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

Причиной резкой магнитной анизотропии в рассмотренном выше случае термомагнитной обработки является параллельное расположение доменов выделений и доменов матрицы в плоскос­ ти .(ЮО), как схематично показано на рис. 70. При других на­

правлениях поля это условие не выполняется, и поэтому магнит­ ная анизотропия получается меньше. Это подтвердилось экспе­

риментально электроннодифракционными исследованиями на­ правлений выделений в монокристалле.

В работе высказано предположение, что матрица становится

магнитной в последнюю очередь при охлаждении (при более низ­

ориентировать выделения и структура получилась бы такая же, как на рис. 67, б, даже при отсутствии магнитного поля.

Измерением коэрцитивной силы монокристалла в различных, кристаллографических направлениях показано, что величина анизотропии коэрцитивной силы изменяется в основном парал­ лельно величине константы магнитной анизотропии. Это подтвер­ ждает связь высокой коэрцитивной силы с резкой магнитной ани­ зотропией, возникающей при термомагнитной обработке.

Интересные данные о влиянии макроструктуры на магнит­ ные свойства сплавов алнико, обработанных в магнитном поле,,

приведены в работе Эбелина и Бура [30J. Было показано, что вы­ сокий процент столбчатых кристаллов, оси которых параллель­ ны магнитной оси отливки, сильно повышает максимальную маг­ нитную энергию сплава. Сравнивались два типа структур А и В (рис. 71), полученные из одной плавки алнико 5 (8% А1, 14% Ni,

24% Со, 3% Си, остальное железо) и после одинаковой стандарт-

79,

В работе было показано, что наибольшее приближение к пря­ моугольной кривой размагничивания и наивысшей коэрцитив­ ной силе и, следовательно, наивысшему значению максимальной магнитной энергии получается в кубических направлениях [100], а наинизшие значения получаются в октаэдрических направлени­ ях [111].

Направления [ПО] дают промежуточные значения магнитной энергии. Это убедительно показывают результаты магнитных из­

мерений для спеченного алнико 5 и литого алнико 6, приведен­

ные в табл. 3. Состав алнико 6 отличается от алнико 5 добавкой

1,5% Ti.

Здесь ферроиндукцией называется разность между вели­ чиной максимальной магнитной индукции и соответствующей ей величиной магнитного поля, т. е. магнитное насыщение 4л I* Фактор кривизны С определяется формулой

£ = (вн>чакс

BjHc

Увеличение прямоугольное™ гистерезисной петли (увеличе­ ние фактора С) с приближением магнитной оси к направлению [100] авторы объясняют следующим образом.

При устранении намагничивающего поля направление намаг­ ниченности в отдельных доменах стремится возвратиться к кри­ сталлографической оси максимальной устойчивости, а именно к оси наилегчайшего намагничивания [100]. Если кубическая ось

Глава IV

ВЛИЯНИЕ СОСТАВА СПЛАВА НА ЕГО ТЕХНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА

ВЛИЯНИЕ НИКЕЛЯ И АЛЮМИНИЯ

Рассмотрим влияние концентрации никеля и алюминия в тройных Fe-Ni-Al-сплавах на технические свойства этих сплавов,

по данным исследования [16]. Под техническими свойствами здесь понимаются: остаточная индукция (Вг), коэрцитивная си­

ла (Нс) и магнитная энергия (ВН}макс, а также критическая скорость охлаждения при закалке, обеспечивающая получение наилучших магнитных свойств.

В тех случаях, когда образец не подвергается термической

обработке в магнитном поле, можно ограничиться определением остаточной индукции и коэрцитивной силы и по их произведению

судить о магнитной энергии образца.

Для проверки того, может ли это произведение однозначно характеризовать магнитную энергию образца [23] были отлиты

цилиндрические образцы длиной 300 мм и диаметром 10 мм из-

трех различных сплавов: 28—И (28% Ni; 11% Al), 23,5—14,5— 4,5 (23,5% Ni; 14,5% Al; 4,5% Си) и 21—12—6 (21% Ni; 12% Al; 6% Co). Благодаря соответствующей термической обработке

этим трем сплавам были сообщены приблизительно одинаковые значения остаточной индукции и коэрцитивной силы. Из рис. 72 видно, что практически полное совпадение петель гистерезиса на участке Вг —Нс позволяет пользоваться этими крайними точками для сопоставления сплавов по их энергии.

