Формирование высококоэрцитивного состояния и магнитные свойства сплавов системы Fe-Cr-Co-Mo

Чередниченко, Игорь Валерьевич

Материаловедение (по отраслям)

автореферат диссертации по металлургии, 05.16.09, диссертация на тему:Формирование высококоэрцитивного состояния и магнитные свойства сплавов системы Fe-Cr-Co-Mo

кандидата технических наук: Чередниченко, Игорь Валерьевич
город: Москва
год: 2010
специальность ВАК РФ: 05.16.09
цена: 450 рублей

Диссертация по металлургии на тему «Формирование высококоэрцитивного состояния и магнитные свойства сплавов системы Fe-Cr-Co-Mo»

Автореферат диссертации по теме "Формирование высококоэрцитивного состояния и магнитные свойства сплавов системы Fe-Cr-Co-Mo"

НАЦИОНАЛЬНЫЙ ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ

УНИВЕРСИТЕТ «МОСКОВСИЙ ИНСТИТУТ СТАЛИ И СПЛАВОВ»

На правах рукописи

ЧЕРЕДНИЧЕНКО ИГОРЬ ВАЛЕРЬЕВИЧ

004Ь0484

ФОРМИРОВАНИЕ ВЫСОКОКОЭРЦИТИВНОГО СОСТОЯНИЯ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Ее-Сг-Со-Мо

Специальность 05.16.09 - Материаловедение (металлургия)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

1 О ИЮН 2010

Москва-2010

004604841

Диссертационная работа выполнена на кафедре физического материаловедения Национального Исследовательского Технологического Университета «МИСиС»

Научный руководитель:

доктор технических наук, профессор Р.И. МАЛИНИНА Официальные оппоненты:

1. д.т.н. Глебов Владимир Александрович (ВНИИНМ им. A.A. Бочвара).

2. к.ф.-м.н Мельников Сергей Александрович (ВНИИ химических технологий).

Ведущее предприятие:

ИМЕТ им. A.A. Байкова РАН, Ленинский проспект, д. 49.

Защита состоится «24» июня 2010 г. в 15.00 на заседании специализированного совета Д-212.132.03 при Национальном Исследовательском Технологическом Университете «МИСиС» по адресу: г. Москва, Ленинский проспект, д. 4, ауд. Б 607.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Национального Исследовательского Технологического Университета «МИСиС».

Автореферат разослан «_» мая 2010 г.

Ученый секретарь Совета д.ф.-м.н., г.н.с.

МУКОВСКИЙ Я.М.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы

Магнитотвердые материалы на основе сплавов системы Ре-Сг-Со предложены X. Канеко в 1971 г. Сплавы обладают удачным и весьма редким сочетанием достаточно высоких магнитных свойств с коррозионной стойкостью, прочностью, пластичностью, относительно низкой стоимостью из-за невысокого содержания дорогостоящего кобальта и отсутствия никеля (в сравнении с Ре-Со-V, ЮНДК и РЗМ-сплавами). Вследствие этого материалы Ре-Сг-Со не теряют своей практической актуальности и в настоящее время продолжается их активное исследование.

Коррозионная стойкость дает возможность применять постоянные магниты из сплавов Ре-Сг-Со в агрессивных средах, в медицинских целях. Пластичность позволяет подвергать изделия из указанных сплавов токарной и фрезерной обработке, прокатке, волочению и штамповке. Незаменимы сплавы Ре-Сг-Со для деталей и механизмов, работающих с высокими скоростями вращения, под высокими статическими, динамическими нагрузками: в качестве роторов гистерезисных двигателей, деталей гироскопов, в устройствах фокусировки электронных пучков СВЧ-приборов, в грузоподъемных механизмах и т.д.

Уровень магнитных свойств определяет не только служебные параметры изделий с магнитами, но также их вес и габариты, что крайне важно в случае применения в аэрокосмической технике, микроэлектронике, вычислительной, медицинской и военной технике. Новейшие разработки в этих областях имеют тенденцию к миниатюризации рабочих узлов и механизмов, что приводит к постоянному повышению требований, предъявляемых к магнитным параметрам этих материалов.

