![](/user_photo/_userpic.png)
книги из ГПНТБ / Лившиц Б.Г. Высококоэрцитивные сплавы на железоникельалюминиевой основе
.pdfNI
Fe 10 го 30 M 50 60 |
70 80 |
90 Nt |
|
Алюминий, °/o (amoMH.j |
|
||
Рис. 7. Изотермическое |
сечение |
диаграммы |
системы |
Fe — Ni — Al |
при 850° |
(Бредли), |
|
Рис. 8. Изотермическое |
сечение |
диаграммы системы |
Fe — Nt — Al |
при 750° |
(Бредли) |
2* |
>.19 |
помощью иммерсионной оптики (увеличение до 4000 раз). Иссле дованы равновесные состояния сплавов при температурах от 750 до 1350° через каждые 100°. Сплавы после соответствующей длительной выдержки при
данной температуре закали вались в соляном растворе. Время выдержки при терми
ческой |
обработке |
назнача |
||||
лось с |
|
учетом |
увеличения |
|||
инертности |
сплава |
с |
пони |
|||
жением |
температуры. |
При |
||||
нят был |
опытный |
коэффи |
||||
циент |
4 |
на |
каждые |
100°. |
||
Время |
выдержки |
|
при 750° |
|||
составляло |
64, |
при |
850°— |
|||
16, при 950° — 4 дня |
и т. д. |
Рис. 9. Вертикальный разрез диаграм мы системы Fe — Ni — Al по лучу Fe —NiAl (Бредли)
до |
1350°. Но |
и при та |
ких |
условиях |
структуры |
сильно различались по дис персности. Например, в ря де случаев световое увели чение недостаточно для раз
решения тонких деталей стру
ктуры, полученной при 750°.
Эти работы внесли существенные изменения в диаграмму, по
строенную Бредли и Тейлором. Вместо трех фазовых областей
а + |3, а+р+РгИа + Рг металлографический анализ |
|
показал |
||||
[33] три двухфазные области: а + р, |
а + Рг |
и а' + р2, |
разделен |
|||
ные двумя трехфазными областями: |
а + [3 |
4- р2 и |
а + а' |
+ |32. |
||
Было показано, что диаграмма Бредли и Тейлора |
(рис. |
2) в |
||||
большей своей части отвечает равновесию между 850 |
(рис. 7) и |
|||||
750° (рис. 8), установленному в работе [58], |
а не при |
500°, |
как |
|||
указывалось ранее (на рис. 7—9 р2-фаза обозначена р'). |
Из вер |
|||||
тикального разреза по лучу Fe — NiAl (рис. 9) следует, |
что об |
|||||
ласть р + р2, начиная от точки плавления, |
сначала |
остается |
чрезвычайно узкой, но от 950 до 750° очень быстро расширяется. Составы Р- и р2-фаз почти одинаковы при 1050° и сильно разли чаются при 750°, а именно 89% Fe, 4% Ni, 7% Al (Р) и 13% Fe, 45% .Ni, 42% Al (p2). Последний результат довольно близко под
ходит к данным , полученным авторами [55, 56].
В 1951 г. О. С. Иванов [34] подверг проверке свою первую
политермическую диаграмму [55]. По данным измерения физичеких свойств, микро- и рентгеноструктурного исследований спла вов в отожженном и закаленном состояниях, а также изучения
их расширения и электросопротивления при нагреве и охлажде нии автор построил два политермических взаимноперпендикуляр ных разреза диаграммы Fe—Ni— Al-системы по лучу Fe—NiAl (рис. 10) и по лучу 50% (атомн.) Fe (рис. 11).
