![](/user_photo/_userpic.png)
книги из ГПНТБ / Лившиц Б.Г. Высококоэрцитивные сплавы на железоникельалюминиевой основе
.pdfРис. 75. Зависимость магнитных свойств и критической скорости охлаждения от содер жания никеля при
11,5—12,1% AI (сече ние 12X12 мм2)
Рис. 76. Зависимость ко эрцитивной силы от со держания алюминия при различных содержаниях никеля (сечение 12Х
XI2 мм2)
89
Имеются, однако, аномалии в ходе изменения остаточной индук ции. Перелом в левой части двух нижних кривых свидетельству
ет о том, что концентрации (высокое содержание никеля и низ кое алюминия), относящиеся к пунктирным линиям на рис. 77, ■лежат в трехфазной области (а р -|— (32) диаграммы состояния. Присутствие пранецентрированной парамагнитной a-фазы (ау
стенит) снижает остаточную индукцию. В том же направлении действует на остаточную индукцию и понижение количества 13-
фазы (приближающейся по составу к железу) в двухфазных (3+(32-сплавах. Перелом и крутой спад в правой части трех верх
них кривых при низком содержании никеля |
и высоком алю |
|
миния говорят о том, что в сплавах такого |
состава |
количес |
тво |32фазы увеличивается, а количество |
(3-фазы |
умень |
шается.
Крайние правые точки двух верхних кривых соответствуют практически нестареющим (32-сплавам.
Почти во всех случаях магнитное насыщение мало изменяет ся при изменении скорости охлаждения, т. е. мало зависит от
степени распада раствора при условии, что нижний интервал, 650—500°, пройден достаточно быстро.
Из рис. 78, где дана зависимость произведений (ВГНС) от со держания алюминия при постоянных содержаниях никеля, вид
но, что эти кривые в общем повторяют ход кривых коэрцитивной силы (рис. 76). Следовательно, повышая коэрцитивную силу за счет некоторого снижения остаточной индукции, мы все же уве
личиваем магнитную энергию. Об этом можно было уже судить по рис. 74, 75, из которых следует, что повышение коэрцитивной силы почти всегда сопровождается и повышением магнитной энергии. При этом прирост второго свойства меньше, чем перво го, так как остаточная индукция, являющаяся одним из компо нентов магнитной энергии, понижается.
Из рис. 78 видно, что кривая произведения (ВГНС) лежит
тем выше, чем больше содержание никеля. Однако в отличие от кривых Нс (рис. 78), кривые (ВГНС) для 27,5 и 30% Ni пересе- ( каются, что свидетельствует о нецелесообразности повышения концентрации никеля выше 27—30%. Иногда при выборе соста ва сплава для конкретных целей приходится руководствоваться не только произведением Вг на Нс, но, в большей степени, зна
чениями этих величин в отдельности.
Критическая скорость охлаждения, как видно из рис. 79, за метно снижается при увеличении содержания алюминия и по вышается с увеличением содержания никеля в сплаве.
На рис. 80 и 81 линии постоянной коэрцитивной силы и оста точной индукции нанесены на концентрационный треугольник; наряду с ними пунктиром нанесены аналогичные линии, заим
ствованные из работьи Беттериджа [22].
Из рис. 80 следует, что изменение коэрцитивной силы в фун кции состава в обеих работах имеет один и тот же характер. Од-
90
нако абсолютные значения коэрцитивной силы, измеренной на образцах примерно одного и того же состава, в р-абота.х [16 и 22] в общем не совпадает. Можно говорить, правда, об удовлетво рительном совпадении этих значений в сплавах с относительно низким содержанием алюминия (10—12%; см. правую часть диаграммы на рис. 80). Что же касается сплавов с повышенным
Рис. 78. Зависимость Вг • Нс от содер |
Рис. 79. Зависимость критической |
жания алюминия при различных содер |
скорости охлаждения от содержа |
жаниях никеля (сечение 12 X 12 мм2) |
ния алюминия при различных со |
|
держаниях никеля |
'■содержанием алюминия, то полученные на них коэрцитивные си лы значительно расходятся. В работе [16] коэрцитивная сила вы-
сокоалюминиевых сплавов значительно выше, |
чем в ра |
боте [22]. |
|
Еще более резко расходятся данные этих работ по остаточной |
|
индукции (рис. 81). Не говоря уже о численном |
несовпадении |
измеренных величин, на рис. 81 обращает на себя внимание прин ципиально различный ход кривых остаточной индукции. Как уже говорилось, это свойство заметно изменяется в соответствии с со
держанием никеля и алюминия, причем при увеличении содер жания этих элементов остаточная индукция падает. Это являет ся следствием падения магнитного насыщения при введении в
состав сплава как никеля, так и алюминия !. Кривые остаточной индукции имеют точку поворота в верхней части рис. 81 там, где (при высоких содержаниях алюминия и низких никеля) на фа зовой диаграмме Бредли и Тейлора расположена однофазная р2-область. К иному выводу пришел Беттеридж; он указывает,
что остаточная индукция очень мало зависит от содержания
алюминия (см. пунктирные линии на рис. 81).
