автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Теоретические основы структурообразования, свойства и принципы выбора параметров технологии производства горячедеформированных порошковых магнитных материалов

Р Г Б ОД

О I * ' О ^ Лтт и и ^¿0 На правах рукописи

Гасанов Бадрудин Гасанович

Теоретические основы струюурообразования, свойства и принципы выбора параметров технологии производства горячедефор-мированных порошковых магнитных материалов

Специальность 05.02.01. - Материаловедение (по отраслям)

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Ростов-на-Дону-1998

Работа выполнена в Новочеркасском государственном техническом университете (НГТУ)

Научный консультант: Заслуженный деятель науки и техники РФ, доктор технических наук, профессор Дорофеев Ю.Г.

Официальные оппоненты:

Академик Академия проблем качества РФ, доктор технических наук, профессор Пустовойт В.Н.

Зав. лаб. № 12 ИМЕТ РАН им. A.A. Байкова доктор технических наук, профессор, академик РАЕН Бурханов Г.С.

Зам. генерального директора

АО "НПО Магнетон",

доктор технических наук, Беляев И.В.

Ведущая организация: АО НЛО "Тулачермет"

Защита состоится " 31 " марта 1998 г. в 14.00 на заседании диссертационного Совета Д.063.27.04. в Донском государственном техническом университете по адресу

344010, г. Ростов-на-Дону, пл. Гагарина, 1, ауд. 252

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке ДГТУ

Автореферат разослан "27"февраля1998 г.

Ученый секретарь совета, доцент, к т.н.

Общая характеристика работы

Актуальность проблемы. Среди новых технологических процессов порошковая металлургия (ПМ) занимает одно из ведущих мест, т.к. позволяет получить более чистые и точные по составу материалы, создать новые технологии и сплавы, значительно уменьшить или полностью исключить механическую обработку, снизить материальные и энергетические затраты, разработать экологически безопасные и ресурсосберегающие технологии. Однако традиционные методы ее не обеспечивают потребности промышленности в материалах с высокими физическими, механическими, эксплуатационными и технологическими характеристиками вследствие наличия у них остаточной пористости. Для производства материалов и изделий из них с минимальной пористостью наиболее эффективны методы, основанные на горячей обработке давлешгем металлических порошков, композиций и пористых заготовок, из которых наиболее перспективно динамическое горячее прессование (ДГП).

Несмотря на интенсивное расширение в последние десятилетия областей применения порошковых магнитных материалов в машиностроении, электротехнической и электронной промышленности, бытовой технике и на увеличение количества публикаций в этом направлении существуют определенные трудности при освоении технологий производства мапштопроводов и магнитов с требуемым уровнем свойств. Это связано с тем, что большинство работ в основном посвящено оптимизации химического состава и изучению влияния технологических параметров на их свойства. Недостаточно исследовались закономерности формирования структуры материалов на разных стадиях технологического процесса, не изучено влияние деформированного состояния и структуры сплава на кинетику фазовых превращений, диффузионных и рекристаллизационных процессов в порошковых материалах. Отсутствуют аналитические выражения и практические рекомендации по их использованию для определения времени гомогенизирующего спекания пористых двух- и многокомпонентных прессовок из порошков различного химического и гранулометрического составов и диффузионного отжига деформированных материалов с гетерогенной структурой, и т.д.

Цель работы. Создать научные основы структурообразования горячеде-формированных порошковых магнитно-мягких и дисперсионно-твердеющих магнитотвердых материалов и разработать принципы оптимизации технологии производства из них магнитов, магнитопроводов и целыгопрессованных магнитных систем с требуемым уровнем свойств.

Для достижения этой цели в работе поставлены следующие задачи:

1. Разработать методы расчета и анализа деформированного состояния металла при обработке давлением пористых тел и построить диаграммы рекристаллизации низкоутлеродистой электротехнической стали и железоникелевых сплавов.

2. Исследовать особенности протекания диффузионных процессов и разработать методы расчета эффективных коэффициентов взакмодиффузии и вре-

мени гомогенизации при спекании пористых и отжиге горячедеформированных порошковых гетерогенных систем.

3. Установить закономерности структурообразования и изучить кинетику распада пересыщенных растворов при термомагнитной обработке дисперсионно-твердеющих сплавов и создать принципы оптимизации параметров технологии горячего прессования, ТО и ТМО магнитов из них.

4. Разработать технологию получения горячедеформированных магнито-проводов, магнитов, цельнопрессованных магнитных систем и принципы расчета инструмента и оснастки для их производства.

Автор защищает.

1. Совокупность аналитических и расчетных методов определения деформированного состояния металла при обработке давлением пористых заготовок и выявленные особенности протекания восстановительных процессов при ТО горячедеформированных порошковых сталей и сплавов.

2. Теорию взаимной диффузии в двухкомпонентных пористых системах, уравнения диффузии, методы определения эффективных коэффициентов взаимной диффузии и времени гомогенизирующего спекания.

3. Теорию распада пересыщенных твердых растворов при термомагнитной обработке дисперсионно-твердеющих порошковых сплавов и влияние режима ТО и ТМО на морфологию модулированных структур.

4. Технологию получения практически беспористых порошковых магни-топроводов, магнитов и цельнопреесованяых магнитных систем, конструкций специализированных пресс-блоков, штампов и установки.

Научная новизна.

1. В соответствии с основными положениями механики сплошных сред сформулированы принципы оценки деформированного состояния металла при обработке давлением пористых заготовок. Установлена аналитическая связь между вектором перемещения характерных точек пористого тела с компонентами тензора деформации частиц порошка, определяемые через диады, как скалярные произведения векторов базиса сопутствующей системы координат. Экспериментально установлены границы использования различных теорий и формул для определения деформированного состояния металла при разных схемах прессования.

2. Исходя из того, что процесс взаимной диффузии в пористых гетерогенных системах определяется градиентами химических потенциалов компонентов составлены уравнения диффузии, позволившие разработать аналитические зависимости для определения эффективных коэффициентов взаимной диффузии с учетом известных, непороговых, механизмов массопереноса при спекании.

3. Впервые теоретически и экспериментально показано, что при оптимизации режимов гомогенизации гетерогенных систем гранулометрический состав порошков целесообразно выбрать в соответсвии с параметрами диффузии компонентов. Созданы способы определения времени гомогенизирующего спекания пористых двухкомпонентных систем с учетом состава порошков, концентрации

и парциальных коэффициентов диффузии компонентов, степени пластической деформации частиц и пористости изделий.

4. Теоретически показано влияние размера и формы пор, а также инородных включений на кинетику спинодального распада пересыщенных растворов при термомагнитной обработке и установлено, что предельное отношение Щ сильномагнитной сц-фазы в железохромкобальтовых сплавах определяется магнитостатической и поверхностной градиентной энергией фаз.

5. Установлено, что наложение концентрационных и фазовых напряжений стимулирует образование кластеров ближнего порядка и зародышей ’/-фазы при горячей деформации пористых заготовок в дисперсионно-твердеющих сплавах; обосновано, что их наличие снижает магнитные свойства и обуславливает необходимость проведения диффузионного отжига железохромкобальтовых сплавов при закалке на а-твердьш раствор перед ТМО.

6. Построены диаграммы рекристаллизации и установлена зависимость микроструктуры и свойств горячедеформированных магнитно-мягких материалов от химического и гранулометрического состава порошков, объяснена природа их мелкозернистостей структуры.

Практическая цетюсть. Разработаны технология получения порошковых железохромкобальтовых мапштов, горячедеформированных магнитопроводов из низкоуглеродистой стали и пермаллоев и цельнопрессованных магнитных систем для внутрирамочных измерительных приборов, которые позволили получить изделия с высоким комплексом физико-механических свойств, удовлетворяющим современным требованиям и обеспечить экономический эффект от внедрения предложенных технологий более 1 млн руб в год (в ценах 1991 года).

Апробация работы. Основное содержание диссертации отражено в одной монографии и 64 статьях, опубликованных в журналах "Порошковая металлургия", "Известия СКНЦ ВШ" и др., в сборниках научных трудов, и в 10 авторских свидетельствах и патентах.

Результаты работы были доложены и обсуждены на следующих международных конференциях, симпозиумах и совещаниях: Закопане - 1975 (ПНР), Тале

- 1982 (ГДР), Шумперк - 1984 (ЧССР), София - 1987, Суздаль -1990,1994; на всесоюзных конференциях: "Горячее прессование" (1976, 1979, 1982, 1985); "Порошковая металлургия" (1979, 1985); "Постоянные магниты" (1982, 1985, 1991) и др., а также на региональных конференциях, семинарах и научно-технических конференциях вузов.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, семи глав, общих выводов, списка использованной литературы, приложений и содержит: 249 страниц текста, 19 таблиц, 129 рисунков, 302 названий литературных источников и 14 страниц приложений.

Содержание работы Глава 1. Деформированное состояние металла при обработке давлением пористых тел

Поскольку структура конструкционных, инструментальных, мапштных и других материалов существенно зависит от степени термомеханического воздействия, то при оптимизации технологии получения горячедеформировашшх магнитов, магнитопроводов и цельнопрессованных магнитных систем необходимо определить деформированное состояние металла. Принципиальное отличие деформации пористого тела от компактного заключается в том что, в процессе обработки давлением форма и объем заготовки изменяются в результате деформации металлического каркаса и пор. Степень пластической деформации е, определяемая по изменению геометрии пористого тела не характеризует деформированное состояние металла. Поэтому для ее определения могут быть использованы дополнительные соотношения, разработанные на основе: уравнений уплотнения и состояния (Скороход В.В., Дорофеев Ю.Г., Штерн М.Б., Коваль-ченко B.C. и др.);условий пластичности пористых тел (Грин Р.Дж., Кун H.A. Шимма С., Лаптев А.М. и др.); принципов о эквивалентных деформациях и напряжениях (Скороход В.В., Петросян K.JI. и др.); изучения кинетики деформирования частиц (Балыпин М.Ю., Жданович Г.М., Витязь П.А. и др.).

Уравнения состояния (определяющие уравнения) для разных моделей, предложенные различными авторами неоднозначны и совместно с условиями текучести позволяют определить в основном напряженное состояние если известны компоненты тензора макродеформации или скоростей деформации, и заданы функции пористости (а, ß, ср, 14/) и их показатели степени (т и п). Известные аналитические выражения, предложенные для определения е, могут быть использованы для оценки средней степени деформации металла при прессовании порошковых смесей в случае изменения объема тел, т.к. oini являются функциями пористости. При значительной пластической деформации, связанной с изменением формы и объема деформируемого тела, необходимо установить связь между параметрами макродеформации и компонентами тензора деформации металла частиц.