20
|
■поо |
|
|
|
|
|
1600 |
|
|
Ж |
|
|
1500 |
|
|
||
|
|
|
|
||
|
1U00 |
|
|
k+J3z |
|
|
\''^.По5реаЗ |
||||
|
1300 •* |
К |
Л! 3 ’ |
|
|
|
1200 |
|
|
|
|
, °C |
1100 |
|
|
|
|
1000 |
|
|
|
||
у р а |
900 |
|
|
|
|
а т |
800 |
|
|
|
|
п е р |
700 |
|
|
|
|
е м |
600 |
|
|
|
|
Т |
|
|
|
||
500 |
v-По Оипатометриче^ким |
||||
|
|||||
|
ООО |
•аПо кривым„электросопро |
|||
|
|
х |
тивление -температура |
||
|
300 |
По кривым „4511$ - темпе |
|||
|
|
|
|
ратура” |
200« По физическим свойст вам и микроструктуре
100
100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 О Fe. °/о(атомн.] Фаза /ML
17 Ч6°/о(атомн) Ni 54%(атомнбЯ
Рлс. 10. Разрез по лучу Fe — NiAl (О. С. Иванов).
|
1500 |
Жидкое состояние |
||
|
1400 |
|||
|
ж*а |
ж |
,_ _ |
|
|
1300 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
1200 |
|
|
\-По Бредли |
|
|
|
|
|
|
1100 |
|
|
|
|
1000 |
|
|
|
Е |
900 |
|
|
Jh |
800 |
Конец а'-* а |
|
||
& |
|
преврашенуяр |
|
|
с |
700 |
Точк^Гочка |
||
.<Xъ |
600 |
Точка |
Кюри |
Кюри J3- |
|
|
Кюри |
разы |
|
|
5001П- a'-tpaeO/ |
|||
|
|
I г |
и |
ив |
|
\Точка K/epi |
ЧОО |
'^г-фазы |
|
300,*Л Точка КюрД
\Начало ! ft-разы^.
’превраТ
100
о! |
■ |
! |
15 |
....1.1 |
||||||
О |
5 |
10 |
20 |
25 |
30 |
35 |
00 |
05 |
50 |
Й1, °/о (атомн.)
Рис. 11. Разрез по лучу 50% (атомн.) Fe (О. С. Иванов)
Первая из этих диаграмм подтверждает, что р + 02-область подходит при низких температурах почти вплотную к соедине нию NiAl и отрицает предположение Даннеля [60] и результа ты работ Бредли [33, 58] о распространении этой области до по верхности солидус (высокотемпературный пик на рис. 9). Со-
Рис. 12. Пространственная диаграмма системы Fe — Ni—Al (О. С. Иванов)
гласно О. С. Иванову, наблюдается непрерывный переход неупо рядоченной 0-фазы в упорядоченную р2-фазу, и поэтому нет не обходимости объяснять наличие минимума на поверхности лик видус существованием четырехфазного равновесия ж + Р^
иРг.
Вторая диаграмма дает понятие о характере равновесия гра нецентрированной a-фазы с Р + Рг-фазамй. Из диаграммы вид но, что область существования a-фазы (а + р-j-Рг-область)
близко подходит к области р + р2 при высокой температуре и не прерывно отступает от нее при понижении температуры к более низкому содержанию алюминия. При этом a-фаза превращается
22
в эвтектоидную смесь Р+Р2- |
Заключение Даннеля о наличии |
эвтектоидного превращения |
+ [32 + а в работе О. С. Иванова |
не подтвердилось. Рассмотренные данные, а также проведенное автором дополнительно обстоятельное исследование большого количества сплавов позволило построить новую уточненную про странственную политермическую диаграмму системы Fe — Ni — Al (рис. 12) для практически важной области сплавов. На осно вании этой диаграммы автор приходит к выводу, что промышлен ные сплавы алии (AHI, АН2, АНЗ) имеют только одно превра щение в твердом состоянии, а именно Рг-^ Р + РгАвтор отмечает также, что построенная диаграмма не отвечает полностью усло вию равновесия. При низких температурах она характеризует состояние сплавов, достигнутое при скорости охлаждения 10о/час, но в области температур выше 700° практически отвечает усло вию равновесия.