Магнитная энергия ВГНС сплавов изменяется аналогично ко
эрцитивной силе (рис. 82). Кривые постоянного значения Вг Нс при уменьшении концентрации алюминия смещаются к более
1 Падение насыщения под влиянием этих элементов впервые было пока зано А. С. Займовским и П. И. Денисовым [18].
91
Келезо. а/о
Ллюмыний, °л>
Рис. 80 Коэрцитивная сила Fe-Ni-Al-сплавов
Рис. 81. Остаточная индукция Fe-Ni-Al-сплавов
Рис. 82. Произведение (Ijrtic ) • 10 6 Fe-Ni-Al-сплавов
низким содержаниям никеля, поворачиваются и вновь возвраща ются к более высоким содержаниям никеля. Точка поворота ле жит при тем более высоких концентрациях, чем выше значение В.г Нс . Две нижние кривые на рис. 82 имеют замкнутый харак
тер, чем определяется зона наилу |
концентрации. |
|
|
||||||||
Можно |
было |
бы объяснить |
|
|
|
|
|||||
указанные выше |
расхождения |
|
|
|
|
||||||
тем, что в работе [16] |
сплавы |
|
|
|
|
||||||
сравниваются после обработ- g |
|
|
|
|
|||||||
ки II типа, |
в |
то время |
|
ка! |
|
|
|
|
|||
Беттеридж применял для своих д |
|
|
|
|
|||||||
образцов обработку II типа и^ |
|
|
|
|
|||||||
последующий отпуск при |
600°. ъ |
|
|
|
|
||||||
При таком отпуске, как |
былс § |
|
|
|
|
||||||
показано на рис. 28, остаточная |
|
|
|
|
|||||||
индукция |
вслед |
за |
магнитным § |
|
|
|
|
||||
насыщением |
растет, |
а |
коэрци ^ |
|
|
|
|
||||
тивная сила |
падает. |
Однако 3 |
|
|
|
|
|||||
если в отношении |
коэрцитив- |
|
|
|
|
||||||
ной силы это объяснение может |
|
|
|
|
|||||||
еще в какой-либо степени счи-S |
|
|
|
|
|||||||
таться удовлетворительным, то^ |
|
|
|
|
|||||||
для остаточной |
индукции |
|
оно |
|
|
|
|
||||
мало применимо. Как видно из |
|
|
|
|
|||||||
рис. 28 и наших |
многочислен |
|
|
|
|
||||||
ных экспериментов (см. ниже), |
|
|
|
|
|||||||
остаточная |
|
индукция |
при |
ра |
|
Fe, % (атоми.) |
|
|
|||
циональном отпуске повышает |
|
|
|
||||||||
ся на 5—8%, не более. |
Сопо |
Рис. 83. |
Изменение Hf |
(1) |
и |
||||||
ставление |
же |
оплошных |
и |
4~ ls (2) |
в разрезе Fe—Ni—Al |
при |
|||||
пунктирных кривых на рис. 81 |
оптимальной одинарной (а) и двой |
||||||||||
показывает, |
что для отдельных |
ной |
(6) обработках |
[80] |
|
случаев расхождение достигает
значительно больших величин. Частично указанное расхождение
объясняется тем обстоятельством, что Беттеридж в ряде слу чаев, при высоком содержании алюминия и низком никеля, не получал наибольшей магнитной энергии, которую можно извлечь из сплава. Наименьшая скорость охлаждения соответствовала в его экспериментах закалке в кипятке, в то время как, по на шим данным, для таких сплавов критическая скорость значи тельно ниже.