Для определения степени деформации частиц автор предлагает использовать дискретно-контактный (геометрический) способ. Для этого рассматривают частицу порошка как континуум определешюй формы и выбирают сопутствующую систему координат, координатные линии которой совпадают с линиями, соединяющими центры трех ближайших контактируемых частиц, а начало отсчета является геометрическим центром рассматриваемой частицы. В процессе деформации пористой заготовки сопутствующая система координат деформируется вместе с частицами, меняются ее векторы базиса . Поэтому компоненты

тензора деформации металла (£ ”) определены через диады, как скалярные произведения векторов базиса:

Допуская, что сопутствующая система координат при деформации преобразуется афинно и центры межчастичных контактных поверхностей перемещаются только вдоль координатных линий, выражаем через начальный базис:

е j + к

сШ"

о

(2)

У

где к - коэффициент укладки частиц (к=2/3); сШ “ и 511 * - приращение вектора

перемещения пористого тела и межчастичного контакта; (1а" - элемент материального волокна заготовки до деформации.

Составлены аналитические зависимости, которые, используя конечноразностные методы, позволили выразить gi, <Ш * и dU через насыпную (0Н), начальную (0О) и конечную (0) относительные плотности прессовок и опреде-

М

лить характерных материальных точек частиц порошка. В частности, компоненты тензора деформации в центре частиц порошка определяются по следующим формулам:

е„ =к

ди?

Аа^1

1 +

ди‘

1-ди*

(1-ДиГо)2;

(3)

АТТ11

1-ди* + к-—— • ди^ . 2‘ Да? '

{ьди^-^-Ли^ок-

1-Д1Г* +к—^

. ’ Даг ) п“0

и т.д.,

4 п

<е0(е-е0)к;

где ди^ = ,Д11* = -

■ л2(©о+0н+©о®п) л2(1-ДИ"о) (0^+©2+0о0)

число контактов, приходящихся на одну частицу при ©->1, - среднестатистиче-

о

ский радиус частиц(принимается за единицу при оценке ё; и б,).

Глава 2. Экспериментальное исследование деформированного состояния

металла при обработке давлением порошковых заготовок Для экспериментального определения степени деформации частиц и оценки предложенных, для этой цели формул было моделировано уплотнение свинцовых шариков в закрытой пресс-форме. После прессования модели разбирали и определяли число контактов пк, приходящихся па один шарик, и площади контактных поверхностей 5К. Установлено, что с увеличением относительной плотности с 0,65 до 0,95 пк возрастает с б до 10-11. Экстраполируя построенные кривые для разных моделей из насыпанных шариков получено, что при 0->1

П ” =12. Поскольку измерить абсолютную степень деформации шариков в зоне контакта невозможно, то после некоторых преобразований получена система уравнений, позволяющих найти Л1)* как функцию от 8К (АП=0). Это позволило определить степень деформации шариков по формулам, предложенных различными авторами. В частности, для волокна длиной Лю, совпадающего с координатной линией & и равной по .модулю радиусу шарика

Ер‘ =л/2^7+1“1:

1

4(0-0,)

30

1 +

<0(0-ен) *2(02+0^+00н)_

+1-1.

(4)

Сравнивая вычисленные значения с экспериментальными установлено, что для

модели из шариков разного диаметра степень деформации при 0И=О,61 и 0=0,9 равна около 0,21, а вычисленная по формуле (4) =0,22.

Деформированное состояние металлического каркаса пористого тела было исследовано также путем определения степени деформации медных цилиндров (г. ь), вставленных в прессовки из порошка ПЖ2МЗ (ГОСТ 9849-74). Четырехслойную шихту прессовали при разных давлениях, спекали при 950°С, часть их них уплотняли динамическим горячим прессованием (ДГП). Спеченные и горя-чедеформированные образцы разрезали, готовили микрошлифы и измеряли высоту цилиндриков при увеличении х50. Выявлено, что при остаточной пористости прессовок после холодного прессования в пределах 25-40% значения е>, для медных цилиндриков, определенные экспериментально и ем для частиц порошка железа, вычисленные по следующей формуле '

(5)

V

2ву -гц -г^ +1-1,

(подставляя в нее значения е^1, определенные по выражениям (3)), существенно отличаются (п„ и, - направляющие косинусы рассматриваемых материальных волокон). При горячей деформации заготовок с пористостью 15-40% £)„ определенная по экспериментальным результатам, возрастают с 0,08 до 0,3, накоплен-

ная (суммарная) ек изменяется в пределах 0,28-0,33 и не зависит от 0О. Экспери-менталыше значения ей хорошо согласуются с вычисленными по формулам (3) и (5) величинами ем.

Несмотря на значительные успехи, достигнутые в последнее время по теории пластичности пористых тел, и наличие математических моделей, описать процесс пластической деформации при горячей и холодной деформации (штамповке) деталей сложной конфигурации достаточно трудно. Один из способов решения краевых задач в таких случаях является определение кинематических параметров в характерных сечениях заготовок на разных этапах их формования с целью исследования напряженного состояния, а также изучения рекри-сталлизационных процессов. Поэтому в качестве примера оценено деформированное состояние при ДГП конической шестерни с хвостовиком. Для этого на одну' половину спеченной при 1100°С, 2 ч заготовки наносили координатную

сетку с шагом 1 мм, после ДГП определяли АН ” каждой ячейки и по формулам (3) вычисляли компоненты Б^. Например, при 0а=О,26; 0о=О,75; 0=0,99;

= 12; Яч~1; К,о=1 — и [0 и к=2/3 для одной из ячеек у корня зуба получено: в зоне межчастичного контакта в центре частицы

|0,36 -

4=1- -°’21 | - - -0,21

(знак минус показывает, что по соответствующим координатным линиям волокна удлиняются). Кинематический анализ полей деформаций по значениям компонент тензора макродеформации (Ь” ) и металла частиц | позволяет определить сТц и разработать рекомендации по проектированию заготовки, обеспечивающее более однородную степень термомеханического воздействия на металл при ДГП.

Глава 3. Диффузионные процессы при гомогенизации порошковых гетерогенных систем Физические свойства магнитных материалов очень чувствительны к концентрационной неоднородности. Поэтому изучение особенностей взаимной диффузии на разных стадиях технологического процесса и влияние на этот процесс состава порошков, пористости изделий, схем деформации позволило оптимизировать параметры гомогенизирующего спекания и отжига. Макро-, микро- и субмикропоры, а также характерный микрорельеф частиц в порошковых системах обуславливает наличие вогнутых и выпуклых поверхностей металлического каркаса, что приводит к изменению химического потенциала ц, и градиента вакансий в зависимости от размеров и формы пор и частиц. В связи с этим при составлении уравнений диффузии пористых систем было учтено их влияние на

0,36 0,12 -

■ 8М = 0,12 -0,09 -

— — —

массоперенос. Для ноликомлонентной пористой системы уравнение плотности диффузионного потока ¡-го компонента в зоне контактного перешейка разнородных частиц имеет следующий вид:

1

j=l ЭС; ЭРД

(6)

где УС; и УРЛ - градиенты концентрации и лапласовского давления, У^ - атомный объем ¿-го компонента.

Поскольку прямые методы решения уравнений типа (6) отсутствуют, то выдвигая постулат о независимости диффузионных потоков компонентов при спекании двухкомпонентных систем и рассматривая формальные механизмы массопереноса в них, имеем

К=За{^) + За{^) =

В,

дс

А

8х1

ак +

Б

А дх,

ох,

дР

дх

г А

•О-«.)

1 /

(7)

где С А - парциальный коэффициент диффузии компонента А в беспористых

А - коэффициент объемной диффузии, обусловленный действием

Рл; Од- коэффициент поверхностной диффузии, связанный с изменением (ДА на поверхности пор от точке к точке независимо от концентрационного фактора ; гч Г

П А -коэффициент диффузии в газовой фазе; ак - относительная величина

(ак =5К / 8общ).

На основе анализа известных работ (Пинеса, Гегузина, Джонса и др.) по описанию массопереноса в результате реализации различных механизмов при спекании пористых систем получаем, что

р у р°(*) (

ктя2„

(кТ)я

2 л

1

- + —

(8)

Из выражения (8) следует, что диффузионные потоки в область межчас-тичных контактов при спекании, обусловленные лапласовским давлением, зависят от коэффициентов поверхностного натяжения металла а;, температуры спекания и обратно пропорциональны квадрату радиуса контактного перешейка Яд. Допускаем, что поверхность пор в зонах межчастичных контактов компонентов представляет собой фигуру, образованную вращением параболы вокруг оси, проходящей через ее центры. Тогда

Найдено, что для двухкомпонентных взаимнорастворяюгцихся пористых тел

&А.

а '

' ^ (Ц\СП + ^ВСа) ' ' «к +(1'Л-\ССБ ^ШСЛ)--^

Выражение (10) представляет собой систему дифференциальных уравнений, характеризующих распределение компонентов в зоне контактов разнороден дк д ( \

ных частиц. Так. как

Зх

ai •

Зх

а;-----

1 йхЫ,

то с увеличением радиуса

контактного перешейка или при сфероидизации пор влиянием лапласовских сил на диффузионный массоперенос можно пренебречь.

Общепринято оценить влияние макро- и микропор на диффузионные процессы в порошковых системах по величинам эффективных коэффициентов са-модиффузии Бэфф или взаимной диффузии О Эфф. Представим коэффициент взаимной диффузии в пористых смесях как сумму: Оп = В+ВЭфф. Тогда из уравнений диффузии (6)-(8) имеем

Оп О ■ оск + ¡¡1^- (1 (хк)-(ху

8_

дх.

_1_

О Эф ф

а

к Т Я

О - “к) °аСА +

к Т т

2 7С

(И)

(12)

+ с

кТК п

Здесь Dъщ характеризует изменение диффузионных потоков в пористых телах

в полях напряжений лапласовских сил. Если упругость паров и коэффициенты поверхностного натяжения компонентов и сплавов мало отличаются, то

^эфф

АСА +^АСа)

авУв

кТК„

ад

(13)

Глава 4. Гомогенизация в порошковых сплавах При использовании порошков компонентов и их лигатур в процессе получения различных материалов гомогенизацию проводят или при спекании прессовок, или после их горячей или холодной обработки давлением. Первый вариант предпочтительнее, т.к. наличие пор и других макро- и микродефектов ускоряет диффузионный массоперенос и предотвращает образование диффузионной пористости при отжиге. В случае появления при спекании хрупких структурных

составляющих (например, при спекании сплавов альни и алышко) или снижения пластичности в результате взаимного растворения компонентов (система Fe-Si) и образования промежуточных фаз, необходимо использовать второй вариант.

В связи с тем, что большинство магнитных сплавов и изделий из них после холодной или горячей деформации необходимо подвергать рекристаллиза-циошюму и диффузионному отжигу, а также в связи с замедлением процессов массопереноса в результате сфероидизации нор при длительном спекании, то особый интерес представляет проведение частичной гомогенизации при спекании и окончания ее в процессе последующей ТО, при которой диффузионные процессы снова интенсифицируются из-за появления новых микро- и субмикро-пор, как источников и стоков вакансий (Жердицкий Н.Т.).

Время гомогенизации tr горячедеформированных гетерогенных сплавов можно определить непосредственно по решениям уравнений диффузии для бсс-пористых систем (Герцрикен, Райченко, Огородников и т.д.). Для этого разработаны различные критерии степени гомогенизации (Райченко А.И., Анциферов

В.Н. и др.).