При выборе метода исследования наиболее существенным являлся вопрос о том, в каком состоянии сравнивать между со­ бой образцы. Для сравнения необходимо было привести образ­ цы к одному и тому же структурному состоянию, при котором каждый сплав обладал бы той наибольшей магнитной энергией,

которую можно из него извлечь. Для каждого сплава была изу­ чена зависимость его магнитных свойств от скорости охлажде­

ния, другими словами, определили критическую скорость охлаж­ дения при обработке II типа. За критическую скорость прини­

рис. 28 видно, что отпуском можно повысить остаточную индук­ цию за счет некоторого снижения коэрцитивной силы. Во многих случаях таким путем можно повысить магнитную энергию спла­ ва, однако уточнение наилучших условий отпуска для каждого

сплава значительно расширило бы работу. Казалось целесооб­ разным провести эту часть работы только на сплавах, имеющих практическое значение. Таким образом, образцы, обработанные при критической скорости охлаждения, обладают почти наи­ большей магнитной энергией, и сравнение их является сравне­ нием сплавов различного состава в одном и том же структурном

состоянии, приближающемся к наилучшему в отношении маг­ нитных свойств.

При сравнении образцов различных сечений одной и той же плавки ясно видно, что в большинстве случаев на тонких образ­ цах удается получить более высокие значения магнитных свой­

ств, нежели на толстых (в условиях наилучшей обработки тех и

других). Объясняется это так же, как и для прочих технических сплавов; чувствительностью к скорости охлаждения. Если по­

верхностный слой толстого образца закален с критической ско­ ростью охлаждения, то его внутренняя часть охлаждалась из­ лишне медленно. При охлаждении середины образца с нужной скоростью охлаждения наружные слои охлаждаются слишком быстро.

Поэтому сравнение плавок различного состава было проведе­ но на образцах строго определенных размеров. Однако для прак­ тического использования полученных экспериментальных данных необходимо было иметь представления о прокаливаемости спла­ вов. Для этого ив каждой плавки отливали образцы четырех се­

чений (8X8, 12X12, 20X20 и 30X30 мм2 при длине 60 мм); об­ разцы при термической обработке охлаждались в различных сре­ дах со скоростями, колеблющимися в широком диапазоне.

Термическая обработка образцов заключалась в нагреве их

до 1250°, выдержке при этой температуре в течение 15 мин. и ох­ лаждении в следующих средах: вода (20°),трансформаторное масло (20°), струя воздуха (от магистрали), спокойный воздух, охлаждение вместе с печью; кроме того, образцы сечением

8x8 мм2 охлаждались в воде (60°).

Для определения скорости охлаждения в различных средах были отлиты образцы (28% Ni, 11% Al) четырех сечений, ука­ занных выше, с цилиндрическим отверстием диаметром 2— 2,5 мм и глубиной 30 мм. В это отверстие вставляли термопару.

После нагрева образцов до 1250° в процессе их охлаждения в той

или иной среде, при 1100, 900 и 700° фиксировалось время, по

1 На некоторых рисунках произведегие Вг Нс обозначено буквой Р.

85

которому строилась кривая охлаждения для каждого сечения образца и охладителя (рис. 73). По этим данным определяли скорость охлаждения при 900°.

В табл . 4 приведены значения этой скорости при 900° для (различных образцов.

Точность измерения времени в указанных температурных ин­ тервалах была достаточно высока,- Расхождения между повтор­ ными замерами не превосходили десятых долей секунды; тем

Рис. 73. Кривые охлаждения образцов с 28% Ni и 11% А1 в различных средах

не менее, приведенные в табл. 4 цифры нужно рассматривать как относительные величины, которые не точно характеризуют процесс охлаждения.

