книги из ГПНТБ / Лившиц Б.Г. Высококоэрцитивные сплавы на железоникельалюминиевой основе

степени размежевания компонентов по фазам распада на первой ступени обработки и об интенсивном дораспаде, идущем на вто­ рой ступени обработки.

Рассмотренные экспериментальные данные приводят к следу­ ющим выводам:

1. Высокая коэрцитивная сила железоникельалюминиевых сплавов возникает в результате распада твердого раствора.

2. Максимальное значение коэрцитивной силы получается в том случае, если распад протекает последовательно сначала в верхнем (850—800°), а затем в нижнем (700—650°) интервале

температур.

3. Роль распада в верхнем интервале температур для возник­ новения максимальной коэрцитивной силы состоит в создани.4

высокодисперсного и, по-видимому, связанного с этим сильно напряженного состояния сплава. Это состояние исследуемых сплавов возникает при кратковременных (1 мин.) выдержках в верхнем интервале температур (850—800°). Увеличение выдерж­ ки до 3 мин. и более вызывает коагуляцию фаз распада, поэтому дисперсность структуры и напряженность состояния фаз распа­ да уменьшаются.

4. При последующем пребывании сплава в нижнем темпера­

турном интервале (700—650°) высокая дисперсность и связанная

с ней сильная напряженность состояния фаз распада вызывают интенсивный дополнительный распад 1 уже частично распавше­

гося в верхнем температурном интервале твердого раствора на базе NiAl — интерметаллида. Дополнительный распад и являет­

ся причиной столь сильного повышения коэрцитивной силы

(от 250 до 510 эрст). Возможность дораспада твердого раствора

на базе железа пока не выяснена.

5. Можно считать, что и при охлаждении сплава с критичес­ кой скоростью распад твердого раствора протекает последова­ тельно по мере охлаждения сплава: сначала в верхнем, а затем в нижнем интервале температур. При этом, конечно, не может быть такого резкого разделения стадий распада, как это искус­ ственно сделано нами в работе, и они непрерывно переходят од­ на в другую. Сначала, по-видимому, образуются фазы, далекие

от предельных составов, а затем они приближаются к равнове­ сию.

6. Предположение [42] о последовательном распаде твердого раствора при старении, приводящем к наивысшей коэрцитивной силе, подтверждено экспериментально, по крайней мере в отно-1*4

1 Это находится в соответствии с данными теоретических работ С. Т. Конобеевского [731, который показал, что напряжения, возникающие при распа­ де твердого раствора, должны вызывать диффузионные потоки. Они всегда на­ правлены так, что ускоряют процесс кристаллизации фаз и, следовательно, способствуют ускорению распада. Напряжения действуют автокаталитически и этим, по мнению автора, объясняются сравнительно большие скорости диффузионных процессов в твердых растворах при их распаде, происходящем с изменением концентрации, например при выделении фаз,

шении р2-фазы. Вероятно, p-фаза обедняется никелем и алюми­ нием, когда [Зг-фаза испытывает дораспад с выделением из нее железа.

7. Используя физические представления о процессах намагни­ чивания высококоэрцитивных сплавов, в настоящее время затруднительно объяснить, каким образом обнаруженный нами

коэрцитивную силу. Это предположение определялось существо­ ванием только одной теории, связывающей коэрцитивную силу с градиентом напряжений [74]. В настоящее время можно пред­ полагать, что в данном случае существенную роль играет одно­

доменный механизм намагничивания [75]. С этой точки зрения

уменьшение содержания железа в |32-фазе и, следовательно, по­ нижение ее намагниченности насыщения увеличивает магнитную

лившейся из |32-фазы в процессе дораспада при 700° (вторая сту­ пень). Выделение никеля и алюминия из [3-фазы, появившейся при 800—850° (если таковое имеет место), также должно было

бы повышать изолированность частиц р-фазы.

ВЛИЯНИЕ НАПРЯЖЕНИЙ НА ВЕЛИЧИНУ КОЭРЦИТИВНОЙ СИЛЫ

Можно полагать, что немаловажную роль в возникновении

высокой коэрцитивной силы играет также напряженное состоя­ ние фаз распада. О большой величине этих напряжений и их влиянии на величину коэрцитивной силы указывается в ряде теоретических и экспериментальных работ советских и зарубеж­ ных ученых.