Из решений уравнений диффузии также следует, что переход от начальной концентрации Сд к конечной сА (в гомогенном состоянии) в любой точке беспористого неоднородного по концентрации порошкового сплава можно приблизительно описать выражением

метр, имеющий различные значения и разное определение в зависимости от факторов, влияющих на диффузионные процессы в порошковых смесях, ^ - время релаксации концентрации, которое примем за параметр гомогенизации с уче-

взаиморастворяемых частиц; Ф - величина, зависящая от начальных и граничных условий при решений уравнений диффузии.

Для пористых систем в случае, когда массоперенос по поверхности частиц и через газовую фазу протекает со скоростью значительно большей, чем по металлическому каркасу, для расчета времени гомогенизации на основе формул (14) предложено следующее выражение:

где - среднестатистическое расстояние в зоне контакта между взаимораство-ряемыми частицами компонентов; Яс - условный среднестатистический радиус частиц компонента-растворителя; В - коэффициент взаимной диффузии

Здесь A¡jk - коэффициенты Фурье, D - коэффициент взаимной диффузии - пара-

2

том размерного фактора, I с - среднее приведешюе расстояние между центрами

(15)

^0 = 1)лСд + Г)вСд Т) А - парциальный коэффициент диффузии растворяемого элемента (диффузанта).

Для двухкомпонентной смеси из частиц порошка со среднестатистическим диаметром с1д и (1в при их объемной концентрации Сд и Ср

, _ Ра+Зв)2 {, ¡)г_____________________~4 (,,2 'г

? I 1----------------- 0СК Н----------------------------------1 14- ¡—

(9о-9») А во (во-в„) во-0-(в-0о)

1 - / V , (X*. — ---------1------------- ,

(б 0 +90-0Н +бн) 1_0н 1-00

Если известен коэффициент взаимной диффузии в пористых системах В (или В Эфф), то при вычислении ^ по формулам (14) вместо О можно использовать Вп, а вместо /;с - среднее расстояние между цетрами частиц компонентов А и В в прессовках. Эта величина зависит не только от гранулометрического состава порошков, но и от их концентрации в сплаве. Анализ выражения (12), используя экспериментальные данные, показал, что в пористых двухкомпо нент -ных системах О Эфф в основном зависит от парциальных коэффициентов поверхностной диффузии компонентов О * и

\l-cu

г =^1^-(1-|)2Ксв)32 Вак +(“вУвСд6|, -ссдУдСвбд)^

(17)

™1П

где к - иостоя!шая Больцмана, Т - температура спекания, °К.

Для экспериментальной оценки времени гомогенизации и проверки возможности использования'формул (12), (15) и (17) при расчете бьши использованы порошковые сплавы на основе систем Ре-№, Ее-М-Мо и Ре-Сг-Со. Результаты микрорентгеноспекгрального анализа, а также измерение магнитных свойств показали, что спекание при 1200°С с выдержкой не менее 16-18 ч обеспечивает достаточно равномерное распределение компонентов в сплаве 50Н, расчетное время гомогенизации по формуле (16) для образцов этого сплава из порошков железа (ёРе = 80 МКМ) и шпселя ((1№ = 40 мкм)при во=0,7 и 0=0,9 составляет 14,2 ч. С ростом содержания никеля в сплаве и с уменьшением размера частиц^ снижается (рис. 1, а). Если (1Ре не превышает 10-12 мкм, то время гомогенизации

а б

Рис. 1. Зависимость времени гомогенизации (вычислено по формуле (16)) от концентрации никеля при спекании (г - 1200 °С, 90 - 0,7, 0 = 0,9) системы Ре-М и от размера частиц (ё) порошков и компонентов, мкм: а - никеля (1-10, 2 - 40, 3 - 60, 4 - 80, сГРе =80); б - железа (1 - 10, 2 - 20, 3 - 40, 4 - 80, 5 -160, <1№ =40)

сплавов при любой концентрации никеля в несколько раз меньше, чем в случае использования мелких порошков никеля (рис. 1,6). В частности, сплав, содержащий 20% (ат.) № необходимо спекать при 1200°С для полного взаимного растворения компонентов в случае когда с1м—10 мкм и 3Ре=80 мкм около 25 ч, а если <1Ы1=40 мкм и ёРе=10 мкм, то 1г=4 ч. Такие же результаты получены при спекании сплавов Ре-Сг-Со. Таким образом, при оптимизации режима гомогенизирующего спекания пористых гетерогенных систем прежде всего следует рационально выбрать гранулометрический состав порошков компонентов, т.е. размер частиц компонента, у которого парциальный коэффициент диффузии больше, должен быть меньше, чем у компонента с более низким коэффициентом гетеродиффузии. Кроме этого, наиболее интенсивно процесс растворения протекает при 9о~0,7^0,75 и с повышением температуры спекания 1, экспоненциально уменьшается.

Для расчета !, по формуле (17) были определены аналитическим методом Любова-Максимова коэффициенты взаимной диффузии С и В п по концентрационным кривым, полученных спеканием и отжигом различных диффузионных пар Ре-№. Сравнивая значения ^ вычисленные но формуле (17), с экспериментальными установлено, что относительно удовлетворительная корреляция времени гомогенизации получается пря содержании растворяемого компонента в сплаве менее 10-15% (ат.). Это объясняется тем, что ири невысокой концентрации одного нз компонентов скорость диффузии растворяемого элемента к частице порошка-растворителя не превышает скорости его растворения в ней. Если

Озфф >0, то Гг, вычисленное по формуле (17), будет ниже требуемого. Следовательно, формула (16) более универсальна и рекомендуется для вычисления ^ при спекании гетерогенных пористых систем. Аналогичные вывода.! можно сделать, если сравнить расчетные и экспериментальные значения ^ при гомогенизирующем спекании железохромкобальтовых и железоникельмолибденовых сплавов.

Глава 5. Порошковые магнитотвердые сплавы на основе системы Ре-Сг-Со Из всех широко применяемых для изготовления методами порошковой металлургии постоянных магнитов сплавов и соединений систем: Ре-Ьа-А], Ре-№-А1-Со, Ре-Со-V, 1Ч-Со, Мп-А1-С, Со-Бга, Ре-М(1-В и ферритов Ва, Бг наи-лучгттим сочетанием технологических, магнитных и механических свойств при относительно невысокой стоимости обладают деформируемые железохромкобальтовые сплавы. Высококоэрцитивное состояние их формируется в результате распада пересыщенного а-твердого раствора на ферромагнитную а \ -фазу с по-вышегшым содержанием кобальта и железа и слабомагнитную «2-фазу, в которой преобладает хром. Магнитные свойства сплавов на основе системы Ре-Сг-Со зависит в большей степени от химического состава, технологии получения и параметров термической и термомагнитной обработки. На основе анализа многих работ и с учетом рекомендаций по составу, ТО и ТМО изучено влияние содержания Сг и Со, а также легирующих элементов (Т1, А1, N1), V, Мо, ¥.0 на

структурообразование и свойства порошковых железохромкобальтовых сплавов. Установлено, что диапазон концентрации Сг, при котором коэрцитивная сила по индукции (Не) имеет набольшее значите, зависит от содержания кобальта в сплаве. С увеличением концентрации Со с 8 до 12% (мае.) оптимальное содержание Сг изменяется от 26 до 28%, для сплавов, в которых содержится около 15% Со, этот диапазон составляет 24-26%. При дальнейшем увеличении концентрации Со необходимо соответственно повысить содержание Сг до 28-30%. В частности, у сплава Х28К20 (28% Сг и 20% Со) максимальное значение Не (54-55 кА/м) получено при концентрации 28% Сг, а у сплава Х30К23 Нс=58-59 кА/м при содержании 30% Сг. Аналогично зависит от содержания Сг и Со максимальная удельная магнитная энергия (\Утах) спечетшых и горячедефор-

мированных сплавов, а остаточная индукция их (Вг) с ростом концентрации парамагнитных компонентов Сг всех исследованных сплавов монотонно снижается.

Легирующие элементы в зависимости от эффекта их влияния на магнитные свойства порошковых железохромкобальтовых сплавов следует разделить на две группы. К первой относятся КЬ, Та, V и 81, которые обладают значительной химической активностью и связывают углерод и кислород, стабилизируют сц-фазу и улучшают механические и технологические свойства сплавов. Экспериментально показано, что повышение магнитных свойств железохромкобальтовых сплавов наблюдается при введении их в порошковую шихту в виде лигатуры (Сг-Со-л.э). К второй группе относятся Мо и \У, которые увеличивают параметры решетки «г-фазы и концентрационную неоднородность, соответственно, повышают вклад граничной межфазной энергии при расслоении а-фазы в процессе ТМО и последующего старения. Наиболее высокие значения Не и 'А'-,аХ получены при легировании низкокобальтовых сплавов ниобием в пределах 1,5-2%, среднекобальтовых - молибденом (3-4%) и высококобальтовых кремнием (1-1,5%) и молибденом (3-5%).

При оптимизации режима горячей деформации порошковых сплавов экспериментально было установлено, что применение защитных газов с температурой точки росы (т.т.р.) минус 20-25°С не позволяет исключить окисление поверхностных слоев пористых заготовок в процессе их нагрева и подачи в штамп (время 4-6 с). Толщина окисленного слоя у спеченных прессовок из сплава Х26К15МЗ составляла 1,0-1,5 мм, у неспеченных - 2-4 мм. Поверхностная пластическая деформация спеченных пористых заготовок, рекомендуемая проводить в галтовочных барабанах или на вибромашинах, позволяет уменьшить толщину окисленного слоя до 0,1-0,2 мм и снизить общее содержание кислорода в железохромкобальтовых сплавах, по сравнению с необработанными, с 0,3 до

0,12-0,14%.

Повышенная дефектность порошковых сплавов, большая флуктуация по легирующим добавкам, наличие свободных поверхностей пор и лапласовских давлений, обусловленных их кривизной, увеличивают свободную энергию системы и влияют на кинетику фазовых превращений (Ермаков С.С., Гуревич Ю.Г.). Используя метод координатной сетки на основе микроструктурного, рентгенофазового анализов и измерения микротвердости построены фрагменты политермических сечений псевдобинарных сплавов Ре-Сг при различной концентрации кобальта и легирующих добавок. Это позволило оптимизировать режим закалки сплавов на а-твердый раствор. Анализ полученных С-образных кривых показал, что с повышением содержания Со в сплавах минимальный инкубационный период а—»у-превращешш уменьшается с -100 с для сплава Х28К12 до -15 с дня сплава Х28К20. Легирование сплава Х28К12 ниобием и Х26К15 молибденом увеличивает инкубационный период а—>ол у превращения в 5-7 раз, снижает температурный интервал (сН7)-области, но способствуют появ-

лагшо непосредственно над областью спинодального распада а+ст - зоны . Установлено, что гомогенизирующий отжиг после ДГП стабилизирует а-фазу и в 2-3 раза уменьшает критическую скорость закалки на пересыщенный твердый раствор. Выявлено, что ТМО сплавов с содержанием Со<17-18% можно провести непосредственно после охлаждения с температуры рекристаллизациионно-диффузионного отжига до температуры стабильного состояния а-фазы с последующей загрузкой магнитов в установку ТМО. Сплавы, с концентрацией кобальта выше 20%, могут быть подвержены ТМО только после закалки.