Сплавы системы Ре-Сг-Со аналогичны сплавам Ре-№-А1 и Ре-№-А1-Со по механизму формирования высококоэрцитивного состояния (ВКС), относятся к группе дисперсионно-твердеющих сплавов, магнитные свойства которых обусловлены особенностями структуры, возникающей в ходе распада метастабильного а-твердого раствора на изоморфные фазы: 01 -обогащенную железом и кобальтом и аг - обогащенную хромом. Максимальный уровень магнитных свойств указанных сплавов достигается в результате образования структуры, состоящей из слабомагнитной матрицы аг и периодически расположенных в ней вытянутых, ориентированных в одном направлении однодоменных нанокристаллических выделений сильномагнитной фазы а1.

Для повышения магнитных свойств (коэрцитивной силы, остаточной ицдукции, магнитной энергии) сплавы системы Ре-Сг-Со легируют молибденом. В ходе термомагнитной обработки и последующих отпусков этот элемент концентрируется преимущественно в фазе аг, увеличивая разницу параметров кристаллических решеток фаз, что способствует повышению упругой энергии

и росту частиц сильномагнитной фазы а] вдоль направления <100>, которое одновременно является осью легкого намагничивания и направлением с минимальным модулем упругости [1].

В настоящее время для получения нанокристаллической структуры высококоэрцитивного состояния в сплавах со средним содержанием кобальта (15 %) и повышенным содержанием хрома (30 %) часто используют метод, включающий термомагнитную обработку при постоянной температуре и последующий многоступенчатый отпуск. При этом для сплавов Х22К12Т и ХЗОК(12-25)МЗ имеются ограниченные сведения об эффективности применения двухступенчатой термомагнитной обработки (ДТМО) [2-7], в частности о влиянии магнитного поля не только на стадии распада, но и в ходе последующего перераспределения компонентов при первых ступенях отпуска. Однако остаются открытыми вопросы о выборе оптимальной температуры изотермической термомагнитной обработки (ИТМО) и о влиянии содержания молибдена на эффективность многоступенчатой термомагнитной обработки сплавов системы Бе-Сг-Со-Мо. Кроме того, в научной литературе отсутствует систематическая информация об оптимальном содержании молибдена в сплавах с различной концентрацией кобальта и хрома, и о влиянии Мо на магнитные свойства. Известно лишь, что сплавы с содержанием 30 %Сг и 15 %Со легируют 3 % молибдена [2].

В результате анализа имеющихся литературных данных можно сделать вывод, что для легированных молибденом сплавов коэрцитивная сила и максимальное энергетическое произведение оказываются выше, чем у сплавов аналогичного состава без молибдена. Таким образом, систематическое изучение влияния содержания молибдена на структуру высококоэрцигивного состояния и гистерезисные свойства посредством термических обработок по различным режимам, является актуальной задачей, позволяющей одновременно вести поиск путей повышения уровня магнитных свойств сплавов системы Ре-Сг-Со-Мо.

Цель работы

Установить закономерности влияния содержания молибдена на гистерезисные свойства и нанокристаллическую структуру высококоэрцитивного состояния (ВКС) магнитотвердых сплавов Х30К15М(1-5)Т после различных режимов термической и термомагнитной обработки, для повышения магнитных свойств.

Задачи работы

Для достижения поставленной цели решали следующие задачи:

1. Определить фазовое состояние сплавов Х30К15М(1-5)Т в интервале температур 5001200 °С и использовать полученные результаты для оптимизации режимов термической обработки сплавов на ВКС.

2. Установить влияние режимов ИТМО (температуру, продолжительность, задержку включения магнитного поля) на структуру высококоэрцитивного состояния, фазовый состав и магнитные свойства сплавов системы Ре-Сг-Со-Мо с содержанием молибдена 1-5 %.

3. Определить влияние многоступенчатой ТМО на гистерезисные свойства сплавов системы Ре-Сг-Со-Мо с содержанием молибдена 1-5 %.

