автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Формирование кубической текстуры при рекристаллизации в холоднокатаных сплавах Fe-Cr-Co-Mo

На правах рукописи

Ушакова Ольга Анатольевна

Формирование кубической текстуры при рекристаллизации в холоднокатаных сплавах Ге-Сг-Со-Мо

Специальность 05.02.01 - Материаловедение (металлургия)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

□□3452245

Москва-2008

003452245

Диссертационная работа выполнена на кафедре физического материаловедения Государственного Технологического Университета Московский Институт Стали и Сплавов

Научный руководитель: доктор технических наук, профессор Малинина Р.И.

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор Крапошин B.C., кандидат технических наук Емяшева Т.Г.

Ведущее предприятие: Федеральное государственное унитарное предприятие "Спецмагнит"

Защита состоится « ¿j »декабря 2008 г. в /5. 00 часов на заседании диссертационного совета Д.212.132.03 при Московском институте стали и сплавов по адресу: 119049, г. Москва, Ленинский проспект, д.4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского института стали и сплавов.

Автореферат разослан 31 октября 2008 г.

\ J rvmTT Т IT ^ЛПЛТ/1

Муковский Я.М.

Обща» характеристика работы

Актуальность темы. Посюянные магниты на базе сплавов системы Ре-Сг-Со-Мо исследуют и производят с 70-х годов XX века Эти сплавы получили широкое распространение благодаря тому, что они удачно сочетают высокий уровень магнитных свойств, температурную стабильность, пластичность, коррозионную стойкость и небольшую стоимость.

Высококоорцигнвное состояние в легированных сплавах на основе системы Ре-Сг-Со-Мо возникает в результате распада а-твердого раствора на две изоморфные фазы си и а?. Для получения материала с высоким уровнем магнитных свойств в результате распада а-фазы, необходимо выполнение следующих условий.

1 Ферромагнитные частицы с^ должны иметь форму эллипсоида с отношением осей 10:1, быть однодоменными и изолированными одна от другой прослойкой сяабомапгитой фазы а2;

2.Частицы И1 должны быть ориентированы длинными осями в одном направлении,

3 Разница в величине намагниченностей насыщения, а, значит, и в составах фаз оц и аг, должна быть велика.

Форма частиц а] и их ориентация в матрице а2 определяется конкуренцией упругой, поверхностной и магнитостатической энергий. Вклад упру1 ой энергии значителен при условии, что разница параметров решеток фаз сц и а2 составляет величину не менее 0,3%. Как известно из литературных данных, такая разница Ла/а создастся при легировании сплавов Бе-Сг-Со молибденом в количестве около 3%.

В сплавах на основе Ре-Сг-Со-Мо направление [100] является осью легкого намагничивания, а также направлением с минимальным модулем упругости. Для того чтобы все частицы ос{ были вытянуты вдоль одного общего направления, в таком материале необходимо создать кубическую {100}<001> или аксиальную {Ьк0}<001> текстуру и магнитное поле при ТМО прикладывать вдоль выделенной оси.

Известно из ранее проведенных исследовании, что в сплавах с ОЦК решеткой текстура холодной прокатки, как и текстура рекристаллизации, многокомпонентная, и среди прочих ориентировок кубические зерна не являются преобладающими. В других ОЦК сплавах, например, в 3% кремнистой стали, при определенных условиях обработки 85% от общего числа зерен после рекристаллизации имели ориентировку (100)[иУ0]. Получить такой результат удалось с помощью дополнительной стадии низкотемпературного предварительного отжига (НПО) в поле остаточных напряжений, при котором создаются условия для роста зерен кубической ориентировки при последующей первичной и собирательной рекристаллизации.

Расчетами было показано, что при отжиге в поле напряжений кубические зерна в упру-гоанизотропных сплавах с ОЦК решеткой имеют преимущество в росте, если фактор анизотропии сплава не меньше 2. Необходимым условием является наличие высоких остаточных напряжений. В таком случае зародыши рекристаллизации с кубической ориентировкой обладают минимальной упругой энергией, и градиент упругой энергии на границе их с соседними зернами максимален.

Поскольку известно, что сплавы системы Ре-Сг-Со-Мо обладают высокой анизотропией модулей упругости ( фактор анизотропии А>2), естественно предположить, что при условии сохранения напряжений после прокатки кубическую текстуру можно получить аналогичным методом, т.е. введением перед рекристаллизацией дополнительной стадии НПО

Изменение в структуре и текстуре сплавов на основе Ре-Сг-Со-Мо в интервале температур дорекристаллизадионного отжига ранее не исследовали. Неизвестно также влияние НПО на формирование структуры и текстуры рекристаллизации при высокотемпературном отжиге (ВТО). Поэтому представляло интерес проведение НПО сплавов на основе Ре-Сг-Со-Мо при разных условиях с тем, чтобы подтвердить предположение о положительном влиянии такого отжига на кубическую текстуру, получаемую при последующей рекристаллизации. Изучение и систематизация факторов, огветственных за формирование кубической текстуры в сплавах Ре-Сг-Со-Мо, является актуальной задачей, так как позволяет вести целенаправленный поиск путей оптимизации обработки и выбора состава для изыскания резервов повышения уровня магнитных свойств.

Цель работы Разработать режимы низкотемпературного предварительного отжига и последующего высокотемпературного рекристаллизационного отжига для усиления кубической текстуры, а также исследовать влияние кубической текстуры на магнитные свойства сплавов Ре-Сг-Со-Мо с содержанием молибдена от 2 до 5%,

Для достижения поставленной цели были решены следующие задачи: 1. Исследована структура, текстура и напряженное состояние в холоднодеформированных сплавах Ре-Сг-Со-Мо;

2 Изучено влияние параметров низкотемпературного предварительного отжига на структуру, текстуру и распределение остаточных напряжений в холоднокатаных сплавах, 3. Установлены закономерности влияния НПО на структуру и текстуру рекристаллизации, полученную в результате высокотемпературного отжига;

4 Определена зависимость магнитных свойств сплавов от параметров НПО, ВТО и ТМО, а также от степени совершенства кубической текстуры.

Научная новизна: В работе впервые установлены закономерности изменения фазового и структурного состояния, а ткже 1екстуры сплавов Ге-(28-30)%Сг-(12-15)%Со-(2-5)%Мо в резулыате НПО при 600-650°С и последующего рекристаллизационного отжш а при 1100-1150°С Для областей различных ориенгировок холоднодеформировапных сплавов определены закономерности изменения тонкой кристаллической структуры после ХПД и в процессе НПО. Показано, что в результате проведения НПО области с кубической ориентировкой обладают минимальной среди всех основных ориентировок плотностью дислокаций ( рд=107-108 см/см3). Установлена связь между исходной текстурой в холоднодеформированном сплаве и текстурой рекристаллизации

Подтверждено, что процесс формирования магнитных свойств при обработке на высо-кокоэрцитивпое состояние протекает в три стадии; границы температурных интервалов каждой стадии зависят от химического состава сплава Установлена связь между величиной кубической составляющей текстуры рекристаллизации и магнитными свойствами сплава.

Практическая значимость работы.

Разработана технология получения анизотропных магнитов из легированных сплавов на основе системы Ре-Сг-Со-Мо, включающая дополнительную стадию НПО Предложены режимы низкотемпературного предварительного отжига холоднокатаного сплава Ре-30%Сг-15%Со-3%Мо-0,2%"П, позволяющие при последующем высокотемпературном отжиге довести долю плоскостной кубической текстуры до 80%. Определены режимы НПО, ВТО, ТМО и отпуска, при которых в сплаве Ре-30%Сг-15%Со-3%Мо-0,2%Т1 получены Нс=76 кА/м, Вг=1,1 Тл, Вг/В,,=0,86. Оформлено ноу-хау МИСиС "Составы, технологический процесс изготовления и режимы термомагнитомсханической обработки постоянных магнитов из сплавов системы Бе-Сг-Со" (регистрация №74-072-2004 от 18.11.04).

Положения, выиосимые на защиту:

1. Формирование текстуры рекристаллизации при ВТО после НПО в поле остаточных напряжений в холоднокатаных сплавах на основе Ре-Сг-Со-Мо. Зависимость текстуры рекристаллизации от текстуры прокатки, а также наличия областей, свободных от дефектов и способных стать зародышами рекристаллизации.

2. Процесс формирования высококоэрцитивного состояния, зависимость температурных границ этапов формирования высококоэрцитивного состояния от химического состава сплава 3 Влияние степени совершенства плоскостной кубической текстуры на уровень магнитных свойств холоднокатаных сплавов Ре-(28-30)%Сг-(12-15)%Со-(2-5)%Мо

Публикации. Основное содержание диссертации изложено в 14 работах, указанных в конце автореферата.

Апробация работы Материалы диссертации доложены на XV Международной конференции по постоянным магнитам (Суздаль, 2005 г.), па XX Международной школс-семинаре "Новые магнитные материалы микроэлектроники" (Москва, МГУ, 2006 г ), на XI Международной конференции "Электромеханика, электротехнологии, электротехнические материалы и компоненты" ( Украина, Алушта, 2006 г.), на Международной конференции "Material Sciense&Tecnology-2006" ( США, Цинциннати, 2006 г.), на XVI Международной конференции по посюянным магнитам ( Суздаль, 2007 г.), па научных семинарах кафедры физического материаловедения МИСиС

Объем работы Диссертация состоит из введения, 3 глав, выводов и списка цитируемой литературы. Работа изложена на 174 страницах текста, содержит 12 таблиц и 48 рисунков.

Материалы и методы исследования

В качестве объектов исследования были выбраны поликристаллические сплавы на основе системы Fe-Cr-Co-Mo. Составы сплавов по данным химического анализа приведены в таблице 1.

Таблица 1. Химический состав исследованных сплавов (% масс.)

№ сплава Марка сплава Сг Со Мо Ti Si

1 X30K15M3T 29,6 14,8 3,2 0,2 <0,02

2 Х30К15М2Т 29,2 14,8 2,06 0,2 <0,02

3 Х28К12М5Т 28,1 12,0 4,9 0,2 <0,02

4 АОЗ-1 24,0 16,0 3,0 0,2 0,8

Примечание, остальное Бе и его технические примеси.

Выплавку сплавов 1-3 осуществляли в вакуумной индукционной печи в атмосфере аргона. Вес плавки составлял 1 кг. Сплавы разливали в изложницу внутренним диаметром 25 мм и длиной 100 мм также в атмосфере аргона.

Зачищенные слитки подвергали горячей ковке в интервале температур 1200-1250°С после выдержки в течение 1 часа, в результат чего были получены прутки квадратного ссчс-иия со стороной 16 мм После ковки иру геи охлаждались на воздухе.

Далее прутки нагревали до температуры 1150-1200°С и закаливали в воде для предотвращения выделения о-фазы, вызывающей охрупчивание.

Холодную прокагку осуществляли на промышленном прокатом стане марки "ДУО-320" в условиях ИМЕТ им. Бардина. Обжагис за 9 проходов составило 70 и 80% Толщина полос после прокатки - 0.6 мм (70%) и 0 4 мм (80%) Размер образцов для дальнейшего исследования - 10x10x0 6 или 10x10x0.4 мм в соответствии с обжатием 70 и 80%.

Быструю закалку сплава 4 осущесхвляли путем разлива расплава на поверхность барабана из нержавеющей «али, вращающуюся с линейной скорое ило 8 м/с. Указанная скорость вращения барабана обеспечивала скорость охлаждения расплава и 100000 °С/с. Ширина полученной ленты была 7 мм, толщина - 50 мкм

Образцы после прокатки или быстрой закалки были подвергнуты дальнейшей обработке на воздухе по двум различным схемам: 1) предварительному низкотемпературному отжигу (НПО) и высоко! емпературной обработке (ВТО) с последующей ТМО и ступенчатыми отпусками или 2) высокотемпературной обработке + ТМО 1- ступенчатые отпуски.