Так А. С. Займовский [62], рассчитывая коэрцитивную силу для Fe-Ni-Al-сплава по формуле

принимает, что основное значение здесь имеет энергия упругих напряжений U=KS ei . То обстоятельство, что рассчитанная им коэрцитивная сила оказалась в 4 раза меньше, чем она может быть получена в действительности, автор объясняет недостаточ­ ной изученностью истинной величины и распределения напря­ жений в Fe-Ni-Al-сплавах, а также возможностью существова­ ния, помимо механизма вращения, также и смещения границ

между областями спонтанного намагничивания.

Данные, полученные в работах Н. Булгакова и Е. Кондорского [76], при изучении магнитной вязкости сплавов алии и алнико, подтверждают последнее предположение и свидетельствуют о том, что смещение границ доменов играет в процессе перемагни-

50

разность между периодами решеток фаз распада (до 1,6% в рав­ новесном состоянии), автор получил возможность анализировать

кристаллографическую структуру переходного состояния.

состоянии богатая железом фаза растянута в одном направлении,

а богатая NiAl-фаза сжата в том же направлении. На основании

этого экспериментально установленного фактора автор дает ги­ потетическую последовательность кристаллографических струк­ тур при распаде алнико 12 (рис. 40). Аналогичные условия,

по мнению автора, очевидно, имеют место при магнитном тверде-

Рис. 40. Гипотетическая последовательность кристаллографи­ ческих структур (А. Гейслер)

нии также и других сплавов алнико, хотя обнаружение их за­ трудняется слишком малой разницей в периодах решеток фаз распада.

Аналогичные рентгенографические данные, свидетельствую­ щие о чрезвычайно сильных структурных напряжениях в сплаве

FejNiAl после отпуска при 650°, 800 час. приведены в работе Ю. А. Скакова [56]. Несмотря на то что структура образца соот­ ветствовала уже довольно значительной степени коагуляции и

коэрцитивная сила составляла только 106 эрст, все же период 02-фазы в сплаве оказался на 0,15% меньше [а=2,877, отражение

(211) а] периода той же фазы в изолированном состоянии (а — = 2,881) т. е. выделенной электролитическим способом из сплава.

52

На этом основании Ю. А. Скаковым высказано предположе­ ние, что Рг-фаза в сплаве находится в условиях сильного всесто­ роннего сжатия, а p-фаза испытывает столь же сильные растяги­ вающие напряжения со стороны Рг-фазы. Для этого же хсплава после 100 час. отпуска при 850° (Яс —35 эрст) разница в значе­ ниях периодов решеток Рг-фазы в сплаве и в изолированном со­ стоянии находится в пределах ошибки (±0,02%).

Рассмотренные данные позволили автору [56] сделать вывод,

что «наличие упругой связи фаз распада и, следовательно, силь­ ных структурных напряжений является одной из причин высокой коэрцитивной силы».

На явление частичного приспособления между выделяющейся частицей и матрицей путем их взаимной деформации указывает­

Подобные напряжения на границе раздела фаз должны оказы­ вать, по мнению автора, огромное влияние на величину приведен­

ной константы анизотропии и на величину Нс .

Очевидно, высококоэрцитивная сила рассматриваемых спла­

вов вызвана однодоменностью р-кристалликов, причем анизотро­ пия напряжений является основным барьером при вращении

вектора I .

О ПРИЧИНАХ ПОВЫШЕНИЯ МАГНИТНОГО НАСЫЩЕНИЯ

Fe-Ni-Al-СПЛАВОВ ПРИ НАГРЕВЕ ИХ НА 500—600° ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ

ИОБРАБОТКИ II ТИПА

Взаключение обратимся еще раз к вопросу о причинах роста магнитного насыщения Fe-Ni-Al-сплавов при повторном нагреве их на 500—600° после закалки или после обработки II типа. Ра­ нее уже отмечалось, что происходящее при этом явление некото­

рые авторы [55] сводят только к распаду пересыщенного 02-твер-

дого раствора на |3- и [Зг-фазы, составов, указываемых диаграм­ мой равновесия, т. е. почти на чистое железо и соединение NiAl.