Научная новизна

1. Установлены закономерности изменения магнитных свойств (коэрцитивной силы и максимального магнитного произведения) от температуры и продолжительности ИТМО всех исследованных сплавов, обеспечивающие получение максимальных магнитных свойств после заключительной термообработки. Зависимость гистерсзисных свойств (Нс> (ВН)тах) от температуры ИТМО имеют вид кривой с двумя максимумами. С повышением содержания молибдена оптимальная температура ИТМО снижается.

2. На основе исследований влияния химического состава на гистерезисные характеристики сплавов Х30К15М(1-5)Т установлено оптимальное содержание молибдена в сплавах, обеспечивающее получение высоких магнитных свойств - 2-3 %.

3. Обнаружено изменение морфологии нанокристаллической структуры ВКС и количественного соотношения фаз в сплавах Х30К15М(1-5)Т при изменении содержания молибдена. В сплавах с 1-3 %Мо структура ВКС формируется под совместным действием упругой и магнитной энергий. Такая структура представляет собой частицы сильномагнигной фазы вытянутые вдоль одного направления в парамагнитной матрице и обеспечивает высокие гистерезисные свойства на уровне свойств сплавов А1шсо 8. В сплавах с 4-5 %Мо структура ВКС формируется под превалирующим действием упругой энергии на: частицы сильномагнитной фазы выделяются вдоль направлений <100> с минимальным модулем упругости, вне зависимости от направления приложения магнитного поля ИТМО, образуя тем самым ориентировки, приводящие к снижению магнитных свойств (остаточной индукции и максимального магнитного произведения).

4. Методом термомагнитного анализа (ТМА) определены закономерности изменения температуры Кюри и температуры начала распада ос-твердого раствора сплавов Х30К15М(1-5)Т от содержания молибдена.

5. Установлены температурные границы области существования однофазного а-твердого раствора в интервале 665-700 °С, что позволяет проводить релаксационные отжиги закаленных образцов с целью повышения магнитных свойств без изменения фазового состава. Предложены схемы термообработок на ВКС с предварительными отжигами обеспечивающие прирост магнитных характеристик сплавов Х30К15М(1-5)Т на 2-10 %.

Практическая значимость работы

1. Определены режимы ИТМО: температура и продолжительность, приводящие к высоким магнитным свойствам сплавов с различным содержанием молибдена после многоступенчатого отпуска.

2. Показано влияние содержания молибдена на фазовое состояние сплавов системы Ре-Сг-Со, структуру ВКС и магнитные свойства.

3. Предложены режимы предварительных отжигов перед ИТМО образцов, закаленных на однофазный а-твердый раствор, перед ИТМО, благоприятно влияющих на магнитные свойства сплавов. Найдены оптимальные режимы таких обработок для сплавов Х30К15М(1-5)Т, повышающие магнитные свойства на 2-10 %.

4. Показано положительное влияния многоступенчатой термомагнитной обработки на магнитные свойства сплавов с различным содержанием молибдена.

5. Установлено влияние фактора задержки включения магнитного поля ИМТО на гистерезисные характеристики материалов с различным содержанием молибдена.

Полученные результаты и опробованные режимы могут быть рекомендованы к применению на предприятиях по производству постоянных магнитов с целью повышения эксплуатационных гистерезисных характеристик выпускаемой продукции.

На защиту выносятся следующие результаты и положения

1. Определенные в работе режимы ИТМО исследованных сплавов: температура и продолжительность, - обеспечивающих получение максимальных магнитных свойств после заключительной термообработки.

2. Установленный химический состав сплавов с содержанием молибдена - 2-3 %, приводящий к максимальным магнитным свойствам.

3. Выявленные закономерности изменения морфологии микроструктуры и количественного соотношения фаз, выделяющихся в процессе распада твердого раствора, в зависимости от содержания молибдена в исследованных сплавах Х30К15М(1-5)Т.

4. Обнаруженная закономерность изменения магнитных свойств от температуры ИТМО, имеющая вид кривой с двумя максимумами (высокотемпературный максимум для сплавов с 13 %Мо при 635 °С, и для сплавов с 4-5 %Мо при 625 °С; низкотемпературный - при 620 °С и 615 °С соответственно). При этом установлено, что для получения высоких гистерезисных характеристик первую ступень ИТМО сплавов необходимо проводить при температуре высокотемпературного максимума.