НПО проводили в интервале температур от 600 до 650°С в печи ФЛ-1. Продолжительность НПО составляла от 10 минут до 15 часов.

Нагрев образцов до 1100-1150°С для проведения ВТО проводили в электропечах сопротивления с силитовыми нагревателями Температуру контролировали хромель-алюмелевой термопарой и контрольным прибором ВРТ-2. Температуру поддерживали с точностью ±2 5°С. Продолжительность ВТО составляла от 15 с до 45 минут. Образцы закладывали в горячую печь. При измерении времени выдержки на прогрев образца о (водилась дополнительно 1 минута. После ВТО все сплавы были подвергнуты закалке в воду

Для термомагаитпой обработки и ступенчатых отпусков использовали лабораторную печь с электромагнитом ФЛ-1 Величина приложенного при ТМО поля составляла 3 кЭ (240 кА/м) Время ТМО - 30 минут. Температуру ТМО варьировали от 625 до 655°С. Режим отпуска: 605°С 5 ч + 580°С 1 ч + 560°С 3 ч + 540°С 5 ч

Степень совершенства текстуры после различных режимов обработки определяли рентгеновским методом на Си К<, излучении по измерению относительной полюсной плотности Фи на установке УРС-20. Расчет производили по программе "РЬап %". Ошибка в определении Фш составляла 0,5% В качестве нетекстурованног о эталона использовался порошок никеля.

Определение периода решетки и анализ параметров субструктуры (плотность дислокаций, микродеформации, макронапряжепия и размер блоков) изучали по уширению рентгеновских линий 211,110 и 200 Съемку вели в режиме пошагового сканирования в Со Ка излучении с вращением образца и эталона (порошок карбонильного железа) в собственной плоскости.

Напряжения вдоль и поперек направления прокатки определяли методом "sirrV'no дифракционному максимуму ОЦК-решетки {211} в излучении Cr Ка на портативном рентгеновском дифрактометре "Рикор-5" в лаборатории кафедры ПДСС МИСиС.

Металлографическое исследование структуры и текстуры проводили на микроскопе NEOPHOT-21 при увеличениях от х 100 до хЮОО.

Для выявления границ зерен образцы подвергали многократному (до 10 раз ) электролитическому травлению в электролите следующего состава: 880мл Н3РО4 (d=l,7r/cM3) и 120г Сг20з с промежуточной промывкой и сушкой. Напряжение холостого хода - 5 В, время каждого акта травления 3-5 с. Температуру электролита поддерживали не выше 60°С

Фигуры травления были получены при травлении в реактиве Марбле в течение 10 минут.

Для определения химического состава фаз после НПО использовали сканирующий электронный микроскоп JEOL-7401F (Институт кристаллографии РАН) с напряжением до 15 кВ. Ошибка в определении содержания отдельных элементов составляла величину 0.3%.

Микротвердость определяли на приборе ПМТ-3 с нагрузкой 100 г с точностыо±5%.

Магнитные свойства ( [ioIs, Вт, Нс, (ВН)тах ) измеряли на гистерезисграфе УИФИ-400/5-003. Ошибка измерений цо15, Вг и Нс не превышала ±1% и ±2% по (BH)„ldX

Влияние НПО на структуру и текстуру холоднокатаных магнитотвердых сплавов на основе Ге-Сг-Со-Мо

Целью низкотемпературного предварительного отжига (НПО) является создание преимущественных условий для роста областей а-фазы с кубической ориентировкой в поле остаточных напряжений перед последующей рекристаллизацией.

!.Определение температурного интервала НПО.

При выборе температурного интервала НПО руководствовались тем, что при этих температурах в сплаве должны сохраняться остаточные напряжения, вызванные прокаткой.

Температуру и время релаксации напряжений определяли па быстрозакаленных лентах (сплав 4) и на холоднокатаных полосах сплавов 1 и 3.

Напряжения в быстрозакаленных лептах толщиной 50 мкм создавали навивкои в тороиды диаметром 23 мм, которые затем отжигали при температурах, приближенным к 1ем-пературам проведения ТМО в сплавах Ре-Сг-Со (630-640°С). Релаксацию напряжений оцепи-вали по изменению радиуса изгиба ленш в процессе отжига. Было установлено, что в результате отжига в течение 1,5 ч при 630°С и 0,5 ч при 640°С наведенные напряжения полностью релаксируют На основании этих результатов и с учетом особенностей быстрозакаленных сплавов для проведения НПО в холоднокатаных сплавах был выбран температурный ишервал 600-650°С.

Релаксацию макронапряжений в холоднокатаных сплавах 1 и 3 с обжатием 70% определяли методом "япУ по дифракционному максимуму ОЦК-решетки {211} в излучении Сг Ка Было показано, что после холодной прокатки с обжатием 70% в сплавах 1 и 3 как вдоль, так и поперек прокатки действуют сжимающие напряжения, напряженное состояние неоднородно: <т* и 0У меняются от 200 до 400 МПа. Огжиг при температуре 600°С в течение 1,5 ч приводит к снижению остаточных напряжений в сплаве 1 до величины 30-110 МПа. Увеличение продолжительности отжига до 2 ч при 600°С уменьшает остаточные напряжения практически до нуля. Повышение температуры НПО до 650°С ускоряет релаксацию напряжений после прокатки

Таким образом, с точки зрения сохранения напряжений, вызванных прокаткой, целесообразно продолжительность НПО при 600°С ограничить 1,5 ч, а при 650°С - 1 ч

2.Исследование фазового состояния н микроструктуры холоднокатаных сплавов системы Ре-Сг-Со-Мо при НПО в интервале температур 600-650°С.

Поскольку температуры НПО практически совпадают с температурами проведения ТМО и отпусков, при отжиге важно сохранить состояние а-твердого раствора.

Для изучения изменений в структуре и текстуре при НПО были проведены отжиги различной продолжительности сплавов 1 и 2. Наиболее подробно исследовали сплав 1. Образцы после прокатки отжигали при 600-650°С в течение времени от 10 минут до 15 ч.

Установлено, что отжиг холоднокатаного сплава 1 при 600°С продолжительностью до 15 ч не приводит к появлению новых недеформированных зерен, то есть к первичной рекристаллизации. Средний размер зерен а-фазы - около 300 мкм Новые фазы при указанных режимах НПО пи металлографическим, ни рентгеновским методом не обнаружены.

При увеличении температуры НПО до 650°С и продолжительности отжига более 1 ч наблюдалось выделение а-фазы в количестве до 30%. Включения а-фазы были выявлены в

отдельных зернах в виде ориентированных выделений, растущих от границ вглубь зерен либо декорирующих двойники и линии сдвига в деформированном металле.

Анализ профиля линии 211 позволил определить изменение периода решетки а-твердого раствора при выделении из него а-фазы В однофазном образце после закалки с 1125°С ¿<=2,881 А. После НПО 650°С 2 ч и выделения а-фазы период решетки а=2,875 А, т.е. стал на 0,2% меньше. Этот факт - свидетельство изменения состава а-фазы в процессе НПО, и, прежде всего, перераспределение Мо. Погрешность в определении периода решетки А

о=0,001 А

На сканирующем электронном микроскопе ,1ЕОЬ-7401Р был проведен анализ изображения, полученного в отраженных электронах, с определением химического состава фаз а и а После отжига при 650°С 1,5 часа средний состав а-фазьг 30%Сг-15,5%Со-1,5%Мо-Ре. Средний состав с-фазы: 35%Сг-12%Со-3,5%Мо-Ре

Таким образом, для обеспечения однофазного состояния а-твердого раствора температуру НПО необходимо ограничивать 650°С, а продолжительность отжига при этой температуре не должна превышать 1 часа.

3. Изменение тонкой кристаллической структуры в областях различных ориентировок холоднодеформированных сплавов на основе Ре-Сг-Со-Мо

при НПО.

Известно, что при первичной рекристаллизации преимущество имеют те ориентировки, которые обладают пониженной плотностью дефектов. Поэтому было важно определить, как в процессе НПО изменяется тонкая кристаллическая структура: плотность дислокаций, размер областей когерентного рассеяния и микродеформации в областях различных ориентировок.

В соответствии с изложенными выше причинами, были выбраны температуры НПО 600 и 650°С, а продолжительность отжига была ограничена соответственно 2 и 1 часом.

Результаты анализа тонкой кристаллической структуры сплава 1 после отжига по указанным режимам представлены па рис.1.

Отжиг при 600°С в течение первых 10 минут приводит к изменениям в тонкой структуре областей с ориентировками {100}, {110} и {211}, которые характерны для отжига однофазного холоднодеформированного металла. Наиболее значительные изменения происходят в областях кубических ориентировок: плотность дислокаций уменьшается в 2 раза, а микродеформации -в 1.5 раза.

•но

"211 [ •200?

а) б)

Рис.1. Изменение физическог о уширеиия в областях разных ориентировок (сплав 1) в ходе

НПО: а)-6ОО0С; б)-650°С.

а) б)

Рис.2, Изменение плотности дислокаций в областях разных ориентировок (сплав 1) в ходе НПО: а)-600°С; б)-650°С.

0 30 60 90 120 время НПО, мин

мюо 5

20 40

время НПО, мин

Рис.3. Изменение микродеформаций в областях разных ориентировок (сплав 1) в ходе НПО: а)-600°С; б)-650°С.

Изменения в тонкой кристаллической структуре в процессе выдержки при 650°С происходят монотонно в областях всех основных ориентировок. Снижение плотности дислокаций, как и микродеформаций, наиболее значительно в областях {100} по сравнению с остальными областями.

I Действительно, при этой температуре (650°С) в сплавах, близких по составу к сплаву 1,

ранее наблюдали начальные стадии распада а^а, + аг. Как известно, на начальных стадиях составы фаз-продуктов распада близки. В настоящем исследовании не обнаружено последствий распада в виде уширения линий на рентгенограммах, что подтверждает либо отсутствие распада при 650°С, либо незначительную разницу в концентрациях фаз <Х] и а2. Это означает, что все изменения тонкой кристаллической структуры при температуре 650 С могут быть объяснены процессами, характерными для отжига деформированного металла.

Анализ уширения линий на рентгенограммах позволил также контролировать изменение размера областей когерентного рассеяния в ходе НПО. Рост размера областей когерентного рассеяния почти в 4 раза до 500 нм в течение 1 ч при 650°С при снижении плотности дислокаций за то же время на 2 порядка свидетельствуют о протекании процесса полигонизации.

I

4.Влияние НПО на текстуру холоднокатаных сплавов на основе Ус-Сг-Со-Мо.

Для получения кубической текстуры рекристаллизации необходимо создание определенных предпосылок на этапе дорекристаллизационного отжига. Это означает, что в сплаве перед рекристаллизацией должна быть много областей с кубической ориентировкой, и эти области должны иметь преимущества перед другими за счет разницы в упругой энергии при со-

хранении в еплаве макронапряжений после прокатки. Необходимо изучить влияние НПО на текстуру холоднокатаных сплавов Fe-Cr-Co-Mo.

Как было показано выше, при определенных условиях ППО (600-650°С) в холоднокатаных сплавах Fe-Cr-Co-Mo макронапряжения сохраняются на уровне 100 Ml 1а. В процессе отжига в областях кубических ориентировок иитенсивно снижается плотность дислокаций и микродеформации. Вследствие этого доля этой ориентировки должна увеличиваться. Результаты рентгеновского определения текстуры по измерению относительной полюсной плотности Фш представлены на рис.4.

Из приведенных данных видно, что после ХПД в сплаве 1 имела место сложная текстура, основными компонентами которой являлись ориентировки {111}, {100} и {211} в плоскости листа.