СИСТЕМА ЖЕЛЕЗО — КОБАЛЬТ — НИКЕЛЬ - АЛЮМИНИЙ
Несмотря на широкое применение в промышленности наряду с алии также сплавов на Fe-Ni-Al-основе с кобальтом и медью (алнико и магнико), до последнего времени не было установлено не только пятерной, но и четверной диаграммы системы Fe —
Со — Ni — Al. В литературе имелись только отдельные разроз ненные данные о структуре этих сплавов в равновесном состоя нии [61]. Поэтому большое научное и практическое значение
имеет исследование О. С. Ивановым в 1952 г. диаграммы фазо вого равновесия системы Fe — Со — Ni — Al в области концент раций, где располагаются высококоэрцитивные сплавы. Автором построены три пространственные политермические диаграммы
размеров системы |
Fe — Со—Ni — Al |
и три ее изотермических |
|
сечения при 500, 800 и 1000°. |
по плоскостям Fe — |
||
Первый |
пространственный разрез |
||
CoAl — NiAl |
(рис. |
13) показывает двухфазную р+р2-область |
и соответственно ограничивающие ее справа и слева р2- и p-обла сти твердых растворов. Из рис. 13 видно, что р + р2 область не прерывно суживается при переходе от луча Fe — NiAl к лучу
Fe — CoAl. Куполообразная поверхность, замыкающая р + р2-об- ласть со стороны высоких температур, опускается по мере удале
ния от луча Fe—NiAl и приближения к лучу Fe — CoAl.
Политермическая диаграмма второго разреза, соответствую щая равным содержаниям кобальта и никеля (рис. 14), похожа на политермическую диаграмму системы Fe — Ni — Al, но так как половина содержания никеля заменена кобальтом, а-область ограничена меньшими содержаниями алюминия. Кроме того, при
низких температурах наблюдается значительное расширение Р4~ Ра-области в направлении линии постоянного содержания же леза в той ее части, где наблюдается продукт реакции а-> Р + р2-
. 23
Рис. 13. Пространственный разрез диаграммы системы Fe — Со — Ni— Al по плоскостям Fe — CoAl — NiAl (О. С. Иванов)
.£00°
Рис. 14. Пространственный разрез диаграммы системы Fe —Со—Ni — Al, соответствующий равным содержа
ниям Со и Ni (О. С. Иванов)
24
Полное взаимное растворение р и р2-фаз наблюдается в интер вале 850—900°.
На политермической диаграмме разреза с 50% (атомн.) Fe (рис. 15) в равновесии находятся те же три фазы а, р и Рг. Здесь имеются также три поверхности, отделяющие однофазные обла сти а и р,2 от двухфазных а+р,2 и р-|-В2, и две поверхности а3т3т'3а3 и Ь3т3т'3Ь, между которыми находится трехфазная об ласть а + Р + р2. Линия п'3п"3 представляет собой ребро на гра ничной поверхности, разделяющей а- и (а Р,2) -области, кото рое имеется также на аналогичной поверхности в системе Fe —
Ni —Al.
Изотермические разрезы существенно дополняют наши пред ставления о практически наиболее важной области системы Fe — Со —Ni —Al. На разрезе при 500° (рис. 16) кривая атс есть ли ния пересечения граничной поверхности Р,2 /(р + Р2) с граничной поверхностью р,2/(а + р,2). Область трехфазного равновесия а-|- + р + р2 заключена между тремя поверхностями, образованны ми тремя семействами конод, концы которых скользят по трем
парам кривых Ьп — ат, Ьп — ст и ат — ст. Составы р- и р2фаз становятся равными в точке т.
Разрез при 800° (рис. 17) отличается большей взаимной рас творимостью р- и Рг-фаз. Поэтому р+Вг-область уже не достига ет тройной системы Fe — Со — А1, и накрывающая ее поверхность имеет вершину внутри тетраэдра.
В разрезе при 1000° область р-|-р2 уже отсутствует и диа грамма имеет вид, представленный на рис. 18.