Вкачестве доказательства этого положения авторы ссылаются на падение электрического сопротивления в интервале 400—600°. Однако, как показывают данные резистиметрического анализа

[36], это доказательство недостаточно.

Если сравнить величину падения электрического сопротивле­ ния при нагреве образцов в интервале 400—600°, предварительно имевших изотермическую выдержку при 850° от 1 мин. до 9 час. (рис. 35), то можно заметить, что оно очень мало зависит от вре­ мени выдержки, тогда как степень распада твердого раствора при выдержке в течение 9 час. уже чрезвычайно велика и далеко заходит в стадию коагуляции.

Если бы уменьшение электросопротивления объяснялось толь­

ко распадом твердого раствора, то для образца, выдержанного

53

Глава III

СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ ПРИ ОБЫЧНОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ И В МАГНИТНОМ ПОЛЕ

ИССЛЕДОВАНИЕ ВЫСОКОКОЭРЦИТИВНЫХ Fe-Ni-Al-СПЛАВОВ ПОСЛЕ ОБЫЧНОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ;

Исследование структуры высококоэрцитивных Fe-Ni-Al-спла­ вов и механизма структурных превращений при их термической

обработке имеет важнейшее значение для выяснения природы высококоэрцитивного состояния. Как уже отмечалось выше, диф­ фузия в этих сплавах идет исключительно вяло и размежевание

(3- и р2-фаз крайне затруднено. Было показано [15], что микро­

структура сплавов, лежащих в р-, р2-области, выглядит однофаз­ ной даже после трехчасового отжига при 1250° и медленном ох­ лаждении (100°/час) и только после отпуска при 800°, 50 час. приобретает характерный сорбитообразный вид. Это свиде­ тельствует о трудности микроскопического исследования высоко­ коэрцитивного метастабильного состояния сплавов и о целесооб­

разности первоначального изучения равновесных структур. Так, микроисследованиями отожженных сплавов, составы

которых расположены в двухфазной Р+Рг-области, проведенны­ ми О. С. Ивановым [55], было показано, что распад р2-•НЗ+Рг

сопровождается образованием пластинчатых выделений р-фазы.

Плоскости этих выделений совпадают с плоскостью (100) исход­ ной р2-фазы (рис. 42). Такую закономерную ориентировку автор

объясняет наличием максимального коэффициента диффузии в направлении [100]. О. С. Иванов с сотрудниками [80] предполо­ жили, что подобное пластинчатое строение характерно и для вы­ сококоэрцитивного состояния. Авторы пытаются объяснить при­

чину различия в величине коэрцитивной силы, получаемой при обработке II типа и обычной закалке с отпуском. Исходя из сов­

ременных представлений однодоменной теории, они считают, что

в Fe-Ni-Al-сплавах, «при условии выделения однодоменных ча­ стиц p-фазы наиболее эффективной причиной для создания вы­ сокой коэрцитивной силы является наличие у этих частиц вытя­ нутой формы». На этом основании высказано предположение, что в случае обработки II типа пластинки р2-фазы имеют более вытянутую форму, чем после закалки с отпуском. Однако

55

по составу от стабильных фаз, т. е. фаза 02 сильно обогащена же­

лезом, а 0— обогащена никелем и алюминием. Поэтому здесь не удается получить такого удачного сочетания высокой дис­ персности 0-фазы и высокой степени обеднения 02-фазы желе­ зом., как при обработке II типа.

Несомненный интерес представляет в этой .работе попытка установить различие в структурах образцов, полученных путем отпуска на максимум коэрцитивной силы после закалки и путем

обработки II типа, и найти причину значительного возрастания коэрцитивной силы при отпуске (700°, 1 час) после изотермичес­ кой обработки (850°, 2 мин). По заключению авторов структу­ ра образца после обработки II типа более дисперсна, чем образ­

ца, отпущенного на максимум коэрцитивной силы после закалки.

Однако приведенные электронномикроскопические снимки недо­ статочно убедительны для подтверждения этого заключения.

Возрастание коэрцитивной силы при отпуске после изотерми­ ческой обработки авторы объясняют измельчением частиц 0-фа­ зы, т. е. таким, образом подтверждают высказанную ранее [42, 15] гипотезу о «ступенчатом» распаде или последовательном дроблении фаз распада при переходе от высокой (850—800°) к более низкой (700—650°) температуре. К сожалению, авторы ог­ раничились только приведением данных о размерах частиц 0-фа­ зы, не проиллюстрировав этот весьма интересный факт электрон-

номикроскопическими снимками.