Отжиг при 600°С в течение 1,5 ч привел к двукратному увеличению Фюо но сравнению с холоднодеформированным состоянием: от 3 до 5,9. Отмечено, что при 650°С изменение относительной полюсной плотности плоскости (100) ускорилось: Фюо повысилась в 2

8

!-*-TToj 6

' ■ 200

i ♦ 211 ! it

X lllj ©

2

0i

О 20 40 60 80 100 120 время НПО,мин

/[¿ЯЛ ■ 200 ♦ 211 X III [

>

20 40

время НПО, миы

а) б)

Рис.4. Изменение относительной полюсной плотности в областях разных ориентировок (сплав 1) в ходе НПО: а)-600°С; б)-650°С.

раза при 650 С течение 15 минут (до Фюо =6,2 ). При увеличении времени выдержки доля основных ориентировок практически не менялась.

Таким образом, в процессе НПО при 600-650°С удалось создать условия для того, чтобы при последующей рекристаллизации обеспечить преимущественный рост кубической текстуры.

Высокотемпературная обработка для проведения рекристаллизации

Целью высокотемпературного отжига (ВТО) в холоднокатаных сплавах Ре-Ст-Со-Мо является получение однофазной структуры а-твердого раствора с текстурой, при которой большинство зерен имеют кубическую ориентировку. Поскольку НПО создал преимущества для получения кубической текстуры, то необходимо получить подтверждение того, что эти преимущества можно реализовать в процессе рекристаллизации.

1.Исследование фазового состояния и параметров структуры сплавов Ре-Сг-Со-Мо в интервале температур рекристаллизации

Из анализа литературных данных известно, что в сплавах, близких по составу к изучаемым в настоящей работе, рекристаллизация начинается при температурах около 1100°С. Для исследования процесса рекристаллизации были проведены серии отжигов при температурах 1100, 1125 и 1150°С продолжительностью от 15 с до 45 минут с последующей закалкой в воду Определение фазового состояния осуществляли с использованием рентгеновского фазового анализа и металлографического исследования шлифа, а для выявления параметров структуры были применены методы количественного металлографического анализа.

В результате проведенных работ было обнаружено, что сплавы 1-3 в интервале температур 1125-1150°С являются однофазными а-твердыми растворами. При температурах ниже 1125°С была обнаружена у-фаза, а выше 1150°С-карбиды со стехиометрией Ме2зСб в количестве до 3%. Параметры решетки а- и у-фаз, а также карбидов были определены по данным рентгеновского анализа в Си Ка излучении: аа= 2,888 А, ау = 3,599 А, а* = 10,62 А.

Наиболее подробно проведены исследования сплава 1. Определено распределение зерен по размерам в зависимости от температуры и продолжительности ВТО Зависимость среднего размера рекристаллизованных зерен от продолжительности ВТО при 1125°С показана на рис.5. На начальном этапе рекристаллизации средний размер зерен для образцов после НПО увеличивается с большей скоростью, чем для образцов без НПО. После 2-2,5 минут выдержки при 1125°С изменение среднего размера зерен практически прекращается. Анализ распределения зерен по размерам позволяет утверждать, что первичная рекристаллизация завершается за 2 -2,5 минуты. К этому моменту средний размер зерен достигает величины около 300 мкм, что сравнимо с толщиной листа ( 0,6 мм ). Это проявление известного "эффекта толщины образца", когда величина зерна приближается по размерам к толщине образца, и

1000

Н

2 100 о"

♦ " без НПО]

10

10

1, мин

Рис.5. Влияние продолжительности ВТО при 1125°С на средний размер рекристаллизо-ванных зерен сплава 1. Режим НПО: 600°С 1 ч. Пунктиром указана толщина холоднокатаного листа 0,6 мм.

границы зерен становятся примерно перпендикулярными свободной поверхности. Еще одна причина остановки роста зерен заключается в том, что достигается некий "предельный размер" Бпр. Это объясняется тем, что по мере увеличения размера зерна в процессе его непрерывного роста энергия, стимулирующая процесс дальнейшего роста зерен, уменьшается до значений, когда сдерживающее влияние поверхности становится достаточным, чтобы предотвратить этот

2. Формирование текстуры рекристаллизации в холоднокатаных сплавах системы

Известно, что в текстуре рекристаллизации преобладают такие ориентировки, которые имеют преимущество по сравнению с остальными при зарождении и росте. В холоднокатаных сплавах Ре-Сг-Со-Мо в результате НПО в поле значительных остаточных напряжений вдоль направления прокатки преимущественно должны развиваться области, у которых направление минимального модуля <100> совпадает с направлением прокатки: {100-110}<001>. Однако, как было определено, в деформированных сплавах 1 и 2 области с ориентировкой {110}001> практически отсутствуют. По этой причине области {100}<001> имеют преимущество на стадии рекристаллизации.

Поскольку сплавы 1 и 2 находятся в состоянии однофазного а-твердого раствора при температурах около 1125аС, то анализ изменения текстуры при рекристаллизации был проведен именно при этой температуре.

рост.

Ре-Сг-Со-Мо при ВТО.

8,00

7,00

6,00

5,00

©

4,00 3,00 2,00 1,00 0,00

Ебез НПО ЕЭс НПО

1,5 2 2,5 4

время ВТО, мин

Рис.6. Изменение Ф100 сплава 1 после ВТО при 1125°С. НПО 600°С 1 ч.

На рис.6 представлены зависимости Ф10о от продолжительности ВТО сплава 1. Текстура на начальной стадии первичной рекристаллизации повторяет текстуру деформации, только интенсивность всех текстурных составляющих уменьшается. Текстура, получающаяся в результате кратковременных отжигов ( до 2 мин. ), многокомпонентная и имеет сильное рассеяние. Это означает, что на стадии зарождения возникает большое количество зародышей различных ориентировок. Однако более длительные выдержки усиливают лишь кубическую составляющую текстуры до значений Фшо~3 ( 4 мин., без НПО ) и Фюо=7,6 ( 2,5 мин., после НПО ). То есть на стадии роста зерна кубической ориентировки получают преимущества. Эти преимущества более заметны для образцов, прошедших НПО при 600°С, по сравнению с образцами без

тверждены данными, полученными из анализа фигур травления. Для образцов, прошедших обработку по режиму 600°С 1,5 ч +1125°С 2,5 мин. доля плоскостной кубической текстуры с рассеянием ±10°С составила 80% от общего числа зерен.

Длительные выдержки при 1125°С ( больше 4 минут) не дают такого заметного преобладания зерен кубических ориентировок по сравнению с другими. Текстура, полученная в результате продолжительного ВТО, рассеянная многокомпонентная.

Аналогичные исследования, проведенные для сплава 2, показали, что в нем не удалось получить преимущественно кубическую текстуру при рекристаллизации. Причиной является то, что после ХПД в этом сплаве текстура отсутствовала (Фюо ®1). НПО незначительно увеличил долю кубической составляющей текстуры (Фю(Я1,5 ), и, как результат отсутствия зародышей кубической ориентировки, - значения относительной полюсной плотности (100) близки к 1, то есть сплав нетекстурован в результате ВТО.

НПО.

Результаты определения текстуры по относительной полюсной плотности были под-

]

Проведение рекрисгаллизационного отжига сплава 1 ири 1емпературе И 25-1150°С позволило реализовать преимущества, заложенные на стадии НПО при 600°С,ю есть увеличить долю кубических зерен до значения Фюо=7.6 после ВТО 1125°С 2,5 мин.

Формирование высококоэрцитивного состояния в сплавах Ре-Сг-Со-Мо

Как было показано в многочисленных работах, посвященных исследуемым материалам, высококоэрцитивное состояние сплавов 1:е-Сг-Со-Мо обусловлено наличием анизотропных по форме однодоменных частиц сильномагнитной фазы, изолированных слайомапштной матрицей. Дополнительным фактором, усиливающим анизотропию и позволяющим добиться более высоких магнитных характеристик, является текстура Способам получения совершенной, с точки зрения магнитных свойств, структуры и текстуры были посвящены предыдущие главы исследования.

Для более полной реализации того потенциала, который имеется в исследуемом материале, необходимо оптимизировать условия проведения заключительной обработки на высо-кокоэрцитавное состояние.

1.Определение температурного интервала формирования высококоэрцн-тивного состояния в сплавах на основе Ге-Сг-Со-Мо

Подбор температуры ТМО {от 625 до 645°С) бьи осуществлен для сплавов 1, 2 и 3 па основании анализа зависимости магнитных свойств после заключительной С1упени отпуска. По результатам комплексного исследования влияния температуры ТМО на величину коэрцитивной силы, остаточной индукции и максимального энергетического произведения было определено, что оптимальной температурой для проведения ТМО является температура 630-640°С Разница в значениях Нс, Цо'г и (ВН)„1а, после окончательной обработки составляла величину в среднем не более 5% для разных температур ТМО, В дальнейшем ТМО проводили при 640°С в поле 240 кА/м, приложенном в плоскости листа, в течение 0,5 ч. Для отпуска использовали резким: 605°С 5 ч+580°С 1 ч + 560°С 3 ч + 540°С 5 ч.

В данной часта работы подробно исследована эволюция магнитных свойств холоднокатаных сплавов 2 и 3 на различных этапах обработки на высококоэрцитивное состояние

В сплаве 3 (рис.7) сразу после ТМО независимо от температуры её проведения отмечен низкий уровень свойств: Нс=1,2-2,0 кА/м, Цо1г"=0,36-0,70 Тл, (ВН)тах<1 кДж/м3, К„=0,3-0,56 Однако индукция насыщения была достаточно высокой как после ТМО так и в дальнейшем. 0,95-1,3 Тл Первый этап отпуска 605°С продолжительностью 5 часов несколько увеличил и коэрцитивную силу до 4-9 кА/м, остаточную индукцию - до 1 Тл, (ВН)Шя-ДО 1,1-3,3 кДж/м3. Коэффициент прямоугольности петли гистерезиса составил 0,6-0,7.

После второй ступени отпуска, которая была проведена при температуре 580°С и имела продолжительность 1 час, свойства всех без исключения образцов продолжали расти: Нс=16,3-20,3 кА/м, ро1г=0,94-1,14 Тл, К„=0,65-0,83, (ВН)тах=7,9-10,4 кДж/м3.

Третья и четвертая ступени отпуска привели к значительному росту коэрцитивной силы до 22,7-28,6 и 33,1-36,0 кА/м соответственно. Эти изменения сопровождались увеличением (ВН)тах до 9-14 кДж/м\ Однако остаточная индукция и коэффициент прямоугольности остались практически неизменными или даже немного уменьшились.

Как видно из рис.8, сразу после ТМО при 640°С свойства сплава 2 были на таком же низком уровне, как и у сплава 3. Материал практически не имел магнитной текстуры Кп~0,17 Тем не менее, сразу после ТМО индукция насыщения составляла величину порядка 1,1 Тл, оставаясь практически неизменной в ходе отпуска.

Рис 7 Изменение магнитных свойств холоднокатаного сплава 3 (70%) в ходе обработки па высококоэрцитивное состояние после ВТО 1125°С 10 мин. для разных условий ТМО

Рис.8. Изменение магнитных свойств холоднокатаного сплава 2 (70%) в ходе обработки на высококозрцитивное состояние после ВТО 1125°С 10 мин. для разных условий НПО при 600°С.

Отпуск при 605 и 580°С привел к незначительному увеличению Не на фоне резкого подъема остаточной индукции: от 0,2 (после ТМО) до 0,8-0,9 Тл.