Отсюда понятно, почему в работе Беттериджа остаточная ин
дукция имеет более высокие значения, а коэрцитивная сила бо лее низкие, чем в нашей работе.
Интересные данные о влиянии состава Fe-Ni-Al-сплавов на магнитные .характеристики после одинарной (обработка II типа) и двойной обработок (закалка с последующим отпуском) полу чены О. С. Ивановым с сотрудниками [80]. Исследованием серии
93 .
сплавов, составы которых расположены на диаграмме та лучу Fe-Ni-Al, было показано (рис. 83), что кривые зависимости Нс от содержания железа в обоих случаях повышаются с уменьшением: последнего, проходят через максимум, а затем снижаются.
В то время как величины магнитного насыщения получаются одинаковыми при обоих типах обработки и все время снижаются,
с уменьшением содержания железа, падая до нуля при 6%
(атомн.) Fe, коэрцитивная сила после одинарной обработки, на чиная от 80 и до 50% (атомн.) Fe, растет заметно быстрее, чем
после двойной. Однако после прохождения максимума [50% (атомн.) Fe], это преимущество начинает убывать, и при содер жании железа меньше 40% (атомн.) коэрцитивная сила стано вится большей уже воете двойной обработки. Максимум Нс при этой обработке лежит при 30% (атомн.) Fe.
ВЛИЯНИЕ КРЕМНИЯ, МАРГАНЦА И УГЛЕРОДА
Беттериджем было показано [22], что влияние углерода ис ключительно пагубно отражается на свойствах Fe-Ni-Al-сплавов. Однако в этой работе углерод вводили присадкой белого чугуна^ благодаря чему накладывалось влияние попутно вводившихся кремния и марганца. Относительно влияния этих элементов аме риканский специалист в области изготовления магнитных спла
вов Эдвин Кон [91] пишет, что содержание как кремния, так и марганца не должно превышать 0,1 %. Рассмотрим влияние крем ния, марганца и углерода, каждого в отдельности, на магнитные свойства Fe-Ni-Al-сплава, по данным работы [16].
Втабл. 5 приведены концентрации присаженных элементов
косновному сплаву (% вес). Сплав № 43 является исходным
|
|
Химический ссстав сплавов № 43—56, |
% |
Таблица 5 |
||
|
|
|
||||
№ |
С |
Si |
Мп |
Ni |
AI |
Си |
сплава |
||||||
43 |
0,025 |
Следы |
Следы |
24,1 |
12,8 |
3,68 |
44 |
0,04 |
0,07 |
» |
23,9 |
13,1 |
3,63 |
45 |
0,04 |
0,14 |
» |
24,1 |
13,0 |
3,51 |
46 |
0,04 |
0,17 |
» |
24,2 |
13,1 |
3,62 |
47 |
0,04 |
0,31 |
» |
24,1 |
12,9 |
3,60 |
48 |
0,03 |
0,59 |
0,12 |
24,2 |
12,8 |
3,54 |
49 |
0,04 |
0,02 |
24,3 |
12,7 |
3,58 |
|
50 |
0,04 |
0,03 |
0,24 |
24,4 |
12,8 |
3,52 |
51 |
0,04 |
0,03 |
0,35 |
24,3 |
12,9 |
3,57 |
52 |
0,04 |
0,04 |
0,58 |
24,3 |
12,15 |
3,56 |
53 |
0,03 |
0,05 |
0.94 |
24,2 |
12,7 |
3,57 |
54 |
0,14 |
—. |
Следы |
24,3 |
12,6 |
4,00 |
55 |
0,18 |
0,03 |
» |
24,5 |
12,8 |
3,94 |
56 |
0,40 |
— |
|
— |
— |
— |
. 94
в этой серии сплавов; его изготовляли из весьма чистых матери
алов без присадки примесей.