Как известно, термообработка в магнитном поле ниже температуры Кюри влияет на морфологию продукта спинодального распада. По теории Кана изменение мапштостатической энергии должно стимулировать развитие параллельных композиционных волн и текстуру фаз распада тогда, как минимизация упругой энергии должна стимулировать процесс изоморфного распада в ОЦК-твердом растворе по направлениям <100>матрицы. Расчеты показали, что параметры решеток а]- и а2-фаз после ТМО и старения в тройных Ре-Сг-Со и легированных 1\'Ь и Б1 сплавах различаются менее чем на 0,2-0,3%, а упругая энергия, обусловленная степенью несоответствия решеток ев, мало влияет на анизотропию формы выделений а]-фазы. В процессе ТМО выделения «[-фазы вытягиваются вдоль приложенного ноля независимо от кристаллографической ориентации зерен под действием магнитостатической энергии. Отношение их длины к диаметру (£1д) после полной обработке на высококоэрцитивное состояние в сплавах Х28К12Б и Х28К20С не превышает 3-5. Из экспериментальных данных сделан вывод о том, что атомы и N1), у которых атомные диаметры больше, чем атомный диаметр Мо, или сосредоточены преимущественно в «¡-фазе, или распределены равномерны в обоих фазах. В сплавах, легированных Мо, в высококоэрцитивном состоянии 0,8-0,85%. Поэтому предположено, что наложение упругих напряжений когерентных межфазных границ, обусловленных градиентом концентрации Мо, и мапштострикционных напряжений приводит к увеличению анизотропии формы выделений а!-фазы в них. Расчеты показали, что константа мапштокристаллической и магнитостртщиошюй анизотропии (К) упорядоченной арфазы составляет 1,6-104 Дж/м3 и в случае ориентации выделенной арфазы по направлению <111> К повышается на 2,4-10э Дж/м3. Намагниченность насыщения «¡-фазы (4л;13) возрастает в процессе распада твердого раствора при ТМО и дораспада при старении с ~1,0 до 1,6 Тл в связи с увеличением в ней концентрации Со и Ре. Допуская, что выделения арфазы имеют эллиптическую форму, диаметром с! и длиной I, и 1г=1,2 Тл найдено, что для частиц сферической формы, у которых коэффициент размагничивания N=0,333, Ер=1?52-104 Дж/м3, а при //(1=6 (N=0,043) Ер=1,96-103 Дж/м3. Упругие напряжения, обусловленные распадом а-км • а2> предложено определить по формуле:

процессе ТМО модули упругости не изменяются и при 1г640°С С~2-104 МПа, а ен=0,002, «0,15 и Щ=5, тогда Еу«0,12 Дж/м3, т.е. в железохромкобальтовых

сплавах упругие напряжения практически мало влияют на форму выделений агфазы и в том случае, если они легированы молибденом и вольфрамом (е„=0,008).

Для определения энергии межфазных границ (градиентная энергии концентрации компонентов) выделений агфазы формой овоида предложено следующее выражение:

зах; аа2 - параметры решетки а2-фазы (матрицы); Хч - период модуляции; к -постоянная Больцмана. В случае, когда С(1[ =0,03, Щ= 1, а =0,2863 нм,

морфологию структуры рассматриваемых сплавов определяют магнитостатическая Ер и поверхностная (градиентная) энергия Е8 и предельное для данного состава и режима ТМО значение £к1 получаем из условия равенства Е5 и Ер:

где уа а2 - удельная межфазная энергия, зависящая от градиента концентрации компонентов в аг и а2-фазах. Поскольку размагничивающий фактор К=Ш?/с1), то для оценки I/с! по формуле (20) построена номограмма (рис! 2). Также выявлено, что с понижением температуры ТМО дисперсионно-твердеющих сплавов период модуляции уменьшается, площадь межфазной поверхности и градиент концентрации компонентов в аг и а2-фазах возрастают. Соответственно, Е, увеличивается и ограничивает отношение £/й (соответствует точке пересечения линий 1-4 и 5-9). Расчеты показали, что максимальные значения Не и ЭДта* могут быть получены в случае проведения ТМО в области температур начала

(19)

1 1 . , где са1 и Са2 - атомная концентрация 1-го компонента в соответствующих фа-

(20)

фазового превращения a->ai+a2, когда значения j -> min. Обоснова-

но, что магнитное поле должно быть приложено непосредственно в начале ТМО, т.к. после расслоения q-фазы без поля удельная энергия межфазных границ существенно возрастает и отношение Ий при ТМО увеличивается незначительно. На основе проведенных исследований и составленных рекомендаций оптимизированы режимы ТМО и старения предлагаемых для изготовления магнитов сплавов Х28К12Б, Х26К15МЗ и Х28К20С. Выявлено, что в случае проведения циклической ТМО с амплитудой 15-20°С время их обработки можно снизить с 40-45 до 20 мин.

1 2 3 4 5 б 7 8 9 //d

Рис. 2. Номограмма для определения предельных значений l/d выделений aj-фты при ТМО жеяезахромкобалылсвых магнитов, соответствующих точкам пересечения линий магпитостатической (Ep=f(JJ,l-4), межфазной градиентной (Es=f(|c^ — j ), 5-9) энергий: I -J,= 1,0 Тл; 2 - 1,2; 3 - 1,4; 4 - 1,6; 5

- ^ j" = 0,0005; 6 - 0,001; 7 - 0,003; 8 - 0,005; 9 - 0,007.

Влияние пористости и неметаллических включений на Вг и \\'ТП1<,Х объясняют уменьшением полезного объема ферромагнетика и возникающие на поверхности пор небольшие размагничивающие поля снижают общую намагниченность материала (Альтман А.Б., Гладышев П.А. и др.). Сравнивая значения максимальной удельной энергии (кДж/м3 и кДж/кг) при различной пористости (О ) выявлено, что снижение энергии не компенсируется уменьшением расхода металла. Например, у спеченного сплава Х28К20С с увеличением 9 с 4 до 14%

\\''шах снизилось на 58%, '«V ™ах- 40% тогда, как масса ферромагнетика уменьшалась при этом всего на 10%. Поэтому предположение о компенсации снижения \Vmax экономией металла во всем интервале пористости не подтверждается.

С ростом кривизны пор увеличивается роль лалласовских сил и поры с развитой поверхностью с одной стороны повышают степень влияния упругих напряжений на кинетику а—>а]+а2 - распада, а с другой - активизируют диффузионные процессы и появляется возможность протекания этого превращения гетерогенным зарождением. Для оценки величины упругих напряжений (Па) в сплавах около поверхности пор получено следующее выражение:

Сп“ яп и* (21)

где а; - удельная поверхностная энергия. Если пора вытянута, то у ее вершины 1\Г1«К, а у малой полуоси Кп»П и во всех случаях г>К. У поверхности пор (К=г) модуль полного напряжения при К„я1 мкм составляет около 3,5-4 Па. При слабой магнитострикции в поликристаллах (когда /‘чоо^-ш®'^) и Я/ггЛ энергия, обусловленная лапласовским напряжением у поверхности пор,

7 /з"

Еа = — (22)

^ п

Допустим, что -10 б, а,~1 Дж/м2; "р ~2 мкм, тогда по формуле

(22) получим Еа=;12 Дж/м3, т.е. Еп«(Ез и Ер). Следовательно, снижение Вг и \Утах связано в основном с образованием замыкающих доменов у пор. С учетом того, что образование замыкающих доменов на поверхности пор и включений будет энергетически выгодно, когда их радиус станет больше некоторого критического значения Я "р, при котором магнитостатическая энергия пор | будет равна суммарной энергии, связанной с образованием структуры замыкающих доменов, найдено, что

п /2хт т2

, Уж / - >

-пр / 3

где У90 - удельная энергия 90°-й доменной границы; Ып - размагничивающий фак-

*?р = —^/гВД, (23)

Р / 3

тор пор; пр - коэффициент, учитывающий отношение диаметра замыкающего домена к его длине (пр=2КУ £ 3).

Анализ проведенных по формуле (23) расчетов показывает, что если замыкающие домены сильно вытянуты вдоль приложенного поля (пР~0,03) и

4тс15=1,0 Тл, то для сферических пор II "р~11 мкм, а дня пор, у которых Кь/К6=4 И ~6о мкм. Если принять пр=0,5, то при той же намагниченности насыщения

для сферических пор (^/1^=1) Я '|р -0,9 мкм, а для пор с Ка/Яв=:4 Я "р ~4 мкм.

Следовательно, если проводить закалку и ТМО после высокотемпературного спекания или отжига, в процессе которых поры приобретают форму близкую к

сферической, то И °р таких пор увеличивается и замыкающие домены вокруг

них не образуются даже при $ =8-10%. В процессе горячей и холодной деформации поры вытягиваются в направлении течения металла, изменяется их объем и форма, поэтому даже у пор размером 1,5-2 мкм могут образоваться замыкающие домены с разным направлением вектора намагниченности. Соответственно, модулированная структура вблизи пор зависит не столько от общей пористости, а от их формы и ориентации относительно направления приложенного магнитного поля. Расчеты показали, что при образовании у пор замыкающих доменов,

^ которых направлен под углом 90° к силовым линиям внешнего поля, структура сплава в зоне пор должна изменяться в результате их магнитостатического воздействия. Если пР=0,5, то объем ферромагнетика занимаемый ими V., = I,/л/2 • в • V. В частности, при &=5% У3=4% от общего объема ферромагнетика, а при &>12-13% этот объем может превышать 10%, что существенно повлияет на Нс, \Утах и Вг магнитов.

Изучено влияние режима ДГП и отжига на структурообразовахше и свойства сплавов Х28К12Б, Х26К15МЗ и Х28К20С. Обосновано, что наложение концентрационных и структурных напряжений должно стимулировать образование кластеров ближнего порядка и зародышей у-фазы различных размеров при горячей деформации и последующим охлаждении, а также при нагреве холодноде-формировашшх сплавов. Изучено влияние легирующих добавок на эти процессы. Впервые теоретически обоснована необходимость проведения рекристалли-зационно-диффузионного отжига с выдержкой не менее 0,8-1 ч при закалке на а-твердый раствор перед ТМО.

Глава 6. Структурообразование и свойства горячедеФормироваяных порошковых магнитно-мягких материалов на основе железа.