Заключительный этап старения (540°С) показал увеличение коэрцитивной силы до 60 кЛ/м, сохранив практически неизменными остаточную индукцию и индукцию насыщения на уровне 0,8 и 1,1 1л

Как видно из приведенных результатов для сплава 2, НПО при темпера1уре 600°С не сказалось на магнитных свойствах сплава после заключительной обработки. Это является следствием тою, что в сплаве 2, к сожалению, не удалось получить преобладания кубической текстуры рекристаллизации. Важным является тот факт, что в этом сплаве кристаллографической текстуры не было как после прокатки так и после НПО и ВТО. Тем не менее, уровень магнитных свойств сплава 2 достаточно высок. Очевидно, что достижение более совершенной кристаллографической текстуры может только поднять магнитные свойства сплава.

Таким образом, полученные в настоящей работе результаты по изучению процесса формирования магнитных свойств в ходе ТМО и отпуска, объединенные с литературными данными, указывают на то, что формирование высококоэрцитивного состояния в сплавах на основе Ре-Сг-Со-Мо может протекать в несколько этапов.

В соответствии с ранее проведенными исследованиями известно, что область расслоения в системе Ре-Сг-Со имеет несимметричную форму, так называемый "купол". Из чего следует, что при температурах ТМО распад а-твердого раствора должен сопровождаться выделением фаз О] и а2 близкого состава. Последующие стадии отпуска, проводимые цри более низких температурах, сопровождаются перераспределением компонент между фазами-продуктами распада. Вследствие этого процесса фаза О] становится ферромагнитной, ее намагниченность возрастает. Обогащение аг-фазы хромом приводит к тому, что температура Юори этой фазы становится ниже комнатной. Такие изменения в структуре и составах фаз сопровождаются подъемом коэрцитивной силы и намагниченности. На последних этапах отпуска большое значение приобретают такие морфологические особенности структуры как форма, размер частиц магнитной фазы и степень её изолированности.

В сплавах 2 и 3 процесс формирования структуры высококоэрцитивного состояния происходит по-разному: при общем подтверждении известной схемы распада и получения структуры, отвечающей высоким магнитным свойствам; температурные границы ка>вдого этапа у сплавов разного состава отличаются Этот вывод указывает на еще одну возможность повышения свойств — оптимизацию режимов отпуска.

2. Влияние НПО на магнитные свойства сплавов системы Ре-Сг-Со-Мо.

Для изучения влияния НПО на магнитные свойства были исследованы сплавы 1, 2 и 3 На рис.9 показано влияние НПО по режиму 600°С 1,5 ч перед ВТО 1150°С на магнитные свой-

ства на примере сплава 1. Из приведенных результатов видно, что проведение НПО по указанному режиму положительно сказывается на магнитных свойствах сплава 1, полученных после заключительной обработки

Влияние НПО проявляется в том, что на этапе дорекристашшзационного отжига, зерна кубических ориентировок получают дополнительное преимущество по сравнению с другими. Это преимущество, как было выяснено ранее, заключается в том, что в процессе НПО п областях с плоскостью (100) в плоскости прокатки интенсивнее, чем в других участках сплава, снижаются напряжения после прокатки, уменьшается плотность дислокаций и микродеформации. Это происходит на фоне сохраняющихся на значительном уровне макронапряжений в листе. Как было подтверждено экспериментально, области (100) становятся

Рис. 9. Влияние НПО 600°С 1,5 ч на магнитные свойства сплава 1 после заключительной обработки. Температура ВТО 1150°С.

зародышами рекристаллизации, и таких зародышей, способных к росту, оказывается много. Если в рекристаллизованном металле после ВТО доля кубических зерен значительна, то эта текстура сохраняется на этапе ТМО и отпусков. В результате обработки на высококоэрцитивное состояние наряду с уже существующей кристаллографической текстурой возникает и магнитная Результатом магнитной текстуры является повышение магнитных свойств сплавов, прошедших стадию НПО (600°С 90 мин.).

Подтверждением того, что кубическая текстура в плоскости листа существенно влияет на магнитные свойства стала зависимость коэрцитивной силы от относительной полюсной плотности плоскости (100), приведенная на рис.10 для сплава 1. Видно, что в нетекстурован-ном материале с Фюо=1 величина Нс = 56 кА/м, в то время как увеличение Фщо в три раза вы-

зываст повышение коэрцитивной силы до значения Не = 76 кА/м ( на 35% ). Рост доли зерен, у которых плоскость {100} совпадает с плосхостыо приложения поля при ТМО, приводит тому, что в процессе обработки на высококоэрцитивное состояние и магнитное поле, и

| Фюо

Рис.10. Зависимость коэрцитивной силы сплава 1 от относительной полюсной плотности плоскости (100) после заключительной обработки.

упругая энергия способствуют удлинению частиц сильномагнитной фазы оц вдоль ближайшего к полю направлению типа ребра куба в плоскости (100). Чем выше степень совершенства кубической текстуры, тем больше вероятность ориентации частиц а] вдоль общего направления. Этот факт означает усиление одноосной анизотропии, и, как следствие, увеличение коэрцитивной силы.

Основные выводы:

1. Исследована структура и тексгура холоднокатаных сплавов Ре-(28-30)%Сг-(12-15)%Со-(2-5)%Мо с обжатиями 70 и 80%. Установлено, что основными компонентами текстуры прокатки являются ориентировки {111}, {211} и {100} в плоскости листа.

2. Показано, что в ходе отжига при температурах 600-650°С в холоднокатаных сплавах Бе-Сг-Со-Мо происходят возврат и, частично, полигонизация. Остаточные напряжения снижаются от 300 МПа в холоднокатаном металле до 100 МПа после НПО при 600°С в течение 90 мин. При продолжительности отжига более 60 минут при 650°С выделяется неферромагнитная с-фаза

3. Изучено влияние низкотемпературного предварительного отжига в поле остаточных напряжений на структуру и текстуру холоднокатаного сплава 1 (Бе-30%Сг-15%Со-3%Мо-0,2%"П). Для сплава 1 найден оптимальный режим НПО, при котором увеличивается доля областей кубической ориентировки с пониженной плотностью дислокаций' 600°С 1,5 ч.

4 Определены режимы высокотемпературного отжига, при которых в сплаве 1 (Ре-30%С1-15%Со-3%Мо-0,2%П) формируется однофазная структура, состоящая из рекристаллизован-ных зерен феррита. Показано, что время, необходимое для получения преимущественно кубической тексгуры рекристаллизации, зависит от наличия зародышей кубических ориентировок, свободных от дефектов. В частности, рекристаллизационный отжиг при 1125°С 2,5 мин., проведенный после НПО 600°С 1,5 часа, позволяет увеличить относительную полюсную плотность Фюо до 7,6.

5. Установлено, что магнитные свойства сплавов с высокой долей кубической текстуры, полученной в результате НПО и ВТО, повышаются до 35% по сравнению со сплавами, в которых кубическая составляющая текстуры в плоскости листа отсутствует 6 Исследовано изменение магнитных свойств сплавов 2 (ре-30%Сг-15%Со-2%Мо-0,2%Т1) и 3 (Ре-28%Сг-12%Со-5%Мо-0,2%Т1) на всех этапах обработки на высококоэрцитивное состояние. Показано, что температурные границы каждого этапа зависят от состава сплава. 7. Разработан новый способ получения кубической текстуры рекристаллизации в анизотропных сплавах Ре-Сг-Со-Мо с использованием низкотемпературного предварительного отжига при 600-650°С. Оформлено ноу-хау МИСиС "Составы, технологический процесс изготовления и режимы термомагнитомеханической обработки постоянных магнитов из сплавов системы Ре-Сг-Со". Регистрация №74-072-2004 от 18.11.04.

Основные публикации:

1. Влияние низкотемпературного предварительного отжига на структуру а текстуру рекристаллизации сплава Х30К15МЗ Малинина Р.И, Ушакова О А , Шубаков В С -Известия ВУЗов Черная металлургия.- №10 - 2005г - Стр 55-57.

2. Новый процесс получения плоскостной кубической тексгуры в нанокристаллическом маг-ни1но-1вердом сплаве X30K15M3. Малинина Р.И , Ушакова O.A., Шубаков В.С.-Сталь -№6 -200бг.-стр.10б-110

3. Формирование с груктуры и текстуры при низкотемпературном отжиге холоднокатанного сплава X30K15M3. Р.И.Малинина, О.А.Ушакова, А.Н.Иванов.- Известия ВУЗов. Черная металлургия.- №10 - 2006г.

4. Роль текстуры в формировании высококоэрцитивного состояния сплава X30K15M3. Малинина Р И., Ушакова О.А, Шубаков В С , Жуков Д.Г.- XV Международная конференция по постоянным магнитам.- Суздаль -2005г.

5. Моделирование спинодального распада в сплавах системы Fe-Cr-Co. Малинина Р.И., Ушакова O.A., Егоров Д Д., Яковлева M.B..- XV Международная конференция по постоянным магнитам - Суздаль - 2005г.

6 Структура быстрозакаленных сплавов на основе системы Fe-Cr-Co Малинина Р.И., Ушакова О А, Шубаков B.C., Жуков Д Г.- XV Международная конференция по постоянным магнигам,-Суздаль,- 2005г.

7. Новый процесс получения плоскостной кубической текстуры в магнитотвердом сплаве X30K15M3 Малинина Р И., Ушакова О А., Шубаков B.C., Жуков Д.Г - Международная конференция "Новые магнитные материалы микроэлектроники НМММ-20",- Москва.- 2006г. 8 Формирование плоскостной кубической текстуры в электротехнических сталях и в сплавах для постоянных магнитов. Малинина Р.И , Ушакова О.А Международная конференция "Электромеханика, электротехнологии и электроматериаловедение МКЭЭЭ-2006 " -Украина. -2006г.

9. Elastic Energy Anisotropy Influence on Texture and Properties of Magnetic Materials. O.A.Ushakova, R.I.Malinina.- Materials Science and Technology 2006. -Conference and Exhibition. -USA, Cincmnatti.-2006

10. Оптимизация режимов отжига холоднокатаного магнитно-твердого сплава X30K15M3T с целью совершенствования текстуры.Р. И. Малинина, О. А. Ушакова, Д. Б. Матвеев, А. В. Ко-телкин, А. В. Лютцау,- Сталь,- №9.-2007 -с 105-109.

11. Получение высококоэрцитивного состояния в ходе ТМО и старения в холоднокатаных маг-нитнотвердых сплавах па основе Fe-Cr-Co-Mo Малшшна Р.И., Ушакова О А , Шубаков В С , Пучков М -XVI Международная конференция по постоянным магнитам. -Суздаль - 2007г. 12 Влияние остаточных напряжений на формирование плоскостной кубической текстуры в холоднокатаных анизотропных сплавах для постоянных магнитов на основе Fe-Cr-Co-Mo. Малинина Р.И., Ушакова О.А., Иванов А.Н., Жуков Д.Г., Мельников Д.С., Жигалина О М -XVI Международная конференция по постоянным магнитам.- Суздаль,- 2007г.

13.Исследование напряженного состояния холоднокатаных листов магнитотвердого сплава на основе Fe-Cr-Co с крупнозернистой структурой с помощью портативного рентгеновско1 о ди-фрактомегра. А.В.Лютцау, А.В.Котелкин, Д.Б.Матвеев, А.Д.Звонков, Р.И.Малинина, О.А.Ушакова, Д.С.Мельников.- XVI Международная конференция по постоянным магнитам -Суздаль - 2007г

14. Influence of Low-temperature Preliminary Annealing on the Recrystallization Structure and Texture of Fe-30%Cr-15%Co-3%Mo Alloy R.I.Malinina, O.A.Ushakova, D.G.Zhukov, V.S Shubakov, E N.Petrikova.- Steel in Translations.- V.35- №10- pp 77-80, 2005.