Из рассмотренных данных автор делает два важных вывода: 1) в области высококоэрцитивных сплавов системы Fe —
Со — Ni — Al. |
встречаются только |
те фазы и реакции, |
которые |
свойственны |
высококоэрцитивным |
сплавам тройной |
системы |
Fe — Ni — Al; |
|
|
|
2) промышленные сплавы алнико и магнико при высоких тем пературах (1000°) представляют смесь а- и р2фаз, а при низких температурах стремятся перейти в двухфазное состояние р + Р? путем двух реакций а-^р + Рг, Рг-^Рг + Р-
Следует, однако, отметить, что распространение этих выводов на сплавы, содержащие медь (магнико), является до некоторой степени произвольным. Этим возможно объясняется отличие дан ных цитируемой работы о равновесном фазо-вом состоянии спла
ва магнико от данных более раннего исследования, проведенного
А. С. Займовским и Л. М. Львовой [61]’. В последней работе ука зывается, чю в условиях равновесия данный сплав состоит из трех фаз: а, р и Рг. При этом a-фазе приписывается значитель
ное участие в процессах, приводящих к высокой коэрцитивной
силе.
К сожалению, пока не установлена не только диаграмма систе-
1 Цитируется по [62].
25
1200
1000
1300 ■
.1200 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
^1000 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Б |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
tj |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Ск 800 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Qj 600 |
|
|
А |
<г_. |
|
|
|
|
|
|
■ |
|
|
25&?/'9 |
|
|
|
|
|
||
оХ 30. |
|
|
|
|
|
|
||||
400 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
i'-' |
|
|
|
|
t£+ft+JiZ |
|
|
|||
ZOO- |
fL |
|
|
|
|
|
|
|||
|
|
|
|
|
|
Ьз |
|
|
сз ,-^L |
|
Fett |
5 |
10 |
15 |
20 |
25 |
30 |
35 |
|||
40f305FeAl |
Al, °/o (атомн.)
Рис. 15. Пространственный разрез диаграммы системы Fe — Со — Ni — Al, соответствующий 50% (атомн.)
Fe (О. С. Иванов)
500°
tV
Рис. 1G. Изотермическое сечение диаграммы си стемы Fe — Со — Ni — Al при 500° (О. С. Иванов)
26
Рис. 17. Изотермическое сечение диаграммы си стемы Fe —Со —Ni —А1 при 800° (О. С. Иванов)’
Рис 18 Изотермическое сечение диаграммы си-
темы Fe —Со —Ni —А1 при 1000°( О. С. Иванов)
27
мы Fe — Со — Ni —Al — Си, но и диаграмма системы Fe — Ni—
Al — Си, хотя сплавы этих систем уже давно широко применяют ся в промышленности. Отсутствуют также данные о равновесном состоянии сплавов системы Fe—Ni — Al с другими добавками, например с кремнием или титаном, которые также находят при менение в технике. Все проведенные до сих пор исследования сплавов этих четверных систем направлены в основном на изуче ние влияния указанных добавок на магнитные свойства Fe-Ni- Al-сплавов и мало содержат данных о их состояниях.
Попытка восполнить этот пробел для сплавов системы Fe — Ni — Al — Си имеется в недавно проведенной работе А. А. Шекалова. В этой работе были определены температуры перехода
Fe-Ni-Al-Cu-сплавов, содержащих 26—32% Ni, 9—13% Al и 10%
Си, в однофазное состояние. Был применен метод последователь ных закалок со все повышающихся температур. Растворимость определяли по изменению микроструктуры и коэрцитивной силы.
Сравнением полученных данных для медистых сплавов с дан
ными для тройных Fe-Ni-Al-сплавов было показано, что медь не
сколько изменяет положение линии полной растворимости преи мущественно в сторону ее понижения.
Микроструктурным анализом закаленного с различных тем
ператур сплава с 30,05% Ni, 11,06% Al, 9,65% Си, Остальное же лезо было показано, что до 1200° сплав является двухфазным, и вторая фаза растворяется только при 1250°, а вблизи 1300° сплав уже начинает плавиться. На основании этих данных автор прихо дит к выводу, что однофазное состояние сплава наблюдается только в очень узком интервале температур: 1250—1300°.
Этот вывод имеет важное практическое значение, так как ука зывает температуру закалки сплавов АНМ, необходимую для по лучения высоких магнитных свойств.