К магнитно-мягким относятся ферро- и ферримагнетшш, которые обладают высокими значениями максимальной (цти) и начальной (цо) магнитной проницаемости, низкой коэрцитивной силой, малыми потерями на перемагничива-ние в переменных полях (Руя) и высокой индукцией (В10, Вэ и Вг). Основной

причиной более низкого уровня свойств спечашых электротехнических сталей и сплавов по сравнению с катанными является их повышенная пористость, наличие инородных включений и, связанная с этим, неоднородная структура Процесс рекристаллизации при горячей деформации пористых заготовок и спекании прессовок отличается от катанных сталей тем, что с ростом площади физических межчастичных контактов создается возможность миграции границ зерен из одной частицы в другую. Ее протеканию препятствуют поры, пленки на поверхности частиц порошков и включения. В связи с этим порошковые стали отличаются мелкозернистой и неоднородной структурой. Величина зерна и степень неоднородности структуры - важные характеристики магнитно-мягких материалов, определяющие уровень их физико-механических свойств. Размер зерна низкоуглеродистой стали после ДГП зависит от степени деформации металла ем, температуры нагрева заготовок, химического и гранулометрического состава порошков железа. С уменьшением ем при ДГП (1100°С) до 12-14% с!ср практически не меняется, а при г,„~6-9% (исходная пористость заготовок составляла 10-12%), по видимому, соответствующей критической, значения их почти в 4-5 раз выше, чем при ем>10-12% (0=17-20%). Наличие нерастворимых включений существенно уменьшает величину зерна в низкоуглеродистой стали после критической степе™ деформации металла при ДГП, а структура стали при этом крайне неоднородна. Построенные диаграммы рекристаллизации второго рода показали также, что с повышением температуры ДГП сЦР при всех значениях ем увеличивается. В частности (1ср при 1„=800°С и ем=20% составляя 12-15 мкм, а после ДГП при 1100°С и ем-20% с1ср=г25-27 мкм. Аналогично зависит размер зерна от си и 1„ горячедеформированных порошковых сплавов 50Н, 79НМ и электротехнической железокремнистой стали.

Магнитно-мягкие материалы после горячей и холодной деформации подвергают рекристаллизациошюму отжигу. Для прогнозирования их свойств построены также диаграммы рекристаллизации низкоуглеродистых сталей и пермаллоев, показывающие зависимость с!ср от ем при ДГП (1100°С) и температуры отжига (т-1 час). Отжиг образцов из порошка ПЖ2МЗ после ДГП при 500-700°С не привел к изменению структуры. После отжига при 800°С зерно заметно растет, наряд}' с собирательной протекает и вторичная рекристаллизация. При отжиге выше температуры а—>у превращения протекает только собирательная рекристаллизация. Обосновано, что стали, получаемые горячей деформацией пористых заготовок, отличаются характерной мелкозернистой структурой, являются наследственно мелкозернистыми. Размер зерна и магнитные свойства горячедеформированных сталей зависит не только от режима ДГП и отжига, но размера частиц порошка и их качества. Сравнивая диаграммы рекристаллизации и магнитные свойства образцов горячедеформированной стали из порошка ПЖОМ1 и ПЖ2МЗ выявлено, что при достижении определешюго значения размера зерна, характерного для данной температуры отжига, его рост практически прекращается, соответственно, Вю, Цтах и Не повышаются с увеличением време-

ни выдержки незначительно. Магнитные свойства сталей из порошков железа разных марок зависят не только от режима получения и отжига, но и от размера частиц, способа их получения, структуры и состава порошков. Оптимальными для получения методом ДГП нелегировашюй низкоуглеродистой стали можно считать чистые порошки с размером частиц от 160 до 450 мкм, а более низкого качества (ПЖ2-ПЖ4) - менее 160 мкм.

Свойства легированных Р и Si горяледеформированных сталей в большей степени зависят способа введения их в шихту. Наилучшим сочетанием свойств обладают стали с использованием лигатур, содержащих около 20 Si. Шихта из лигатур, содержащих менее 10%, плохо прессуется, т.к. их порошки получают помолом в шаровых мельницах. Часть кремния находится в спеченных сплавах в связанном виде, образуя пленки оксидов и фаялита вокруг частиц ферросилиция. Гомогенизирующее спекание прессовок в вакууме (0,01-0,05 Па) перед ДГП позволяет повысить (Vi* и незначительно понизить удельные потери, но не исключило частичное окисление кремния за счет восстановления им оксидов железа и взаимодействия с кислородом, захлопнутым в закрытых порах. Поэтому при использовании порошков ПЖ2МЗ и лигатуры Си 75 свойства образцов, полученных по режиму: гомогенизирующее спекание при 1250°С, 2 ч; ДГП и отжиг при 1100°С, 2 ч почти в 1,5-2 раза ниже (^„¡«=2370, Нс=128А/м, p7,s/5o=6,95 Вт/кг), чем изготовленных по этому режиму из порошков ПЖОМ и лигатуры Си 20 (Итах=5300, Нс=67 А/м, Р7,5/50=4,82 Вт/кг).

Уступают по магнитным свойствам горячедеформированные порошковые пермаллоя 50Н и 79НМ катанным, если они изготовлены из порошков железа марок ПЖ2МЗ (ПЖВ2) и никеля ПНЭ-1. Образцы, полученные горячей деформацией пористых заготовок, спеченных при 1300°С, 8 ч в водороде и отожженные также при 1300°С, 6 ч имели рт.к=(1,04-1,12)-104, которая ниже требований ГОСТ, предъявляемых к сплаву 50Н (uniK>2-10'j. Это объясняется не столько гомогенностью сплава, а тем, что средний размер зерна после отжига порошковых сплавов в 3-4 раза меньше, чем у катанных. В случае, применения карбонильных порошков железа (Р-10) и никеля (ПНК1Л5) ¡.ц11а, образцов, спеченных в два этапа (780°С, 3 ч и 1250°С, 6 ч) и отожженных после ДГП при 1300°С, 3 ч составила 3,1-104, а Пс~6,7 А/м. Эти значения выше требований ГОСТа. Существенное преимущество имеет ДГП перед другими методами порошковой металлургии при использовании распыленных порошков сплавов 50Н и 79НМ. Максимальная магнитная проницаемость неспеченных перед ДГП пермаллоя 50Н из распыленных порошков после отжига при 1250°С, 6 ч ниже (цтах=1,4-104, Нс=20 А/м), чем у катанного сплава. Аналогично зависят свойства горячедефор-мировашюго пермаллоя 79НМ от свойства порошков компонентов и параметров технологии. Характерные свойства некоторых, порошковых магтштно-мягких материалов приведены в табл. 1.

Технология получения и свойства порошковых магнитно-мягких, материалов

Технология получения и ее Марка порошка, В ю, Тл Цтах' •10'3 Не, А/м Р 7,5/50, Вт/кг Р, Ом • мм2 и, %

параметры состав сплава м

1. ДТП, отжиг 1100°С, 2 ч ПЖ0М1 1,56 6,3 51 22 0,10 1

2. ДТП, отжиг 800°С, 2 ч ПЖ0М1 1,46 5,0 65 22,5 0,11 1

3. Прессование и спекание ПЖ0М1 1,26 2,1 125 26,8 0,13 8-10

100 МПа; 1100°С, 2 ч

4. ДТП, отжиг 1100°С, 3 ч Ре+0.8%Р 1,38 2,78 80 12,3 0,24 2

5. Прессование и спекание 100 МПа; Ре+0.8%Р 1,24 2,8 142 14,7 0,26 8-9

П00°С, Зч

6. ДТП и отжиг 1200°С, 3 ч Бе+4 %Ы 1,25 4,5 76 6,1 0,55 3

7. Спекание, ДТП и отжиг 1300°С, Ре+4 %81 1,3 6,1 60 4,72 0,52 2

2 ч; 1100“С, 1 ч

8. Прессование и спекание 100 МПа, Ре+4 %81 1,14 3,9 87 6,2 0,64 7-8

1300°С, 2 ч

9. Прессование и спекание 100 МПа; Ре+4 1,2 2,8 88 - - 6-8

1250°С, 4 ч

10. Двухкратное прессование и спе- Ре+1% Р 0,97 - 160 - - 8

кание 900°С, 2 ч и 1250, 4 ч

11. Прессование, спекание 780°С, 3 ч. и 1250°С, 8 ч.; ДТП, отжиг 50% М (ПНК1Л5)+ +50% (Р-10) _ 39 6,5 - - 1,0

1200°С, 8 ч.

12. Прессование, спекание 1300°С, 6 ч.; ДТП, отжиг 1250°С, 12 ч. 50%№(ПНЭ-1)+ +50% Ре (ПЖ2МЗ) - 20,2 12,0 " ~ 1,0

Глаза 7. Технология производства порошковых магнитоггооводов. магнитов. целъноггоессованных магнитных систем и их промышленные

реализации.

Общими операциями разработанных технологий получения горячедефор-мированных мапштопроводов, магнитов и целыюпрессованных магнитных: систем являются приготовление шихты, формование пористой заготовки, ДГП и последующая ТО и ТМО. Различие требований, предъявляемых по свойствам магнитно-мягким и магнитотвердым материалам обуславливает некоторое отличие вариантов технологий их производства. Поскольку было обосновано, что магнитные характеристики и их стабильность мапштопроводов зависят от параметров технологии и состава порошков, то при использовании порошков с содержанием свободного железа более 98,5-99% и углерода менее 0,04-0,05% рекомендуется следующий режим технологического процесса: формование заготовок пористостью 10-12 или 27-28%, кратковременный нагрев в диссоциированном аммиаке при 1050-1100°С, горячая деформация с приведенной работой уплотнения 180-250 МДж/м3, отжиг в защитной среде при 850°С, 3 ч или 1100°С, 1 ч. Механическую обработку магнитопроводов (в случае необходимости) нужно проводить до отжига, а чистовую обработку можно провести и после него. Если используются порошки низкой чистоты (ПЖ2МЗ, ПЖР2МЗ, ПЖЗМ1 и др.), то их лучше довосстанавливать при 700-720°с, 2-4 ч или прессовки из них пористостью более 25-27% нужно спекать при 1100-1150°С, 1-1,5 ч или нагреть перед ДГП в восстановительной среде не менее 20-30 мин. Однако, даже в этом случае магнитопроводы из таких, порошков уступают по магнитным свойствам нелегированньш электротехническим сталям марок 10895, 10880 и др.

(ГОСТ 11036-75).

Время нагрева пористых заготовок перед ДГП (в мин) в камерных электропечах предлагается определить по формуле

Сру1Кп т

------^ + (24)

^ лр *

где Ср - средняя удельная теплоемкость железа (С'Р~705 Дж/кг, °С); коэффициенты \^0,046, С11р=4,5б; т и Р - масса и площадь поверхности заготовки, Кп - коэффициент, учитывающий влияние пористости на время нагрева

- Кп=1+0,07-9+0,33--Э2; время выдержки (при кратковременном нагреве тв=1,5-2 мин). Наиболее эффективен для нагрева перед ДГП индукционный нагрев. Но с увеличением пористости прессовок возрастает потребляемая при этом мощность. Например, при ?=20 кГц и 3-10% потребляемая мощность для нагрева до 1100°С спеченных образцов равна 0,74, а неспеченных - 1,28 кВт-ч/кг, а при &=35% - 1,415 и 3,169 кВт-ч/кг, соответственно.

Разработаны технологии, технические условия и составлены рекомендации по проектированию пресс-форм, штампов и средств технологического оснащения горячедеформировашшх мапштопроводов для громкоговорителей 8

видов, ярмо магнитных систем 3-х наименований и других изделий (всего 16). Экономический эффект от освоения технологии получения мапштопроводов для 4-х громкоговорителей составил 138 тыс. руб. в год (в ценах до 1991 г.), а их всех деталей - 670 тыс. руб.

