительность термообработки сплавов системы Fe-Cr-Co на высококоэрцитивное состояние так же зависит от содержания кобальта. Если суммарное время термической обработки высококобальтовых сплавов не превышает 10 часов [1, 44], то для достижения высококоэрцитивного состояния сплавов с 5%Со необходимо не менее 100 часов [94, 144].