Отлитые образцы сечением 12X12 и 20X20 мм2 охлаждались с критической скоростью и затем были отпущены в течение трех часов при 550°.
Значения Нс, Вг, НСВГ , так же как и скорости охлаждения, при которых получается наибольшая магнитная энергия сплава,
представлены графически в функции содержания присаженного элемента, рис. 84—86. Из рис. 84 видно, что кремний понижает магнитную энергию сплава, причем за счет заметного падения коэрцитивной силы; остаточная индукция растет вместе с кон центрацией этого элемента. Практически влияние кремния ска зывается при его содержании выше 0,15%. Прокаливаемость в
присутствии кремния растет. Из рис. 85 видно, что марганец по нижает магнитную энергию сплава за счет снижения коэрцитив
ной силы и остаточной индукции. Прокаливаемость марганец уменьшает. При содержании до 0,35% он почти не влияет на маг нитные свойства. Влияние углерода значительно более интенсив но (рис. 86), и в практике изготовления этих сплавов нужно стремиться к тому, чтобы его содержание было минимальным. Углерод резко снижает остаточную индукцию и магнитную энер гию сплава уже при самых малых концентрациях. Коэрцитивная сила при содержании его до 0,15% падает сперва незначительно,
азатем весьма круто.
Врезультате отпуска при 550° происходит повышение оста точной индукции, причем тем в большей степени, чем интенсив
нее охлаждение сплава, т. е. чем меньше коэрцитивная сила. Что касается коэрцитивной силы, то она при отпуске либо незначи
тельно возрастает (на 10—15 эрст), либо, чаще всего, падает. При этом магнитная энергия, как правило, возрастает.
Представляет интерес указание известного английского спе
циалиста в области приборов зажигания Байрсто [92] на то, что для бескобальтовых Fe-Ni-Al-сплавов наибольшее значение (В//)макс = 1,25 ■ 106. По Беттериджу, сплав с 24% Ni, 13% Al и 3,5% Си является наилучшим среди бескобальтовых; значение (ВН)макс — 1,50-106, приписываемое ему, кажется преувели ченным. Наши данные, совпадают с данными, приводимыми Байрсто. Близкое совпадение полученных нами данных для других сплавов с данными разных авторов и заводов видно из габл. 6.
Приведенные данные о влиянии .малых добавок кремния на магнитные характеристики и на критическую скорость охлажде
ния подтверждаются также в работе [93]. Состав исследованных сплавов приведен в табл. 7.
Было показано, что в сплавы с пониженным содержанием алюминия, для которых оптимальной обработкой является ох лаждение в масле с последующим отпуском, можно добавлять 0,25% Si с целью повышения остаточной индукции при некото-
95
Рис. 84. Влияние кремния на свойства |
сплава с 24% Ni и 13% |
А1 после обработки |
II типа |
Рис. 85. Влияние марганца на свойства сплава с 24% Ni и 13% А1 после обработки II типа
Рис. 86. Влияние углерода на свойства сплава с 24% Ni и 13% А1 после обработки II типа
96
.Львов .С .В и 'Лившиц .Г .Б 7
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Таблица 6 |
|
|
|
|
|
Магнитные свойства Fe-Ni-Al-сплавов по различным источникам |
|
||||||
|
Химический состав |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
Группа |