Нельзя согласиться с утверждением 'авторов, что структуры закаленного и высококоэрцитивного (после обработки II типа) состояния подобны и характеризуются равноосными выделения­ ми 0-фазы. Такое утверждение, по-видимому, связано с тем, что авторы не учитывают собственной кристаллической структуры

оксидной пленки [40, 81, 82].

» Действительно, кристаллические зерна самой пленки могут быть равноосными и могут иметь размеры, колеблющиеся в до­ вольно широких пределах. Например, для чистого железа [81]

от 100 до 1000 А.

Исходя из представления о равноосности частиц 0-фазы в

этой работе, а также в других работах Н. Н. Буйнова с сотруд­ никами [38, 39], отрицается роль напряжений в создании высокой

коэрцитивной силы.

Подобные представления противоречат теоретическим и экс­ периментальным данным ряда работ советских и зарубежных ав­

торов.

Вопрос о роли напряжений рассматривался во второй главе.

Ниже приводятся данные еще некоторых работ о форме выделе­ ний в высококоэрцитивном и равновесном состояниях и механизм их образования в сплавах.

В работе Ю. А. Скакова [56], впервые экспериментально под­ твердившей гипотезу гетерогенности высококоэрцитивного со­ стояния сплавав алии, путем обстоятельного сравнительного

57

изучения методом световой и электронной микроскопии равно­ весных структур и неравновесных, полученных закалкой и отпус­

ком (Нс от 40 до 280 эрст) и обработкой II типа (Нс = 600 эрст)

показано, что и в последнему случае имеются «пластинчатые обра­ зования железной фазы».

Автор обращает также внимание на то, что в равновесном со­ стоянии (Нс =30 эрст} пластинки железной фазы (р-фазы) имеют правильную прямоугольную форму и ориентированы до

плоскостям куба NiAl-твердого раствора (Рг-фазы). Толщина их около 0,1—0,15 мк, а размеры по ширине и длине порядка 1 — 2 мк (рис. .43). В высококоэрцитивном состоянии после обработ­

ки II типа (рис. 44) и отпущенном состоянии, соответствующем малой степени коагуляции (рис. 45), эти пластины имеют криво­ линейные неправильные очертания. Распад при отпуске закален­ ного сплава проходит одновременно во всем объеме зерна. Пластинчатые образования p-фазы появляются уже в начальных стадиях отпуска (до максимума Нс ). Так как выделяющаяся р-фаза имеет меньший удельный объем, чем удельный объем ис­ ходного раствора и значительно меньше конечного удельного объема матрицы, то последняя вблизи частиц p-фазы будет уп­ руго деформироваться. Основываясь на этом факте и теорети­ ческих представлениях С. Т. Конобеевокого [83], автор предпо­ лагает, что распад имеет автокаталитический характер: пласти­ ны p-фазы растут, выбрасывая в определенном направлении ха­ рактерные «языки» в той же плоскости, в которой они располо­ жены. С понижением температуры и уменьшением продолжитель­

ности отпуска размеры пластинок уменьшаются. Так, например, после 10 час. отпуска при 850° толщина пластинчатых выделений

составляет около 500—600 А, а размеры в плоскости доходят до

0,3—0,5 мк, а после 30 мин. отпуска при 850° толщина пластин

чаях очевидна пластинчатая структура распада. Размеры пласти­ нок p-фазы по грубой оценке автора следующие: длина порядка 0,1 мк, ширина около 0,01 мк, толщина в пределах десятка меж­ атомных расстояний. Следовательно, пластинки имеют резко ани­ зотропную форму.

В результате проведенного .исследования Ю. А. Скаков при­

ходит к заключению, что в основе получения высокой коэрци­ тивной силы у Fe-Ni-Al-сплавов «лежит образование изолиро­ ванных однородно направленных и анизотропных по форме дис­ персных выделений железной фазы внутри слабомагнитной NiAl-фазы». Предполагается, что в высококоэрцитивном состо­ янии эти выделения железной фазы имеют однодоменную

структуру.

58