Отпечатано на оборудовании ООО «Возрождение» 125124, Москва, Сходненский тупик, 4. Печать трафаретная, бумага офсетная. Формат 60x94/16 Усл. печ. л. 1,5. Тираж 100 экз. Подписано в печать 27.10.2008

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. ПОСТОЯННЫЕ МАГНИТЫ ИЗ СПЛАВОВ

НА ОСНОВЕ Ре-Сг-Со

1.1 .Общая характеристика сплавов системы Ре-Сг-Со

1.2.Фазовое состояние и фазовые превращения в сплавах 20 Ре-Сг-Со

1.3.Особенности распада а-твердого раствора системы Ре-Сг-Со

1.^Формирование высококоэрцитивного состояния в сплавах на основе Ре-Сг-Со

1.5.Теоретические представления о перемагничивании однодо- 41 менных частиц

1 .б.Процессы перемагничивания в сплавах Ре-Сг-Со

1.7.Текстура деформации и рекристаллизации в сплавах Ре-Сг-Со

1.8. Теоретические представления о процессах рекристаллиза- 53 ции. Роль низкотемпературного предварительного отжига на текстуру рекристаллизации

1.9. Особенности рекристаллизации в сплавах с ОЦК решеткой

1.10.Механические свойства сплавов Ре-Сг-Со

ПОСТАНОВКА ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЯ

Глава 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1.Выплавка сплавов, их термообработка и пластическая дефор- 75 мация

2.2. Приготовление образцов для исследования структуры

2.3. Определение параметров субструктуры

2.4.Метод определения параметров ТКС по одной рентгеновской линии

2.5.Определение относительной полюсной плотности кристаллографических плоскостей с помощью рентгеновского дифрактометра

2.6.Измерение магнитных свойств на гистсрезисграфс

Глава 3. РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

3.1. Влияние НПО на структуру и текстуру холодноката- 92 ных магнитотвердых сплавов на основе Fe-Cr-Co-Mo

3.1.1. Определение температурного интервала НПО

3.1.2. Исследование фазового состояния и микрострук- 99 туры холоднокатаных сплавов системы Fe-Cr-Co-Mo при НПО в интервале температур 600-650°С

3.1.3. Изменение тонкой кристаллической структуры в 108 областях различных ориентировок холоднодеформированных сплавов Fe-Cr-Co-Mo при

НПО Влияние НПО на текстуру холоднокатаных сплавов на основе Fe-Cr-Co-Mo

3.2. Высокотемпературная обработка для проведения рек- 118 ристаллизации в сплавах Fe-Cr-Co-Mo

3.2.1. Исследование фазового состояния и параметров структу- 119 ры сплавов Fe-Cr-Co-Mo в интервале температур рекристаллизации

3.2.2. Формирование текстуры рекристаллизации в хо- 128 лоднокатаных сплавах системы Fe-Cr-Co-Mo при ВТО

3.3. Формирование высококоэрцитивного состояния в 135 сплавах Fe-Cr-Co-Mo

3.3.1. Определение температурного интервала формиро- 136 вания высококоэрцитивного состояния в сплавах на основе Ре-Сг-Со-Мо

3.3.2. Влияние НПО на магнитные свойства сплавов 148 системы Ре-Сг-Со-Мо

Постоянные магниты на базе сплавов системы Ре-Сг-Со исследуют и производят с 70-х годов XX века. Эти сплавы получили широкое распространение благодаря тому, что они удачно сочетают высокий уровень магнитных свойств, температурную стабильность, пластичность, коррозионную стойкость и небольшую стоимость.

Высококоэрцитивное состояние в сплавах на основе системы Ре-Сг-Со возникает в результате распада а-твердого раствора па две изоморфные фазы а1 11 а2. Для получения материала с высоким уровнем магнитных свойств в результате распада а-фазы, необходимо выполнение следующих условий: ¡.Ферромагнитные частицы оц должны иметь форму эллипсоида с отношением осей 10:1. быть однодоменными и изолированными одна от другой прослойкой слабомагнитной фазы ш:

2.Частицы а1 должны быть ориентированы длинными осями в одном направлении;

3.Разница в величине намагниченностей насыщения, а, значит, и в составах фаз а] и а,2, должна быть велика.

Форма частиц о^ и их ориентация в матрице а2 определяется конкуренцией упругой, поверхностной и магнитостатической энергий. Вклад упругой энергии значителен при условии, что разница параметров решеток фаз (XI и а2 составляет величину не менее 0,3%. Как известно из литературных данных, такая разница Да/а создается при легировании сплавов Ре-Сг-Со молибденом в количестве около 3%.

В сплавах на основе Ре-Сг-Со-Мо направление [100] является осью легкого намагничивания, а также направлением с минимальным модулем упругости. Для того чтобы все частицы а! были вытянуты вдоль одного общего направления, в таком материале необходимо создать кубическую {100}<001> или аксиальную {Ък0}<001> текстуру и магнитное поле при ТМО прикладывать вдоль выделенной оси.

Известно из ранее проведенных исследований, что в сплавах с ОЦК решеткой текстура холодной прокатки, как и текстура рекристаллизации, многокомпонентная, и среди прочих ориентировок кубические зерна не являются преобладающими. В других ОЦК сплавах, например, в 3% кремнистой стали, при определенных условиях обработки 85% от общего числа зерен после рекристаллизации имели ориентировку (100)[иУ0]. Получить такой результат удалось с помощью дополнительной стадии низкотемпературного предварительного отжига (НПО) в поле остаточных напряжений, при котором создаются условия для роста зерен кубической ориентировки при последующей первичной и собирательной рекристаллизации.

Расчетами было показано, что при отжиге в поле напряжений кубические зерна в упругоапизотропных сплавах с ОЦК решеткой имеют преимущество в росте, если фактор анизотропии сплава не меньше 2. Необходимым условием является наличие высоких остаточных напряжений. В таком случае зародыши рекристаллизации с кубической ориентировкой обладают минимальной упругой энергией, и градиент упругой энергии на границе их с соседними зернами максимален.

Поскольку известно, что сплавы системы Ре—Сг—Со—Мо обладают высокой анизотропией модулей упругости ( фактор анизотропии А>2 ), естественно предположить, что при условии сохранения напряжений после прокатки кубическую текстуру можно получить аналогичным методом, т.е. введением перед рекристаллизацией дополнительной стадии НПО.

Изменение в структуре и текстуре сплавов па основе Бе-Сг-Со-Мо в интервале температур дорекристаллизационного отжига ранее не исследовали. Неизвестно также влияние НПО на формирование структуры и текстуры рекристаллизации при высокотемпературном отжиге (ВТО). Поэтому представляло интерес проведение НПО сплавов на основе Бе-Сг-Со-Мо при разных условиях с тем, чтобы подтвердить предположение о положительном влиянии такого отжига на кубическую текстуру, получаемую при последующей рекристаллизации. Изучение и систематизация факторов, ответственных за формирование кубической текстуры в сплавах Ре-Сг-Со-Мо, является актуальной задачей, так как позволяет вести целенаправленный поиск путей оптимизации обработки и выбора состава для изыскания резервов повышения уровня магнитных свойств.

Цель работы. Разработать режимы низкотемпературного предварительного отжига и последующего высокотемпературного рекристаллизацп-онного отжига для усиления кубической текстуры, а также исследовать влияние кубической текстуры на магнитные свойства сплавов Ге-Сг-Со-Мо с содержанием молибдена от 2 до 5%.

Для достижения поставленной цели были решены следующие задачи:

1. Исследована структура, текстура и напряженное состояние в холодноде-формированных сплавах Ре-Сг-Со-Мо;

2. Изучено влияние параметров низкотемпературного предварительного отжига на структуру, текстуру и распределение остаточных напряжений в холоднокатаных сплавах;

3. Установлены закономерности влияния НПО на структуру и текстуру рекристаллизации, полученную в результате высокотемпературного отжига;

4. Определена зависимость магнитных свойств сплавов от параметров НПО, ВТО и ТМО, а также от степени совершенства кубической текстуры.

Научная новизна: В работе впервые установлены закономерности изменения фазового и структурного состояния, а также текстуры сплавов Бе-(28-30)%Сг-(12-15)%Со-(2-5)%Мо в результате НПО при 600-650°С и последующего рекристаллизационного отжига при 1100-1150°С. Для областей различных ориентировок холоднодеформированных сплавов определены закономерности изменения тонкой кристаллической структуры после ХПД и в процессе НПО. Показано, что в результате проведения НПО области с кубической ориентировкой обладают минимальной среди всех основных ориентировок плотностью дислокаций ( рд=107-^- 108 см/см'5). Установлена связь между исходной текстурой в холоднодеформированном сплаве и текстурой рекристаллизации.

Подтверждено, что процесс формирования магнитных свойств при обработке на высококоэрцитивное состояние протекает в три стадии; границы температурных интервалов каждой стадии зависят от химического состава сплава. Установлена связь между величиной кубической составляющей текстуры рекристаллизации и магнитными свойствами сплава.

Практическая значимость работы.

Разработана технология получения анизотропных магнитов из сплавов на основе системы Ре-Сг-Со-Мо, включающая дополнительную стадию НПО. Предложены режимы низкотемпературного предварительного отжига холоднокатаного сплава Ре-30%Сг-15%Со-3%Мо-0,2%Тл, позволяющие при последующем высокотемпературном отжиге довести долю плоскостной кубической текстуры до 80%. Определены режимы НПО, ВТО, ТМО и отпуска, при которых в сплаве Ре-30%Сг-15%Со-3%Мо-0,2%гП получены Нс=76 кА/м, Вг=1,1 Тл, В/В3=0,86. Оформлено ноу-хау МИСиС "Составы, технологический процесс изготовления и режимы термомагнитомеханической обработки постоянных магнитов из сплавов системы Ре-Сг-Со" (регистрация №74-0722004 от 18.11.04).

Положения, выносимые на защиту:

1. Формирование текстуры рекристаллизации при ВТО после НПО в поле остаточных напряжений в холоднокатаных сплавах на основе Ре-Сг-Со-Мо. Зависимость текстуры рекристаллизации от текстуры прокатки, а также наличия областей, свободных от дефектов и способных стать зародышами рекристаллизации.

2. Процесс формирования высококоэрцитивного состояния, зависимость температурных границ этапов формирования высококоэрцитивного состояния от химического состава сплава.

3. Влияние степени совершенства плоскостной кубической текстуры на' уровень магнитных свойств холоднокатаных сплавов Fe-(28-30)%Cr-(12-15)%Со-(2-5)%Мо.

Публикации. Основное содержание диссертации изложено в 14 работах.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены на XV Международной конференции по постоянным магнитам ( Суздаль, 2005 г. ), на XX Международной школе-семинаре "'Новые магнитные материалы микроэлектроники" ( Москва, МГУ, 2006 г. ), на XI Международной конференции "Электромеханика, электротехнологии, электротехнические материалы и компоненты" ( Украина, Алушта, 2006 г. ), на Международной конференции "Material Sciense&Tecnology-2006" ( США, Цинциннати, 2006 г. ), на XVI Международной конференции по постоянным магнитам ( Суздаль, 2007 г.), на научных семинарах кафедры физического материаловедения МИСиС.

Объем работы. Диссертация состоит из введения, 3 глав, выводов и списка цитируемой литературы. Работа изложена на 174 страницах текста, содержит 12 таблиц и 48 рисунков.

Основные выводы:

1. Исследована структура и текстура холоднокатаных сплавов Fe-(28-30)%Сг-(12-15)%Со-(2-5)%Мо с обжатиями 70 и 80%. Установлено, что основными компонентами текстуры прокатки являются ориентировки {111}, {211} и {100} в плоскости листа.

2. Показано, что в ходе отжига при температурах 600-650°С в холоднокатаных сплавах Fe-Cr-Co-Mo происходят возврат и, частично, полигонизацпя. Остаточные напряжения снижаются от 300 МПа в холоднокатаном металле до 100 МПа после НПО при 600°С в течение 90 мин. При продолжительности отжига более 60 минут при 650°С выделяется неферромагнитная о-фаза.