Анализ номенклатуры магнитов, целесообразных изготовить по разработанным технологиям из сплавов Х28К12Б, Х26К15МЗ и Х28К20С, показал, что их лучше применить в замен литейных сплавов: ЮНДК15, ЮНДК18С, ЮН13ДК24С, ЮН13ДК24, ЮН14ДК24, ЮН15ДК24 (ГОСТ 17809-72), а также вместо спеченных - ММК2 - ММК8 (ГОСТ 17809-72). Наиболее широкое применение могут найти порошковые сплавы Fe-Cr-Co для магнитов магнитных систем измерительных приборов, роторов и статоров микроэлектродвигателей, магнитных опор, динамиков и т.д. Технологический процесс горячедеформиро-ванных и спеченных порошковых магнитов из предлагаемых сплавов включает следующие основные операции: выплавка лигатуры (Cr-Co-Nb, Сг-Со-Мо, Cr-Co-Si) в открытых индукционных печах типа ИСТ-016; размол слитков в щё-ковой дробилке (ДЛЩ 80/150) и помол в шаровой мельнице (М100 или М-151) в течении 6 ч; приготовление шихты используя чистые железные порошки марок ПЖО, ПЖ1 или в некоторых случаях ПЖ2; прессование при давлениях 500-1000 МПа на пресс-автоматах (например, КА8124); гомогенизирующее спекание при 1280-1300°С, 3 ч в вакууме давлением не более 0,1-0,2 Па; поверхностная пластическая деформация спеченных заготовок в галтовочных барабанах или на вибромашинах; ДГП после индукционного нагрева до 1050-1100°С на быстроходных кривошипных прессах (типа K2J30); рскристашшзацион-но-гомогенизируклций отжиг при 1200-1300°С (в зависимости от марки сплава) в течении 0,8-1 ч и закалка в воде; ТМО и ступенчатое старение.

Железохромкобальтовые сплавы отличаются более высокими, чем другие мапштотвердые сплавы, механическими и технологическими характеристиками и удовлетворительными магнитными свойствами (табл. 2 и 3). В частности, после закалки на a-твёрдый раствор сплавы Х28К12Б, Х26К15МЗ и Х28К20С имеют: ств=560-610 МПа; стт=470-510 МПа; 5=7-10%; у-16-18%;

KCU=240-460 кДж/м2; HRB-85-95. После старения эти характеристики существенно изменяются: §=1-2%; аь-750-900 ММа; HRC=38-43. По разработанной технологии изготовлены магниты 7-наименований. В ПО "Магнит" освоено производство железохромкобальтовых магнитов из сплава Х28К20С для микродвигателей, индикаторов и трехфазных индукционных электросчетчиков объемом более 70 т в год. Экономический эффект в результате внедрения новой технологии производства магнитов в АО (ПО) "Машит" составлял 324 тыс.руб. в год (б ценах до 1991 г.).

Одним из важнейших преимуществ методов порошковой металлургии является возможность получения при меньших затратах цельнопрессованных магнитных систем. Расчеты показали, что при внедрении технологии ДГП цельнопрессованных магнитных систем внутрирамочных измерительных приборов за-

Химический состав, режимы ТМО и ТО и основные магнитные свойства порошковых сплавов Ре-Сг-Со

Химический состав, % (мае.) Параметры технологии получения Режим отпуска в„ Тл нс, кА/м ^щах, кДж/м3

Ре+28Сг+12Со+1,5М> Спекание -1280°С, Зч; ДТП; закалка - 1200°С, 1ч; ТМО в интервале 700-6203С, &=30°/мин. 620°С, 600°С и 580°С, 1ч; 560°С, 4ч; 540СС, 6ч. 1,22-1,30 40-44 16-19

Ре+26Сг+15Со+ЗМо Спекание 1300°С, 3 ч; ДТП; закалка - 1200°С, 1 ч; ИТМО - 645°С, 40 мин. 620°С и 600°С, 1ч; 580°С, 2ч ; 560°С, 4ч. 1,15-1,2 51-54 16-18

Ре+28 Сг+20Со+1 в; Спекание - 1280°С, 3 ч; ДТП; закалка - 1250°С, 1ч; ИТМО - 645°С, 40 мин. 600°С, 1ч; 580°С, 2ч; 560°С, 4ч. 1,05-1,15 55-61 15-18

Таблица 3

Механические свойства горзчедеформированных порошковых железохромкобальтовых сплавов после различной обработки.

Сплав, способ получения и термической обработки с., МПа От, Мпа 5, % ‘Р, % КСЦ кДж/м3 Твердость няс шш

Х28К20С, ДТП 725-733 592-611 5 10 205-232 20-25 -

Х28К20С, закалка 560-608 466-481 9 16 240-316 - 90-95

Х28К20С, ИТМО 742-760 512-542 4 7 65-83 35-40 -

Х28К20С, старение 753-784 1 3 21-37 38-43 -

Х28К12Б, закалка 553-560 480-490 10 18 460-480 - 85

Х26К15МЗ, закалка 580-610 480-520 7 16 260-290 90-93

траты по труду снижаются в 3-4 раза, а коэффициент использования металла повышается с 0,45-0,5 до 0,95-0,98.

Основная сложность при освоении новой технологии получения магнитных систем заключается в механизации и автоматизации производства цельнопрессованных заготовок. Разработаны новые схемы и рекомендации по проектированию загрузочных устройств и пресс-блоков для получения в производственных условиях биметаллических прессовок с вертикальным расположением слоев, которые защищены двумя авторскими свидетельствами на изобретение. Спроектирована и изготовлена установка ДГП для производства магнитов и магнитных систем, включающая ориентирующее устройство, индуктор для нагрева спеченных заготовок в диссоциированном аммиаке, штамп и средства технологического оснащения для подачи заготовок и удаления системы. Экономический эффект от внедрения технологии получения магнитных систем только двух внутрирамочных измерительных приборов составляет 240 тыс. руб. в год (в ценах до 1991 г.).

Общие выводы

1. Согласно с основными принципами механики сплошных сред разработаны способы определения деформированного состояния при обработке давлением пористого тела. Выведены формулы, позволяющие вычислить компоненты тензора деформации металла через диады, как скалярные произведения векторов базиса сопутствующей системы координат. Установлена аналитическая связь

и „

между о ^ в центре и контактной зоне частиц с вектором перемещения характерных точек "представительного" элемента с учетом изменения пористости заготовки. Это позволяет оценить степень термомеханического воздействия на структурообразование горячедеформированных порошковых материалов.

2. Созданы методы экспериментальной оценки степени пластической деформации металла ем. Определены области применения разработанных различными авторами аналитических выражений для ее вычисления. Установлено, что при горячей и холодной деформации пористых заготовок хорошая корреляция с экспериментальными значениями достигается при определении деформированного состояния по формулам (3) и (5).

3. Составлены дифференциальные уравнения, описывающие распределе-

ние компонентов в зонах контакта разнородных частиц пористых порошковых систем, на основе которых предложены формулы для определения эффективных коэффициентов взаимной диффузии. Аналитически обосновано, что лапласов-ское давление в пористых системах обусловливает диффузионные потоки в область межчастичных контактов и при сфероидизации пор массоперенос в порошковых сплавах зависит в основном от градиента концентрации компонентов, т.к. дк/дх->0. •

4. Предложены способы определения времени гомогенизирующего спекания и отжига гетерогенных систем с учетом характеристик порошков, концен-

тратпга компонентов и значений их парциальных коэффициентов диффузии, степени пластической деформации металла, исходной и конечной плотности сплавов. Впервые аналитически и экспериментально установлено, что при оптимизации режима гомогенизации гетерогенных сплавов гранулометрический состав порошков компонентов целесообразно выбирать в соответствии с их параметрами диффузии.

5. Сформулированы основные закономерности структурообразования го-рячедеформированных железохромкобальтовых магнитотвердых сплавов. На основе расчетных данных обосновано, что форму выделений сильномагнитной фазы при ТМО дисперсионно-твердеющих сплавов определяют в основном магнитостатическая и градиентная межфазная энергия и наибольший эффект ТМО достигается при проведении ТМО в области температур начала распада пересыщенного твердого раствора, т.к. Е5<ЕР,

6. Впервые теоретически и экспериментально показано влияние пористости и инородных включений на кинетику структурообразования при ТМО железохромкобальтовых сплавов. Предложены формулы, позволяющие оценить критический радиус пор, у которых при ТМО образуются замыкающие домены, влияющие на морфологию продуктов спинодального распада и на магнитные свойства железохромкобальтовых сплавов.

7. Построены фрагменты политермических сечений сплавов системы Бе-Сг-Со и кинетические кривые фазовых превращений для оптимизации режима термической обработки. Впервые обосновано, что наложение концентрационных флуктуаций, фазовых структурных напряжений должно стимулировать образование кластеров ближнего порядка и зародышей у-фазы при горячей деформации и нагреве холоднодеформированных сплавов, что обуславливает необходимость проведения высокотемпературного (диффузионного) рекристалли-завдонного отжига при их закалке на а-твердый раствор. Выявлено, что Сг, а также легирующие добавки 81, МЬ, V и другие активные к кислороду элементы нужно вводить в онпсту в виде лигатур с определенной концентрацией компонентов, выплавленных в индукционных печах.

8. Построены диаграммы рекристаллизации второго рода горячедеформи-ровапной нелегированной низкоуглеродистой стали и железоннкелевых сплавов - пермаллоев, а также диаграммы их рекристаллизации, показывающие связь между размером зерна, степенью деформации металла и температурой отжига, которые позволили прогнозировать свойства магнитопроводов из них и оптимизировать параметры технологии получения горячепрессованных маггагт-но-мягких материалов. Показано, что размер зерна низкопористых магнитно-мягких материалов существенно зависит от гранулометрического состава и качества порошков железа. Наиболее высокие свойства горячедеформированных жслезокремниевых электротехнических: сталей получены при введении кремния в виде лигатур с железом с его содержанием не более 20%. Разработана технология получения и технические условия на материал и изделия - магнитопроводов

16 наименований, что позволило получить экономический эффект 670 тыс. руб. в год (в ценах 1991 года).

9. Показана эффективность применения для изготавления постоянных магнитов сплавов Х28К20С, Х26К25МЗ и Х28К12Б взамен литых и спечешшх из сплавов альнико и магнико. Разработана технология получения железохром-кобальтовых магнитов 6 наименований. Экономический эффект от внедрения технологии получения магнитов 3 видов из сплава Х28К20С в ПО "Магнит" составил 323,58 тыс. руб. (до 1991 г.).

10. Создана технология получения цельнопрессованных биметаллических изделий с вертикальным расположением слоев. Разработаны схемы формования и принципы проектирования пресс-форм и загрузочных устройств для получения методом ДГП цельнопрессованных магнитных систем и измерительных приборов на основе железохромкобальтовых сплавов и нелегированной стали. Внедрение новой технологии получения магнитных систем двух наименований позволило получить экономический эффект 240 тыс. руб. в год ( в ценах до 1991 г.).

Основные положения диссертации освещены в 74 научной публикации, в том числе:

1.Скориков Е.А., ЛамковЬС.К., Гасанов Б.Г. Влияние температуры и времени отжига на магнитные свойства и структуру магнитопроводов, полученных из железных порошком методом ДГП. //Тр. Новоч. политехи, ин-та. - Новочеркасск, 1974. - т. 291. - С. 14-19.