|
% |
|
Размеры об |
|
|
|
Вг |
нс |
BrHcx |
|
|
|
|
|
|
Термическая обработка |
Источники |
|||||||
|
|
|
|
разца, мм |
|
гс |
эрст |
ХЮ-6 |
||||
|
Ni |
Al |
Си |
|
|
|
|
|
||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
I |
25 |
12 |
|
Не указаны |
Не указана |
|
6500 |
490 |
3,19 |
GEC, США [92] |
||
|
25 |
12 |
— |
» |
» |
» |
» |
|
6300 |
500 |
3,15 |
Р. М. А. Англия [92] |
|
25 |
12 |
— |
|
10x20 |
» |
» |
|
6000 |
450 |
2,70 |
Е. S. W. Германия |
|
25 |
11,8 |
|
(сечение) |
1250°, |
охлаждение 35°/сек |
|
|
|
|
||
|
— |
8x8x60 |
6400 |
460 |
2,94 |
Лившиц [15] |
||||||
|
25 |
11,8 |
— |
12x20x60 |
1250°, |
» |
20°/сек |
6250 |
430 |
2,70 |
То же |
|
|
25 |
11,8 |
— |
20x20x60 |
1250°, |
» |
15°/сек |
6000 |
440 '' |
2,65 |
» » |
|
|
25 |
12 |
— |
44Х37Х 18 |
1100°, |
» |
23°/сек |
7100 |
450 |
3,20 |
Беттеридж [22] |
|
|
|
|
|
|
|
отпуск 650°, |
3 часа |
|
|
|
|
|
11 |
28 |
11 |
— |
40Х30Х |
1150°, |
масло |
|
6000 |
500—550 |
3,0—3,3 |
Пельцгутер [13] |
|
|
28 |
11 |
— |
X (15—20) |
1150°, |
» |
|
6000 |
540 |
3,24 |
Лившиц [ 15] |
|
|
60X20X20 |
|
||||||||||
|
28 |
11 |
— |
44х37х 18 |
Не указано |
|
6600 |
500 |
3,3 |
Беттеридж [22] |
||
III |
24,8 |
15,2 |
|
80X30X25 |
Литье: охлаждение на воздухе |
6000 |
480 |
2,88 |
Пельцгутер [13] |
|||
|
25 |
14,9 |
— |
60x20x20 |
1250°, |
струя воздуха |
6000 |
510 |
3,06 |
Лившиц 115] |
||
|
25 |
15 |
— |
44хЗ?х 18 |
1000°, |
охлаждение 12°/сек |
7200 |
400 |
2,88 |
Беттеридж [22] |
|
Химический состав |
|
|
|
|
|
|
|
|||
Группа |
|
% |
|
Размеры об |
|
|
|
Вг |
нс |
||
|
|
|
Термическая обработка |
||||||||
|
|
|
разца, |
мм |
|||||||
|
|
|
гс |
эрст |
|||||||
|
Ni |
А1 |
Си |
|
|
|
|||||
|
|
|
|
|
|
||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
||||
IV |
23,2 |
13,7 |
|
Диам. |
18,5 |
1100°, |
воздух |
6000 |
475 |
||
|
23,0 |
13,2 |
— |
60x20x20 |
1200°, |
струя |
воздуха |
6300 |
410 |
||
|
23,0 |
13,5 |
44х37х 18 |
Не указано |
|
7200 |
375 |
||||
V |
24,0 |
13,0 |
3,5 |
60Х 12Х 12 |
1250°, |
струя |
воздуха |
6500 |
530 |
||
|
24—25 12-13 |
3—5 |
Не указаны |
То же + отпуск 670° |
С500 |
510 |
|||||
|
24—25 12—13 |
3—5 |
44x37x18 |
95и°, |
вода 95и° + отпуск 550° |
7350 |
465 |
||||
VI |
Не указан; по-ри- |
Не указаны |
Не указана |
|
6000 |
510 |
|||||
|
димому, ванадий; |
|
|
|
|
|
|
|
|||
|
кобальта не |
со |
|
|
|
|
|
|
|
||
|
|
держит |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
VII |
24,3 |
| 12,7 | |
3,5 |
Магнит Б |
11С0°, |
вода |
100° + отпуск 550° |
6522 |
461 |
||
(армко-железо) |
|||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
||||
VIII |
23,5 |
| 14,5 | |
4,5 |
Магнит СС |
1100°, |
воздух |
6100 |
470 |
|||
|
|
|
(армко-железо)
ч |
X |
Источники |
|
2 X |
ю |
||
|
2,85 |
Меськин и Сомин [9] |
2,60 |
Лившиц [ 15] |
2,70 |
Беттеридж [22] |
3,40 |
Лившиц [15] |
3,42 Цумбуш (Германия) |
|
3,40 |
Беттеридж [22] |
3,05 |
РМА (Шефильд) D. А. |
|
Oliver [66] |
3,01 |
Среднее за 1 месяц по |
|
литейному цеху АТЭ-1 |
|
(1940—1941) |
2,87 |
АТЭ 1. Среднее установ |
|
лено при корректиров |
|
ке технологии (1941 г.) |