Понятно, что скорость охлаждения, измеренная в тех же ус­ ловиях, но для образца другого состава, будет иной, так как от состава сплава зависят его теплопроводность, теплоемкость и пр.. Кроме того, здесь не учтено вдияние отверстия, которое изменя­ ет массу образца и условия «го охлаждения, по сравнению со

86

сплошным -образцом (особенно это сказывается на образце

-8X8 мм2). В задачи проведенного эксперимента не входило опре­

деление степени соответствия скорости охлаждения пустотелых

образцов и оплошных образцов различного состава, исследован­ ных магнитным методом. Нужно было получить только сравни-

Рис. 74. Зависимость магнитных свойств плав­ ки № 50 от скорости охлаждения (0—20 X X 20 мм2, Q — 12 X 12 мм2)

тельные данные, которые позволили бы систематически рассмот­ реть магнитные свойства, получающиеся при различных терми­ ческих обработках.

Зависимость магнитных свойств от скорости охлаждения ил­ люстрируется рис. 74. Эти кривые имеют общий для всех спла­ вов характер; коэрцитивная сила, остаточная индукция и произ­ ведение этих величин возрастают при увеличении скорости ох­

лаждения, достигают максимальных значений и затем падают.

87

Как правило, максимумы этих трех величин для каждого сплава имеют место при различных скоростях охлаждения. Почти во всех случаях коэрцитивная сила падает после прохождения мак­ симума резче, нежели остаточная индукция. С увеличением кон­ центрации никеля ход кривых (после максимумов) делается бо­ лее пологим. Для высоких содержаний никеля кривые остаточ­

ной индукции по миновании критической скорости охлаждения становятся горизонтальными или даже восходящими.

В ряде случаев кривые остаточной индукции, а также и ко­ эрцитивной силы (в зависимости от скорости охлаждения) пере­ секаются в начальной части (при малых скоростях охлаждения), как это ясно видно из рис. 74. При этом образцам с большим се­

чением соответствует более крутой подъем кривых в их началь­

ной части. С внешней стороны картина такова, как будто более массивные образцы обладают лучшей прокаливаемостью, т. е. приобретают наилучшие свойства при меньших скоростях ох­ лаждения, нежели образцы с меньшим сечением. В действитель­ ности это, конечно, не так, и пересечение кривых . обусловлено лишь методикой их построения.

Скорость охлаждения, нанесенную на оси абсцисс, измеряли в середине образца и она отличается (,в меньшую сторону) от

скорости охлаждения поверхности тем в большей степени, чем толще образец. Величина получающихся свойств зависит, конеч­

но, от некоторой эффективной скорости, которую можно было бы

получить путем усреднения по сечению образца. Таким образом,

принятый метод построения приводит к тому, что значения ско­ рости по осям абсцисс занижены по сравнению с эффективными значениями тем в большей степени, чем толще образец. В тех случаях, когда критическая скорость охлаждения мала, пересе­

чение кривых практически отсутствует, так как чем медленнее охлаждается образец, тем ближе скорости охлаждения на его поверхности и в середине и тем ближе эффективная скорость ох­ лаждения к указанной на оси абсцисс.

Общим для всех сплавов (рис. 75) является повышение ко­ эрцитивной силы и критической скорости охлаждения, а также падение остаточной индукции, при увеличении содержания ни­ келя. Магнитная энергия в основном при этом возрастает.

На рис. 76 приведена зависимость коэрцитивной силы от кон­ центрации алюминия в тройных Fe-Ni-Al-оплавах. Из рисунка видно, что алюминий так же, как и никель, резко влияет на ко­ эрцитивную силу. При постоянном содержании никеля коэрци­ тивная сила возрастает при повышении концентрации алюминия,

достигает максимального значения и затем падает. Максималь­ ное значение коэрцитивной силы наблюдается при 12,5—14,0%

А1 и смещается в этих пределах тем к большим содержаниям этого элемента, чем выше концентрация никеля.

Из рис. 77 видно, что остаточная индукция падает с повыше­ нием содержания алюминия при постоянном содержании никеля,

88