3. Изучено влияние низкотемпературного предварительного отжига в поле остаточных напряжений па структуру и текстуру холоднокатаного сплава 1 (Fe-30%Cr-15%Co-3%Mo-0.2%Ti). Для сплава 1 найден оптимальный режим НПО, при котором увеличивается доля областей кубической ориентировки с пониженной плотностью дислокаций: 600°С 1,5 ч.

4. Определены режимы высокотемпературного отжига, при которых в сплаве 1 (Fe-30%Cr-15%Co-3%Mo-0,2%Ti) формируется однофазная структура, состоящая из рекристаллизованных зерен феррита. Показано, что время, необходимое для получения преимущественно кубической текстуры рекристаллизации, зависит от наличия зародышей кубических ориентировок, свободных от дефектов. В частности, рекрпсталлизационный отжиг при 1125°С 2,5 мин., проведенный после НПО 600°С 1.5 часа, позволяет увеличить относительную полюсную плотность Фюо до 7,6.

5. Установлено, что магнитные свойства сплавов с высокой долей кубической текстуры, полученной в результате НПО и ВТО, повышаются до 35% по сравнению со сплавами, в которых кубическая составляющая текстуры в плоскости листа отсутствует.

6. Исследовано изменение магнитных свойств сплавов 2 (Fe-30%Cr-15%Co-2%Mo-0,2%Ti) и 3 (Fe-28%Cr-12%Co-5%Mo-0.2%Ti) па всех этапах обработки на высококоэрцитивное состояние. Показано, что температурные границы каждого этапа зависят от состава сплава.

7. Разработан новый способ получения кубической текстуры рекристаллизации в анизотропных сплавах Бе-Сг-Со-Мо с использованием низкотемпературного предварительного отжига при 600-650°С. Оформлено ноу-хау МИСиС "Составы, технологический процесс изготовления и режимы термо-магнитомеханической обработки постоянных магнитов из сплавов системы Ре-Сг-Со". Регистрация №74-072-2004 от 18.11.04.

Благодарности

Автор выражает глубокую признательность профессору кафедры Физического материаловедения МИСиС Раисе Ивановне Малининой за постоянную поддержку, ценные советы и полезные дискуссии.

Мне хочется высказать особую благодарность коллективу научно-исследовательской лаборатории постоянных магнитов МИСиС: к.т.н. Шуба-кову B.C., к.ф.-м. Менушенкову В.П., к.ф.-м. Жукову Д.Г. и к.ф.-м. Савченко А.Г. за обсуждение результатов работы, поиск новых решений и творческую атмосферу.

Считаю своим приятным долгом отметить коллектив кафедры Физического материаловедения, без помощи которого мне было бы трудно довести настоящую работу до конца.

Я очень благодарна своей семье, морально поддерживающей меня все время работы над диссертацией.

1. New ductile permanent magnet of Fe-Сг-Со/ Kaneko H., Homma M., Nakamura Y. //AIP Conf. Proc.-1971.-№5.- p.1088-1092.

2. Fe-Cr-Co Permanent Magnet Alloys Containing Silicon / Kanako H., Homma M., Nikamura M. // IEEE Trans. Mag.-1972.-v.8.-№3.-p.347-348.

3. Pat. USA 3.806.336 MKU C22C 39/16, HO IF/00 Magnetic alloys.-1971.

4. Pat. USA №4.008.105 MKU C22C 39/16, HO 1/02 Magnetic materials.-1976.

5. Pat. USA №4.093.477 MKU C21D 1/04 Anisotropic permanent magnet alloy and a process foe the production therof.-1976.

6. Magnetic Materials Producer Association MMPA Standard No.0100-00. Chicago. 111.: 2006.

7. Modeling of Microstructure Changes in Fe-Cr-Co Magnetic Alloy Using the Phase-Field Method / Koyama Т., Onodera H. // Journal of Phase Equilibria & Diffusion. 2006. - №1. - v.27. - pp. 22-29.

8. Де Фонттайн Д. Получение мелких когерентных выделений по механизму спинодального распада. Сверхмелкое зерно в металлах. М.: Металлургия, 1973.

9. The Mechanism of phase transformation in crystalline solids / Hillard J.E. // Phase Transformation. Ohio: ASM, Metals Park. 1970. - p.497.

10. Теория пространственно-периодических распределений фаз, возникающих при распаде твердых растворов. / Хачатурян А.Г. // ЖЭТФ. 1970. -Т.58. - №1. - С.175-190.

11. Fe-Cr-Co Permanent Magnet Alloys Heat-Treated in the Ridge Region on the Miscibility Gap. / M. Homma, M. Okada, T. Minowa, E. Hirokoshi. // IEEE Transactions on Magnetics.- 1981.-Vol. Mag.17.- №6.-p.3473-3478.

12. Further Studies of the Miscibility Gap in an Fe-Cr-Co Permanent Magnet System. / T.Minowa, M.Okada, M.Homma. // IEEE Transactions on Magnetics.-1980.- №3.-p.529-533.

13. О структурных особенностях распада в высококоэрцитивных сплавах на основе Fe-Cr-Co. / И.С.Беляцкая, Е.З.Винтайкин, Ю.О.Межепнын. // ФМиМ.-1983.- том 55, вып. 5,- с. 960-966.

14. Об особенностях фазового равновесия в высококоэрцитивных сплавах Fe-Cr-Co-Mo. / Б.Е.Винтайкин, Р.Н.Кузьмин. // ФМиМ.- 1987.- том 64, вып. 1.- с.101-106.

15. Effect of V and Ti+V additions on the structure and properties of the Fe-Cr-Co ductile magnet alloys. / Kaneko H., Homma M., Minowa T. // IEEE. Tran. Mag.-1976,- v. 1 .-mag. 12.-№6.-p.977-979.

16. Permanent magnet in Fe-Cr-Co system./ Homma M. //1st Int seminar on Magn. GDR.-1977.

17. Fe-Cr-Co permanent magnet alloys containing silicon. / Kaneko H., Homma M., Nakamura Y., Miura M. //IEEE Trans. Mag.- 1972.-v.18.- p.347-348.

18. Low-cobalt CrCoFe permanent magnet alloys./ Green M., Sherwood R.S., Chin G.Y., etc. //IEEE Trans.Mag.-1980.- v.16.- p.1053-1055.

19. Magnetic properties and microstructures of Fe-Cr-10%Co-M (M=Si/Ti/Ni/Mo/Ge/Ta) permanent magnet alloys. / Chin Т., Chen Т., Chen C. //J.of Mag. and Mag. Mat.- 1985.-№50.-p.214-222.

20. Pat. US 4.305.764 MKI H01F 1/02 Method of producting Fe/Cr/Co permanent magnet alloy.-1979.

21. Effect of alloying on magnetic properties of Fe-Cr-12 wt.%Co permanent magnet alloys. / Chin Т., Lee P., Chang C. // J.of Mag. and Mag. Mat.-1984.-№42.-p.207-216.

22. Low cobalt Fe-Cr-Co permanent magnet alloys. / Chin G., Jin S., Green M. //J.Appl.Phys. -1984.-v.52.-№3l.-p.2536-2541.

23. Industrialisation of Fe-Cr-Co permanent magnet. / Itayama Y., Chig Y., Ishi-kawa T. //Steel Mag. Techin. Rev.-1978.-v.l2.-№l-2.-p.27-31.

24. High-energy Fe-Cr-Co permanent magnets with (BH) =8-10 MGOe. / M.Homma, E.Horicoshi, T.Minowa, M.Okada. //J.Appl.Phys.Lett.- 1980.-37(1).-p.92-93.

25. Pat. US 4.171.978 MKI C22C 38/24 Iron/chromium/cobalt-base spinodal dc-composition-type magnetic (hard or semi-hard) alloy .-1977.

26. Fe-Cr-Co ductile magnet with (BH)max=8-10 MG-Oe. / H.Kaneko, M. Homma, M. Okada// 21st conf. of Magm and Magn. Mat. AIP Conf. Philadclfia.-1975.-№29.-p.620.

27. Digests of the Intermag. Kaneko H.//Intermag-1975 Conf. London.-1975.-p.189.

28. Single ciystal magnets. / N.Ikuta, M.Okada, M.Homma, T.Minowa. // J.Appl.Phys.- 1983.- 54(9).- p.5400-5403.

29. Microstructure and magnetic properties of Fe-25Cr-12Co-lSi alloy thermo-magnetically treated in intense magnetic field. / X.Y.Sun, C.Y Xu, L.Zhen, R.S.Gao, R.G.Xu. // JMMM.- 2004,- v.283.-p.231-237.

30. Катанные железохромистые магниты / Канеко X. // Киндзоку.- 1977.-т.44.-№9.-с.25-29 (пер. с яп.).

31. Pat.US 4.324.597 МЮ H01F 1/02 Magnetic alloy.-1980

32. Spinodal decomposition and magnetic hardening of Fe-23Cr-15Co-2Mo-0.5Ti. / Run W., Jufang C., Shouzenq Z. // J. Appl. Phys.-1984.-V.55,- №6.-p.2109-2111.

33. Pat. US 4.246.049 MKI H01F/02 Process for the thermal treatment of Fe-Cr-Co alloys for permanent magnets.-1979.

34. Pat. US 4.604.147 MKI HO IF 1/02 Method of manufacturing permanent magnets.-1084.

35. A low cobalt ternary Fe-Cr-Co alloy for telephone receiver magnet use. / Jin S., Chin G, Wonsiewies В. /ЛЕЕЕ Trans. Mag.-1980.- mag.l6.-№l.-p.l39-146.

36. Pat. US 4.496.402 MKI H01F 1/04 Fe-Cr-Co type magnet body of columnar structure and method for the preparation of same.-1982.

37. Pat. US 3.954.519 MKU C04B 35/00 Iron-Chromium-Cobalt Spinodal Decomposition Type Magnetic Alloy Comprising Niobium and/or Tantalum.-1975.

38. Патент Япония №59-112602 МКИ H01/F 1/04, C22C 38/0. Постоянный магнит.-1984.

39. The Development of <100> Texture in Fe-Cr-Co Permanent Magnet Alloys. / S.Sugimoto, H.Satoh, M.Okada, M.Homma // IEEE Transactions on Magnetics. -1991.- vol.27, №3.- p.3412-3419.

40. Evolution Process of <100> Texture in Fe-Cr-Co Permanent Magnets. / S.Sugimoto, H.Satoh, M.Okada, M.Homma. //Materials Transactions. JIM.-1991.-vol.32, №6.- p.557-561.

41. Deformation-induced Cr-Co-Fe permanent magnet alloys. / Jin S. //IEEE Trans. Mag.-1979.- v.15.- p.1748-1750.

42. Deformation-aged Cr-Co-Cu-Fe permanent magnet alloys. / Jin S., Gayle N.V., Bemardini .Т.Е. // IEEE Trans.Mag.- 1980.-v.16.- p.1050-1052.

43. Авторское свидетельство №1527289 МКИ С21Д 8/12, HO IF 1/04 Способ получения магнитов из высококоэрцитивных сплавов на основе системы же-лезо-хром-кобальт.-1988.

44. Pat.PCT/US 80/00922 №W081/00643 H01F 1/02, 1/04 С22С 38/18 Magnetic alloys containing Fe-Cr-Co.-1979.

45. Хансен M., Андерко К. Структуры двойных сплавов. 1962. - т.1 - с. 556-561.

46. Towards Modeling Radiation Damage in Fe-Cr Systems. S. G. Srinivasan, A. Саго, C. Tomchik. Los Alamos National Laboratory, NM. Power Point Presentation. August 2006.

47. Низкотемпературная часть диаграммы состояния системы Fe-Cr. / Вин-тайкин Е. 3., Колонцов В. Ю., Медведев Э. А. // Изв. АН СССР. Металлы.1969.-№4.-с. 169-172.