2.А.С. №466949 СССР. Способ получения спеченных магнитных материалов. /Ю.Г. Дорофеев, В.И. Литошенко, Е.А. Скориков, Б.Г. Гасанов/ Бюлл. изобр. - 1974. - №21.

3.Гасанов Б.Г. Получение динамическим горячем прессованием Ре-Р магнитомягких материалов. //Тр. Новоч. политехи, ин-та. - Новочеркасск, 1975. - т. 309. - С.72-76

4.Дорофеев Ю.Г., Гасанов Б.Г., Мирошников В.И. Некоторые закономерности горячей пластической деформации и уплотнения пористых порошковых заготовок. //Материалы IV Межд. конф. “Порошковая металлургия”/. - ПНР. За-копане, 1975. -4.1. - С. 65 - 80.

5.Дорофеев Ю.Г., Гасанов Б.Г., Скорикои Е.А. Рекристаллизация порошкового низкоуглеродистого железа, полученного методом ДГП. //Порошковая металлургия, 1975. -№4. - С. 71-74.

6.Гасанов Б.Г., Егоров С.Н., Дмитровский В.Н. Пластичесх<ая деформация при прессовании порошков. /Яр. Новочерк. политехи, ин-та, 1975. - т. 319. - С. 63-68.

7.Дорофеев Ю.Г., Гасанов Б.Г. Определение степени деформации материала при динамическом горячем уплотнении пористых заготовок. //Порошковая металлургия. - 1976. - №8. - С. 35-39.

8.Гасанов Б.Г. Влияние степени деформации при ДГП на размер зерна порошкового железа, //Горячее прессование. III Всесоюзн. научно.-техн. конф.

- Новочеркасск - 1976. -С. 11.

9.Дорофеев Ю.Г., Гасанов Б.Г. Диаграмма рекристаллизации порошкового железа, полученного методом ДГП. // Порошковая металлургия, 1978.-№1,-С. 45-47.

10.Дорофеев Ю.Г., Гасанов Б.Г., Стопченко А.Ю. Влияние химического

состава и режима ТО и ТМО на структуру и свойства порошковых спечешшх сплавов на Fe-Cr-Co основе. //Приборы, средства автоматизации и системы управл. /Тез. докл. VII Всесоюзн. конф. По постоянным магнитам. - М., 1982. -

С. 39-40. '

11.A.C. №1161246 СССР. Установка для динамического горячего прессования деталей из порошковых заготовок. /Ю.Г. Дорофеев, А.И. Полищук, Б.Г. Гасанов, В.В. Куликов, А.Ю. Стопченко/ Бюлл. изобр. - 1985. - №22.

12.Дорофеев Ю.Г., Гасанов Б.Г. Особенности формирования структуры и технология получения горячей штамповкой биметаллических порошковых изделий, //Порошковая металлургия. Тез. докл. Всесоюзн. научпо-техн. конф. - Киев’. ИПМ АН УССР, 1985.-С. 186.

13.А.С. №1315131 СССР. Пресс-форма, /Ю.Г. Дорофеев, Б.Г. Гасанов, В.Г. Тамадаев, А.Ю. Стопченко/ Бюлл. изобр. -1987 - №21.

14 .Гасанов Б.Г. Некоторые особенности пластической деформации пористых заготовок. //Исследования в области горячего прессования в порошковой металлургии: Межвуз. сб. - Новочеркасск, 1988, - С. 84-92.

15.Гасанов Б.Г., Бабец A.B., Тамадаев В.В. Особенности структурообразо-вашм горячештампованных низкоутлеродистых сталей и железоникелевых сплавов. //Исследования в области горячего прессования в порошковой металлургии: Меж. сб. - Новочеркасск, 1988. - С. 43-49.

16.Дорофеев Ю.Г., Гасанов Б.Г., Бабец A.B. и др. Структура и свойства горячештампованных магаитопроводов из порошка 50Н, распыленных азотом. //Порошковая металлургия. - 1989. - №8. - С. 69-72.

17.Промыщленная технология горячего прессования порошковых изделий. /Ю.Г. Дорофеев, Б.Г. Гасанов, В.Ю. Дорофеев, В.Н. Мищенко, В.И. Мирошников/ М.: Металлургия, 1990. - 206 с.

18.Дорофеев Ю.Г., Гасанов Б.Г., Стопченко А.Ю. Структурообразование и магнитные свойства горячештамновапных порошковых сплавов системы Fe-Cr-Co. //Порошковая металлургия. - 1990. - №2. - С. 35-39.

19.А.С. 1569072 СССР. Устройство для прессования биметаллических изделий из порошков. /Ю.Г. Дорофеев, Б.Г. Гасанов, А.Ю. Стопченко, В.Г. Тамадаев / Бюлл. изобр. - 1990. - №21.

20.Гасаноз Б.Г. Некоторые особешюсти определения эффективных коэффициентов взаимной диффузии в пористых порошковых системах. //Конструкционные , инструментальные порошковые и композиционные материалы: Материалы научн. техн. конф. -Л. 1991. - С. 77-79.

21.Дорофеев Ю.Г., Гасанов Б.Г., Стонченко А.Ю., Тамадаев В.Г., Куликов В.В. Цельнопрессоваяные порошковые магнитные системы. //Исследование проблем создания магнитных систем новых электрических машин. Материалы междун. конф. Суздали. М., 1991. - С. 81-90.

22.Гасанов Б.Г., Стонченко А.Ю., БабецА.В., Куликов В.В. Циклическая и изотермическая термомагнитиая обработка дисперсионнотвердеющих сплавов на основе Ре-Сг-Со. //Термическая обработка стали: Межвуз. сб., РЙСХИ - Ростов-на-Дону, 1992. - С. 129-134.

23.Гасанов Б.Г., Бессарабов Н.И., БабецА.В. Определение радиуса контактного перешейка при спекании двухкомпоненткых систем. //Теория и технология производства порошковых материалов и изделий. Ст. научн. тр. /Новочерк. гос. техн. ун-т. - Новочеркасск: НГТУ, 1993. - С. 6-13.

24.Дорофеев 10.Г., Гасанов Б.Г. Влияние пористости на структурообразо-вание и свойства спеченных сплавов для постоянных магнитов. /Тез. докл. XI Междун. конф. по постоянным магнитам в Суздали. М., 1994. - С. 39.

25.Патент 1569072 РФ. Мельница для помола / Ю.И. Козлов, Б.Г. Гасанов, А.Ю. Стонченко, В.В. Куликов / Бюлл. изобр. - 1994. - № 4.

Подписано к печати . Объем 2,0 п.л. Тираж 100 эхэ.

Заказ № 2Эе

Типография НГТУ. 346458, г. Новочеркасск, ул. Просвещения, 132.

Министерство общего и профессионального образования

Российской Федерации

Новочеркасский государственный технический университет

..... /с е? °И .ЗУфо

&' ( ^ 7 Щ правах рукописи

к/Л

Гасанов Бадрудин Гасавович

Теоретические основы структурообразования, свойства и принципы выбора параметров технологии производства горячедеформированных порошковых магнитных материалов

Специальность 05.02.01. - Материаловедение (по отраслям)

Диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук

Научный консультант -Заслуженный деятель науки и техники РФ, доктор технических наук, профессор Дорофеев Ю.Г.

Новочеркасск 1997

Оглавление

стр.

Введение 5

1. Деформированное состояние металла при обработке давлением пористых тел 9

1.1. Особенности определения деформированного состояния порошковых пористых материалов 10

1.2. Способы расчетного определения деформированного состояния пористого тела по параметрам макродеформации 20

1.3. Геометрические основы деформации частиц при обработке давлением пористых тел 27

Выводы по главе 1 46

2. Экспериментальное исследование деформированного состояния металла при обработке давлением пористых порошковых заготовок 47

2.1. Исследование деформированного состояния свинца на моделях

из шариков 48

2.2. Определение деформированного состояния металла с использованием моделей с медными цилиндриками 64

2.3. Исследование деформированного состояния при горячей деформации порошковых изделий сложной формы 70

Выводы по главе 2 78

3. Диффузионные процессы при гомогенизации порошковых гетерогенных систем 80

3.1. Особенности решений уравнений диффузии для беспористых порошковых систем 82

3.2. Феноменологические уравнения диффузии пористых систем 86

3.3. Диффузионный массоперенос в пористых двухкомпонентных взаимнорастворяемых системах 90

3.4. Уравнения диффузии в пористых системах 103

3.5. Эффективные коэффициенты взаимной диффузии в порошковых смесях 108

Выводы по главе 3 113

4. Гомогенизация в порошковых сплавах 114

4.1. Критерии гомогенизации порошковых материалов 114

4.2. Определение времени гомогенизации двухкомпонентных горячедеформированных сплавов 118

4.3. Гомогенизация в пористых двухкомпонентных системах 123

4.4. Экспериментальное определение времени гомогенизации порошковых сплавов на основе систем Fe-Ni и Fe-Cr-Co 132

Выводы по главе 4 153

5. Основы структурообразования и свойства порошковых сплавов системы Fe-Cr-Co 154

5.1. Классификация магнитотвердых материалов 154

5.2. Влияние химического состава на структурообразование и свойства порошковых железохромкобальтовых сплавов 160

5.3. Фазовые превращения и формирование высококоэрцитивного состояния в порошковых сплавах на основе Fe-Cr-Co 187

5.4. Влияние пористости на структурообразование и свойства дисперсионнотвердеющих сплавов Fe-Cr-Co 223

5.5. Морфология фазовых превращений при ТМО порошковых железохромкобальтовых сплавов 241

5.6. Зависимость структуры и свойств железохромкобальтовых порошковых сплавов от параметров термомеханического воздействия 252

Выводы по главе 5 262

6. Структурообразование и свойства горячедеформированных порошковых магнитно-мягких материалов на основе железа 264

6.1. Классификация и свойства порошковых магнитно-мягких материалов 264

6.2. Рекристаллизационные процессы при горячей деформации и отжиге низкоуглеродистых сталей и железоникелевых сплавов 273

6.3. Влияние режима термической обработки и состава порошков железа на свойства горячедеформированных низкоуглеродистых сталей 284

6.4. Влияние способа введения легирующих элементов и параметров технологии на свойства горячедеформированных электротехнических сталей и железоникелевых сплавов 298

Выводы по главе 6 314

7. Технологии производства порошковых магнитопроводов, магнитов, цельнопрессованных магнитных систем и их промышленные реализации 315

7.1. Производство горячедеформированных магнитопроводов 316

7.2. Технология получения порошковых постоянных магнитов из железохромкобальтовых сплавов 330

7.3. Формование, структурообразование и технология получения цельнопрессованных магнитных систем внутрирамочных электроизмерительных приборов 339

Выводы по главе 7 350

Общие выводы 351

Литература 355

Приложения 380

Введение

В машиностроении, электротехнической, электронной промышленности, радио- и бытовой технике и во многих других отраслях народного хозяйства широкое применение находят порошковые магнитные материалы на основе железа. Современная техника предъявляет возрастающие требования к их свойствам и для удовлетворения этих требований непрерывно разрабатываются новые сплавы, совершенствуются существующие технологические процессы их производства, создаются более рациональные их варианты. В числе последних методы порошковой металлургии (ПМ) занимают одно из ведущих мест, поскольку позволяют получить более чистые и точные по составу стали и сплавы [1,2], повысить их физико-механические свойства [3], значительно уменьшить или полностью исключить механическую обработку, сократить затраты материала [1-6 и др.] , разработать экологически безопасные и ресурсосберегающие технологии, снизить энергозатраты и т.д. Эффективность применения технологий ПМ при производстве магнитных материалов для различных отраслей народного хозяйства определяется:

1. Уровнем физико-механических и эксплуатационных свойств получаемых материалов, которые зависят не только от химического состава и качества используемых порошков, но и от технологических параметров, способов получения, схем формования, остаточной пористости изделий, кинетики структурообразования и режимов термической (ТО) и термомагнитной обработки (ТМО). Для обеспечения минимальной пористости и, соответственно, повышение свойств материалов наиболее перспективны методы, основанные на горячей обработке давлением прессовок из металлических порошков.