48. Нейтронографические исследования кинетики расслоения твердых растворов Fe-Cr. / Винтайкин Е. 3. Дмитриев В. Б., Колонцов В. Ю. // ФММ.1970. т.29. - вып.6. - с.1257-1266.

49. Enhanchement of Magnetic Properties by Alloying and Processing of Fe-28Cr-15Co System. /Ahmad, Zubair.// PhD thesis, Bahauddin Zakariya University, Multan. Pakistan Research Repository.- 2001.

50. Фазовое состояние и магнитные свойства сплавов Fe-Cr-Co с добавками молибдена и кремния. / Беляцкая И.С., Сухарева Е.В., Арабей Е.А. //Известия ВУЗов. ЧМ.-1979-№3.-с.107-109.

51. Высококоэрцитивные сплавы на основе системы Fe-Cr-Co, легированные51. / Самарин Б.А., В.С.Шубаков, Г.П.Дементьева и др.// Электронная техника. Сер. Материалы.- 1982.-вып.1(162).-с.16-19.

52. Phase structure, magnetization and mechanical hardness of a magnetically hard Fe-Cr-Co alloy with Mo and Si addition. / Szymura S., Sojka L. // Mat. Sci-ence.-1983.-v.9.-№l.-p.57-60.

53. Исследование влияния титана и алюминия на магнитные свойства высококоэрцитивных сплавов Fe-Cr-Co. / Самарин Б.А., Шубаков B.C., Вульф Л.Б., Дементьева Г.П. //Электронная техника. Сер. Материалы.-1980.-вып.11.-С.8-12.

54. Влияние титана на магнитные свойства и структуру Fe-Cr-Co сплавов. / Козлов Ю., Ракитина 3. //МиТОМ.-1982.-№10.-с.28-30.

55. Influense of Ti content on magnetic and microstructural properties of Fe-28Cr-15Co-3,5Mo permanent magnets. / Z.Ahmad, A.ul Haq, S.W.Husain,T.Abbas. // Journal of Magnetism and Magnetic Materials, -2003.-v.253.- p.397-402.

56. Microstructure and magnetic properties of Fe-Cr-Co(Si) permanent magnet alloys. / Szymura S., Sojka L. //Mat. Chem. And Phys.-1986.-№15.-p.439-446.

57. The effect of silicon on the structure and properties of Fe-Cr-Co permanent magnety alloys. / Szymura S., Sojka L. // JMMM. -1986.-№53.-p.379-389.

58. Magnetic properties and microstructure of Fe-Cr-Co-base cold-rolled magnets. / Mukai Т., Furukawa T. //J. Appl. Phys.-1987.-№68(l).-p.3775-3777.

59. The nature of aging of binary Fe-Cr alloys around 500 °C. / Williams R., Rox-ton H. //J. Iron and Steel Inst. 1957. - v.185. -p.358-363.

60. Further studies of the Fe-Cr system. / Williams R. // Trans. Met. Soc., AIME. — 1958. v.212. - p.497-503.

61. О структурных особенностях распада в высококоэрцитивных сплавах на основе Fe-Cr-Co. / И.С.Беляцкая. Е.З.Винтайкин. Ю.О.Меженный. //ФМиМ.-1983.- т.55, вып. 5.- с.960-966.

62. Термодинамическое исследование процесса расслоения а-^а+а в высококоэрцитивных сплавах Fe-Cr-Co, Fe-Cr-Co-Mo, Fe-Cr-Co-W, Fe-Cr-Co-Nb. / Б.Е.Винтайкин, Р.Н.Кузьмин. //Металлофизика.- 1987.- т.9.- №3.- с. 1621.

63. Область расслоения на диаграмме состояния Fe-Cr-Co. / Винтайкин Е.З., Барклая В.М. //Изв. АН СССР. Сер. Металлы.-1977.- вып.6.-с.192-195.

64. Phase Diagram of Fe-Cr-Co Permanent Magnet System. / Kaneko PI. Honima M., Nakamura M., Okada M., Thomas G. //IEEE Trans.Mag.-1977.- V.13.-p.l325-1327.

65. Induced Anisotropy in an Fe-Cr-Co-Al. / Houghton M.E., Rossiter P.L.// Phys.State Solid (a).-1978.- v.48.- p.71-77.

66. Spinodal Decomposition and Magnetic Properties of Fe-Cr-12%Co Permanent Magnet Alloys./ Chin Т., Wu T.S., Chang C.V. //J.appl.Phys.-1983.- v.54(8).-p.4502-4511.

67. Mcssbauer Study of Fe-Cr-Co Magnet Alloys. / Houghton M.E., Kossiter P.L., Clark P.E. //J.Mat.Science.- 1978.- v.13.- p.155-156.

68. Mechanism of coercive force in a Fe-Cr-Co alloys./ Jones W. // Magn. Lett. -1980 v. 1 - pp. 157- 164.

69. Magnetic properties and microstructure of a Fe-27.5Cr-17.5Co-0.5Al alloy./ Rossiter P., Houghton M. // Phys.Stat.Sol. 1978. - №47. - pp.597-608.

70. Естественная кристаллографическая анизотропия в сплавах Fe-Cr-Co. / Белозеров Е. В., Майков В. Н., Магат JI. М. // VI Всесоюзная конференция по постоянным магнитам. Владимир. — 1979. — с. 47-51.

71. Исследование анизотропии монокристаллов сплавов Fe-Cr-Co и Fe-Cr-Со-Мо. / Беляцкая И. С., Сухарева Е. А., Садчиков В. В. // Изв. ВУЗов, Физика. 1981. - т.23. - №11. - с.106- 108.

72. Наблюдение доменной структуры на сплавах Fe-Cr-Co-Si. / Лужинский М. Г., Шикова Н. Ф., Шур Я. С. // ФММ. 1975. - т.40. - в.4. - с.748-752.

73. Coercivity mechanisms in Fe-Cr-Co magnet alloys. / Jin S., Brasen D., Maha-jan S. // J.Appl.Phys. 1982. - 53(6). -p.4300-4302.

74. Study of magnetic properties and Mossbauer effect of Fe-Cr-Co permanent magnet alloys / Chen M. et al. //J.Appl.Phys. 1982. - 53(7). -p.2378-2379.

75. A low Cobalt ternary Cr-Co-Fe alloy for telephone receiver magnet use. / Jin S., Chin G. Wonsiewiez B. //IEEE Trans. On Magn. 1980. - mag. 16. - №1. -p.139-146.

76. Magnetic Aging of Spinodal Alloys. / Cahn J.W. //J. Appl. Phys.- 1963 .-v.34.-p.3581-3586.

77. Thends in Permanent Materials Development. / Zijlstra II. // IEEE Trans. Mag.- 1978.- v.l4.- p.601-604.

78. Структурные превращения и магнитные свойства сплавов на основе системы Fe-Cr-Co-Mo. / Иванова Г. В., Лапина Т. П., Магат Л. М. // ФММ. -1977. -т.43. вып.6 с. 1201-1210.

79. Исследование структуры легированных сплавов Fe-Cr-Co методами ядерного магнитного и ядерного гамма- резонанса. / Сериков В. В., Юрчиков Е. Е., Клейнерман Н. М. // ФММ. 1984. - 57(2). - с.265-267.

80. Microstructure and magnetic properties of Fe-Cr-Co alloys. / Belly Y. Okada M., Thomas G. // IEEE Trans. On Magn. 1978. - v.6. -№31,- p.2049-2051.

81. Low cobalt CrCoFe and CrCoFex permanent magnet alloys./ Green M, Sherwood R., Chin G. // IEEE Trans. On Magn. 1980. - mag.16. - №5. - p.1053-1055.

82. Pat. US 4.311.537 MKU C21D 1/04 Low cobalt Fe-Cr-Co permanent magnet alloy processing. -1980.

83. Microstructure and magnetic properties of Fe-Cr-Co alloys. / Okada M., Thomas G., Homma M. // IEEE Trans. On Magn. 1978. - mag. 14. - №4. -p.245-252.

84. Pat. US 3.806.336 MKU C22C 39/16, H01F/00 Magnetic Alloys. 1971.

85. Влияние термодинамической обработки на магнитные свойства монокристаллов сплавов Fe-Cr-Co. / Беляцкая И. С., Сухарева Е. А. // Изв. ВУЗов. Физика. 1978. - вып.1. - с. 128-130.

86. Fim atom-probe studies of permanent magnets. / F. Zhu. // IEEE Trans, on Magn. 1984. - v.20. -№ 5. -p.1619-1621.

87. Phase-Field modeling of Microstructure Evolution in Real Materials./th

88. T.Koyama, H.Onodera//. 13 German-Japanese Workshop on Chemical Information. 2006.- Tokyo, Japan.

89. Особенности структурных и магнитных превращений сплавов системы Fe-Cr-Co. / Аврамов Ю. А., Белова В. М., Максимов Б. А., Самарин Б. А. // Докл. АН СССР. 1981. - т. 257. - №1. - с.87-89.

90. Formation of multi-polar crystalline and magnetic grain orientation for manufacturing one-piece rotor magnets from Nd-Fe-B alloy and monocrystalline Fe-Cr-Co. / Gridnew A., Rastegaev V., Stadnik I. // IEEE Trans.On.Magn. 1989.-v.26.-№5.- p.3 896-3 898.

91. Влияние титана на магнитные свойства и структуру Fe-Cr-Co сплавов. / Козлов Ю. И., РакитинаЗ. А. //МиТОМ.-1982.-№10.-с.28-30.

92. The effect of titanium on microstructure and magnetic properties of Fe-Co-Cr hard magnetic materials. / Sugimoto S., Okada M., Ohtahi et al. // J.Appl.Phys.-1985.-57(l).-p.4167-4169.

93. Влияние алюминия и ниобия на структуру и магнитные свойства монокристаллов сплавов Fe-Cr-Co. / Беляцкая И. С., Сухарева Е. А. // Изв. ВУЗов. ЧМ.- 1981.-N.11.-C.98-100.

94. Магнитные свойства монокристаллов сплавов Fe-Cr-Co и Fe-Cr-Co-Mo. / Беляцкая И. С., Сухарева Е. А. // ФММ. 1979. - 48(4). - с.759-763.

95. Магнитные свойства и и структура монокристаллов сплава Fe-23Cr-15Co-5Мо. / Беляцкая И. С., Сухарева Е. А. // ФММ.-1981.- 51(4)-с.736-743.

96. Магнитные свойства и структура монокристаллов сплава Fe-24Cr-15Co-8W. / Беляцкая И. С., Арабей Е. В. // Изв. ВУЗов. ЧМ. 1982. - №9. - с.98.

97. Анизотропия упругих свойств в сплавах железо-хром-кобальт. / Беляцкая И. С., Серебряков В. Г. // ФММ. 1980. -49(5). - р. 1113-1114.

98. Исследования структурных превращений в сплавах системы Fe-Cr-Co-Si методами ядерного гамма- и магнитного резонанса. / Юрчиков Е. Е., Сериков В. В., Иванов Г. И. // ФММ. 1977 -13(5). - с.1325-1327.

99. A mechanism of magnetic hysteresis in heterogeneous alloys. / Stoner E.C., Wohlfart C.P. // Phil. Trans. Roy. Soc.- 1948.- V.A240.- p.599-642.

100. Kohler D. // J.Appl.Phys. 1960. - Supplied to vol. 31.- p.4085-4095.

101. Neel L. Compt. Rend. Acad. Sci., Paris, 1953, v.237, p.1468-1470, 16131616.

102. О взаимосвязи микроструктуры и магнитных свойств в высококоэрцитивном сплаве Fe-25Cr-15Co-lNb-lAl. / Самарин Б.А., Шубаков B.C., Максимов Б.А., Горевая J1.A.// Изв. АН СССР. Сер. Металлы.- 1982.- вып.2.-с.223-225.