2. Степенью и уровнем использования математического аппарата для определения рациональных схем формования изделий с минимальными энерго-силовыми затратами и оптимизации параметров гомогенизации, ТО и ТМО. Составление математических моделей с выбором или разработкой наиболее адекватных реальным процессам определяющих уравнений является наиболее сложной задачей в теории

прессования порошков и обработки давлением пористых заготовок. Возможностью использования пористых заготовок оптимальной формы при получении практически беспористых и низкопористых магнитов, магнитопроводов и цельнопрессованных магнитных систем принципиально изменяет подход к проектированию заготовок и в изучении особенностей ее деформирования, а наличие пористости, снижающей в целом пластичность материала, усложняет дополнительно решение краевых задач.

3. Совершенством конструкций технологического оборудования, инструментальной оснастки, средств технологического оснащения, степенью механизации и автоматизации основных операций процесса производства изделий, контроля технологических параметров и свойств материала.

Анализ опубликованных работ показал, что в них основное внимание уделяется оптимизации химического состава порошковых материалов и изучению влияния технологических параметров на пористость изделий, соответственно, на их физико-механические свойства. Практически не исследованы закономерности формирования структуры сплавов на разных стадиях технологического процесса горячей и холодной обработки давлением пористых заготовок, недостаточно изучено влияние деформированного состояния и режимов ТО и ТМО на кинетику фазовых превращений, диффузионных и рекристаллизационных процессов в спеченных и горячеде-формированных материалах. Отсутствуют общепринятые аналитические выражения и практические рекомендации по определению времени гомогенизирующего спекания пористых двух- и многокомпонентных прессовок из порошков различного химического и гранулометрического состава и диффузионного отжига деформированных материалов с гетерогенной структурой.

В связи с вышеизложенным целью диссертационной работы является создание научных основ структурообразования горячедеформированных порошковых магнитно-мягких и дисперсионно-твердеющих магнитотвердых материалов, изучение их свойств и разработка принципов оптимизации технологии производства из них магнитов, магнитопроводов и цельнопрессованных магнитных систем с требуемым уровнем свойств.

Для достижения этой цели в работе поставлены следующие задачи:

1. Разработать методы расчета и анализа деформированного состояния металла при обработке давлением пористых тел и построить диаграммы рекристаллизации низкоуглеродистой электротехнической стали и железоникелевых сплавов.

2. Исследовать особенности протекания диффузионных процессов, разработать методы расчета эффективных коэффициентов взаимодиффузии и времени гомогенизации при спекании пористых и отжиге горячедеформированных порошковых гетерогенных систем.

3. Изучить влияние пористости и других неферромагнитных включений на кинетику распада пересыщенных растворов при термомагнитной обработке и старении дисперсионно-твердеющих сплавов и создать принципы оптимизации параметров технологии горячего прессования, ТО и ТМО магнитов из них.

4. Разработать технологию получения горячедеформированных магнитопро-водов, магнитов, цельнопрессованных магнитных систем и принципы расчета инструмента и оснастки для их производства.

Диссертационная работа выполнена в соответствии с: заданием 04.02 комплексной целевой научно-технической программы 09.011 на XI пятилетку, утвержденной Постановлением № 474/250/В232 ГКНТ СССР, Госплана и Президиума АН СССР от 12.12.80; заданием 04.07 комплексной научно-технической программы "Порошковая металлургия" Минвуза РСФСР на 1986-1990 гг.; координационного плана НИР по направлению 2.26 Академии наук СССР по проблеме "Физико-химические основы металлургических процессов"; задания 04 направления 1У.3.14 комплексной программы научно-технического процесса СЭВ на 1985-1990 гг. и на период до 2000 года; Межвузовской инновационной научно-технической программы РФ "Исследования в области порошковой технологии": межвузовской научно-технической программы РФ "Поисковые и прикладные исследования высшей школы в приоритетных направлениях науки и техники": п.т. 401 "Перспективные материалы"; 08 "Функциональные порошковые материалы", а также региональными НТП.

Автор защищает.

1. Совокупность аналитических и расчетных методов определения деформированного состояния металла при обработке давлением пористых порошковых заготовок.

2. Теорию взаимной диффузии в двухкомпонентных пористых системах, уравнения диффузии, методы определения эффективных коэффициентов взаимной диффузии и времени гомогенизирующего спекания.

3. Закономерности протекания рекристаллизационных процессов при горячей деформации и последующем отжиге низкоуглеродистых сталей и железоникелевых сплавов.

4. Теорию распада пересыщенных растворов при ТМО дисперсионно-твердеющих порошковых сплавов, влияние пористости и неферромагнитных включений на морфологию модулированных структур.

5. Технологию получения горячедеформированных порошковых магнитопро-водов, магнитов и цельнопрессованных магнитных систем, конструкций специализированных пресс-блоков, штампов и установки.

1. Деформированное состояние металла при обработке давлением пористых тел

Структура и свойства порошковых металлов и сплавов зависят от их состава, режима спекания, степени, схем, скорости и температуры деформации и параметров рекристаллизационного отжига [6]. В связи с этим, для прогнозирования свойств магнитных материалов, полученных обработкой давлением порошковых заготовок, необходимо прежде всего оценить деформированное состояние металла.

Деформацию пористой среды и, соответственно, ее деформированное состояние считается заданным, если для любой фиксированной точки металлических фаз с начальной координатой х в любой момент времени 1 известна деформация выбранных элементов в окрестностях этой точки. Такими элементами могут быть отрезки линий (волокна), площадки поверхности, объемы различной геометрической формы и др. Объемное состояние в окрестности выбранной материальной точки изотропного тела характеризуется девятью компонентами, из которых три компонента деформации сдвига попарно равны.

При холодной или горячей обработке давлением пористых заготовок деформированное состояние может быть определено по параметрам:

1. Макродеформации (деформации пористых тел), оцениваемым по изменению объема размеров и формы деформируемого пористого тела или его отдельных элементов;

2. Деформации частиц, определяемым так же как и при деформации беспористых материалов;

3. Микродеформации, характеризующим неоднородность деформации материала частиц, обусловленной неоднородностью их напряженного состояния, различием кристаллографической ориентацией и дефекностью структуры частиц и т.д. Микропластическая деформация играет существенную роль при исследовании физической природы пластической деформации, определении условных пределов пропорциональности (а 0,05 ) и пределов текучести (а 0,г) поликристаллических метал-

лов и сплавов и не может влиять принципиально на процесс структурообразования порошковых материалов, полученных горячей деформацией пористых заготовок.

1.1. Особенности определения деформированного состояния порошковых пористых материалов.

Деформированное состояние материала частиц при обработке давлением пористых тел можно определить на основе анализа условий текучести и определяющих уравнений, использования принципа о эквивалентных деформациях и изучения кинетики деформирования частиц (дискретно-контактный способ). Рассмотрим сущность этих способов и возможные области их применения.

Особенность поведения деформируемого твердого тела под действием приложенной нагрузки определяется комбинацией таких фундаментальных свойств, как упругость, вязкость, пластичность и ползучесть. В общей форме для изотропной

среды уравнения состояния (определяющие уравнения), которые связывают тензоры напряжений а у и деформаций 8 у или скоростей деформаций е-, имеют следующий вид [7]:

где а0,а}, а2,Ь0,Ь1 и Ь2 - функции инвариантов а у, 8у и еу,которые характеризуют указанные выше скалярные свойства твердого тела; 5 у-символ Кронекера (5у=1, если \='у, 5у=0, если

Реологические параметры пористых тел определяются не только свойствами материала частиц, но и их взаимодействием, взаиморасположением, количеством и формой пор. Поэтому пластичность, вязкость, ползучесть и упругость пористых тел изменяются в процессе их деформирования в результате деформационного (при холодной обработке), вязкого (при горячей обработке) упрочнения, а также в результате уплотнения или разрыхления обрабатываемой заготовки.

Для линейно-упругой среды изотропная зависимость между напряжениями и

(1.1)

деформациями имеет вид [7-10]

=ЗХеср6а +2цбу, (1.2)

где Ь0 = ЗХ, Ь) = 2ц, Ь2 = 0; А, и |И- упругие константы Ляме.

Так как уравнения, описывающие изотропное вязкое течение твердых тел, аналогичны линейным уравнениям теории упругости, то основная задача при их разработке сводится к определению сдвиговой Ць и объемной модулей вязкости

пористых тел. Такая задача была решена В.В. Скороходом [11]. Он показал, что у пористых тел коэффициенты вязкости ць и В, могут быть определены по интерполяционным формулам:

о ЗО3 с 3 о ©

где - коэффициент сдвиговой вязкости металла, © - относительная плотность.

Вычисляя диссипативную энергию через среднеквадратичные скорости деформации и коэффициент вязкости металлической фазы для случая одноосного растяжения или сжатия, получено, что уравнение для среднеквадратичной скорости деформации для случая одностороннего сжатия имеет вид [12,13,28]: ёс сгр

— =---- !---. (1.4)

йг 2© М ©

В результате решения уравнения (1.4) получено, что изотропная часть дефор-

мации металла частиц (

4

и = -3

1-©0 1-0 аг(^ -- - агс^„1

(1.5)

V у ©о V 0 у

где ©о - начальная относительная плотность пористого тела.

Относительную плотность и пористость $ порошковых изделий определяют

по формулам:

у V

© = 1п. = 1--— = 1 - $ , (1.6)

У т ^пр

где уп и ут- плотность пористого тела и металлической фазы; Уп и Упр-

объемы пор и деформируемой прессовки.

Для аналогичной схемы в рамках представлений о среднеквадратичных де-

формациях и напряжениях с учетом образования в процессе деформирования макродефектов получено несколько другие выражения для оценки среднеквадратичных вязких деформаций (й ) [12-14]: 1

и -

(1 - 3)2

1 1 ( ъ ъ\

3

У

(1.7)

Выражения типа (1.5) и (1.7) могут быть использованы для определения и в случае, когда при деформации изменяется только объем пористого тела в результате уплотнения, т.е. если и является функцией пористости.

Ур