103. Исследование особенностей модулированной структуры методами ЯГР и ЯМР в сплавах для постоянных магнитов системы Fe-Cr-Co. / Сериков

104. B.В., Клейнерман Н.М., Юрчиков Е.Е. // ФММ.- 1984.- 58(2).- с.282-288.

105. Phase Separation Low-Cobalt Cr-Co-Fe Alloys./ Eibcwitz M., Mahajan S., Jin S., Brasen O.// JMMM.- 1980,- 15.- p.l 182-1187.

106. Mechanism of Coercive Force in an Fe-Cr-Co Alloys. / Jones W.R.//Magnetism Lett.-1980.- v.2.- p. 157-164.

107. О формировании высококоэрцитивного состояния в сплавах на основе Fe-Cr-Co. / Беляцкая И.С. // Изв. АН СССР. Сер. Металлы.- 1984,- вып.1.-с.97-103.

108. О структуре магнитных сплавов железо-хром-кобальт. / Винтайкин Е.

109. C., Урушадзе Г. Г., Беляцкая И. С. // ФММ.-1974.-т.38-вып.5-с.1012-1015.

110. Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов.-М.: Металлургия, 1978.

111. Кудрявцев Н. П. Текстуры в металлах и сплавах.- М.: Металлургия, 1969.

112. Ю.Вассерман Г. Гравен Н. Текстуры металлических материалов.- М.: Металлургия, 1969.

113. Ш.Каверина С. Н., Котко В. А., Перелович Ю. А. Металлофизика. (Республиканский межведомственный сборник). Вып.50. Киев.: Наукова думка, 1974, с. 40-47.

114. Равич Н. Г., Разенберг В. М., Казаковцева В. А. // Изв. АН СССР. Металлы.- 1973. N.5 - с.160-165.

115. Einflus elastiseher Spannungen auf Rekristallisationtexturen. / Stadelmeier H., Brown B. F. // Z. fur Metalkunde.- 1956. №1. - ss. 1-8

116. Cook M., Richards T. H. // J.Inst.Met.- 1947. v.73. - p. 1-7.

117. Лайнер Д. И., Крупникова-Перлина Е. И. // ФММ. 1960. - т.9. - №4. -с.542-544.

118. Избранов П. Д., Павлов В. А., Родилин H. М. // ФММ. 1965. - т.8. -вып. 3. - с.434-436.

119. Афанасьев С. В., Горбачев В. Н., Молотилов Б. В. // ФММ. 1971. -т.31.-вып.2.-с.3 85-395.

120. Uber die Wurfellagc hubiseh flachenzentrierten Metalle. / Schmid, Thamas H.//Z. für Physik. - 1951.- 130.-s. 293-303.

121. Р.И.Малинина, Г.А.Нуждпн // В сб.: Научные школы МИСиС -75 лет. Становление и развитие. -М.: МИСиС, 1997. С.346-353.

122. Новиков В. Ю. Образование текстуры при отжиге в кн. Теория образования текстур в металлах и сплавах.- М.: Металлургия , 1979, с. 305-324.

123. Oriented nucleation in the formation of annealing textures in iron. / Dellam-ore L., Smith C. J. E., Watson T. W. // Met. Science J. 1967. - v.l. -pp.49-54.

124. Влияние рассеяния текстуры деформации на текстуру рекристаллизации. / Титоров Д. Б. // ФММ. 1974. - т.37. - в.5. - с.1028-1031.

125. Прогнозировние текстуры рекристаллизации. / Титоров Д. Б. // ФММ. -1973. -т.36. вып.1. — с.91-96.

126. Бернштейн M.JI. Структура деформированных металлов. -М.: Металлургия, 1977.

127. Cahn J.W. // J. Appl. Phys. 1963. V.34. P.3581.

128. Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. М., Металлургия ,1986.

129. Молотилов Б. В., Иванова Н. М. // Изв. АН СССР. 1972. - №3. - с.157-161.

130. Молотилов Б. В., Петров А. К., Барявский В. М. // «Прецизионные сплавы», сб. №2.- М.: Металлургия, 1973 (МЧМ СССР).

131. Авраамов Ю. С. Изучение условий формирования текстуры при первичной и вторичной рекристаллизации в кремнистом железе. Дисс. на соискание степени д.т.н.- М.: МИСиС, 1969.

132. On the nature of matrix for secondary recrystallization to cube texture in high-purity silicon iron. / Dupp G. G., Walter J. H // Trans AIME. 1960. - v.218.3. — pp.440-445.

133. Миронов Л. В. // в сб. «Проблемы производства и применение электротехнических сталей». -Свердловск. ЦБТИ, 1960.

134. Dupp С. G., Koch Р. К // Acta Metal. 1957. - v.5. - №10. - р.548-554.

135. Лившиц Б. Г., Новиков В. Ю. // ФММ. 1963. - т.16. - вып.6. - с.862-866.

136. Горелик С. С., Гольдштейн В. Я. // ФММ. 1967. - т.23. - вып.4. -с.703-710.

137. Авраамов Ю. С. // ФММ. 1968. - т.26. - вып.З. - с.527-534.

138. Соснин В. В., Ястребов Т. Я. // МиТОМ. 1974. - №7. - с.74-76.

139. Горелик С. С., Гольдштейн В. Я., Вербовецкая Д. Я. // Изв. ВУЗов 4M. -1968. -№5. — с.124-127.

140. Воробьев Г. М., Зайдман Н. Д. // Изв. АН СССР. Металлы. 1969. - №5.с.140-143.

141. Петров А. К., Молотилов Б. В., Цырлин М. Б. // ФММ. 1969. - т.28. -вып.З. - с.563-565.

142. Growth rates of surface energy controlled secondary grains in 3%Si-Fe sheets. / Faster K., Kramer J. J., Wiener G. W. //Trans AJME. 1963. - v.227. -№1. -pp.185-188.

143. Образование кубической текстуры в трансформаторной стали. / Кокша-рова Н. К., Ляско М. В. // ФММ. 1962. - т.14. - №3,- с.464-465.

144. О роли поверхностной энергии при образовании кубической текстуры в кремнистом железе. / Кунаков Я. Н., Лившиц Б. Г. // ФММ. 1962. - т.14. -№5. - с.727-730.

145. Кубическая текстура в ленте трансформаторной стали толщиной 0.01 — 0.05 мм. / Кадыкова Г. Н„ Соснин В. В. //ФММ. 1961. - т.11. - №3. - с.382-387.

146. The effect of A1N on secondary recrystallization textures in cold-rolled and annealed (100)001. single crystals of 3% silicon iron. / Taguchi S., Sakakura A. // Acta Met. 1965. - v. 14. - №3. -p.405-423.

147. The effect of A1N on secondary recrystallization textures in cross rolled and annealed (100)hkl. oriented single crystals of 3%Si-Fe. / Sakamura A., Taguchi S. // Met.Trans. 1971. - v.2. - №1. - p.205-213.

148. Walter I. H., Dunn G. G. //Trans AIME. 1960. - v.218. -p.914-922.

149. Kramer J. J. Foster K. // Trans TMS. AIME. - 1965. - v.233. -p.1244-1248.

150. Elban W. L., Hebbar M. A., Kramer J. J. // Metal Trans. A. 1975. - v.6A. -p.1929-1937.

151. Aspolen R. G., Berger J. A., Trout H. E. // J.Appl.Phys. 1966. - v.37. -p.1195-1196.

152. McLean M., MykuraH. //ActaMeta. 1965. - v.13. -p. 1291.

153. Фазовые превращения в сплавах Fe-Cr-Co в температурном интервале 600-1300°С / Г.П.Дементьева, А.О.Елиокумс, Л.А.Кавалерова и др. // Известия ВУЗов. ЧМ.-№5.-1976.-е. 149-150.

154. Структурные превращения и магнитные свойства высококоэрцитивных сплавов Fe-Cr-Co-Si / М.Магат и др. // ФММ.-1975.-т.40.-в.4.-с.748-752.

155. Деформируемые сплавы системы Fe-Cr-Co для постоянных магнитов. / Кавалерова JI.A., Миляев И.М., Михеев Н.И. // Приборы и системы управления.- 1976.- №6.-с.48-49.

156. New ductile Cr-Co-Fe Permanent Magnet Alloys for Telephone Application./ Chin G., Plewes J., Wonsiewicz B. // J.Appl.Phys.-1978.-v.43(30).-p.2046-2048.

157. Permanent Magnet Properties of Fe-Cr-Co-Mo Alloy. / Szymura S., Sojka L. // J.of Mat.Science.-l 919.-v. 14.-p. 1890-1892.156.ГОСТ 24897-81.

158. Конев H.H. Формирование структуры и магнитных свойств высококоэрцитивных сплавов системы Fe-Cr-Co в процессе деформационного старения. Дисс. на соискание степени канд. тех. наук.- М.: МИСиС.-1984.

159. Mechanical propertiesof Fe-Cr-Co ductile permanent magnet alloys. / Jin S., Mahajan S., Brasen D. //Met. Trans. -1980.-№1 l.-p.69-76.

160. Micro-twinning in a spinodal decomposed Fe-Cr-Co alloys. / Mahajan S., Jin S., Brasen D. //Acta Met.-1980.-v.28.-p.971-977.

161. Humidity-indused embrittlement in Fe-Cr-Co magnet alloys. / S Jin et al.// Met. Trans.(A).-1980-v.ll(A).-p.884-886.

162. Magnetic properties and microstructure of Fe-Cr-Co-base cold-rolled magnets / Mukai Т., Furukawa T. // J. Appl. Phys.-1987.-№68(l).-p.3775-3777.

163. Структурные превращения и магнитные свойства высококоэрцитивного сплава Fe-Cr-Co-Si. / Л.М.Магат, Г.В.Иванова, Т.П.Лапина, Л.В.Солина, Я.С.Шур. //Физика металлов и металловедение. -1975.- Том 40, вып.1.- с.55-60.

164. Об образовании тетрагональных фаз в магнитножестких сплавах па основе Fe-Cr-Co. / И.С.Беляцкая //Доклады Академии наук СССР.- 1982,- том 266, №2.- с.ЗЗ 1-334.

165. Термическая обработка и магнитные свойства высококоэрцитивпых сплавов типа X30K15M3. / Емяшева Т. Г., Менушенкова Н. В., Самарин Б.

166. A., Шубаков В. С.// Известия ВУЗоегЧерная металлургия.- 1998.- №1.- с. 6365.

167. Microstructure and magnetic properties of Fe-25Cr-12Co-lSi alloy thermo-magnetically treated in intense magnetic field. / X.Y.Sun, C.Y Xu, L.Zhen, R.S.Gao, R.G.Xu. // JMMM.- 2004.- v.283.-p.231-237.

168. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев JI.H. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. Л.Р.№18.-М.: МИСиС, 1994.

169. Вишняков Я. Д. Современные методы исследования структур М.: Металлургия, 1977.

170. Klimanek P. X-ray and Neutron Structure Analysis in Material Research. Ed.J.Hasek. N.Y.: Plenum press, 1989.

171. Определение параметров тонкой кристаллической структуры по профилю одной линии/Иванов А.Н., Свиридова Т.А., Шелехов Е.В., Загарова Н.Г.//Поверхность.-2001 .-№.2.-с.47-51.

172. О влиянии ( а<->а+а )-превращения на структуру сплавов Fe-Cr-Co-Mo/

173. B.С.Шубаков, Н.В.Менушенкова, А.В.Кондрашенко, Б.А.Самарин//Металлы.- 1986.- №2.- стр.42-45.

174. Определение ориентировки зерен в сплавах Fe-Cr-Co-Mo. О.В.Лерман, Н.В.Менушенкова, Б.А.Самарин, В.С.Шубаков//Металлы.-1996.-№1.-стр.134-138.