5. Установленные закономерности изменения температуры Кюри и температуры начала распада а-твердого раствора сплавов Х30К15М(1-5)Т от содержания молибдена: температура

Кюри а-твердого раствора снижается от 615 °С до 515 °С для сплавов с 1-5 %Мо соответственно; температура распада понижается от 665 °С для сплавов с 1-3 %Мо до 655 °С для сплавов с 45 %Мо.

6. Разработанные режимы предварительных отжигов, в температурном интервале 200680 СС, перед ИТМО образцов, закаленных на однофазный а-твердый раствор, обеспечивающие прирост магнитных гистерезисных характеристик сплавов Х30К15М(1-5)Т после завершающей обработки на ВКС на 2-10 %.

7. Режимы многоступенчатой ТМО, обеспечивающий повышение магнитной энергии на 520 % сплавов Х30К15М(1-5)Т с 1-3 %Мо, и отсутствие влияния этой обработки на магнитные свойства сплавов с высоким содержанием молибдена: 4-5 %.

Публикации

Результаты диссертационной работы изложены в 6 публикациях, список которых приведен в конце автореферата.

Апробация работы

Основные результаты диссертации докладывались и обсуждались на:

1. XVI Международной конференции по постоянным магнитам (сентябрь 2007 года, г. Суздаль).

2. XVII Международной конференции по постоянным магнитам (сентябрь 2009 года, г. Суздаль).

3. Результаты работы были использованы при выполнении проекта №2.1.2/4326 АВЦП

РНП.

Объем и структура диссертации

Диссертация изложена на 111 страницах, содержит введение, 5 глав, выводы, 28 рисунков, 15 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цели и задачи исследования, показаны научная и практическая ценность выполненной работы.

В первой главе приводится аналитический обзор литературы, и даются общие сведения о сплавах системы Fe-Cr-Co-Mo. Указана область применения. Показаны преимущества перед

сплавами ЮНДК и РЗМ в плане технологичности обработки и изготовления деталей сложной формы, ввиду высоких механических характеристик. На основании анализа литературных данных выделяются неосвещенные вопросы: недостаток систематической информации об оптимальном содержании легирующих элементов, подборе параметров режима ИТМО, приводящего к максимальным магнитным свойствам, влияния многоступенчатой ТМО на гистерезисные характеристики. Поставлены цели и определены задачи диссертационной работы.

Материалы и методы исследования

Во второй главе изложена методика приготовления образцов и методы проведения экспериментов. Сплавы Х30К15М(1-5)Т (далее обозначаются как № 1-5) выплавляли в индукционной печи в атмосфере аргона в основном тигле из шихтовых материалов: кобальта К1, хрома Х00, спеченного молибдена, титана ВТ1-0, карбонильного железа ЖРЮ015. Плавки массой по 0,5 кг разливали в металлическую изложницу на слитки размером 35x17x100 мм.

Контроль химического состава сплавов после выплавки проводили ренттеноспектральным, рентгенорадиометрическим и методом ИК-спектроскопии по стандартным методикам. При этом использовали: элекгронно-зондовый микроанализатор с энергодисперсионной системой JXA-8100 + INCA Energy 400 ("Jeol", Япония; "Oxford Instruments", Великобритания); рентгеновский анализатор SBS-50M («Грин Стар», Россия); рентгеноспектральный аналитический комплекс JMS-5300, Link ISIA ("Jeol", Япония; "Oxford Instruments", Великобритания); анализатор углерода и серы CS-244 ("Leco", США). Сплавы №1-5 содержали 30 %Сг, 15%Со и 0,5 %Ti (масс. %), остальное - железо, и различались массовой долей молибдена (соответственно 1-5 %). Содержание углерода составляло 0,03 %, серы 0,008 %.

Для удаления ст-фазы после отливки и придания пластичности слитки перед холодной прокаткой нагревали до 1200 °С - температуры однофазного состояния a-твердого раствора, выдерживали в течение 30 мин и охлаждали в воде. Для снятия закалочных напряжений подвергали отжигу при 200 °С в течение 1 ч.

На двухвалковом стане 320 слитки прокатывали при 1100-1200 °С на листы толщиной 2,6 мм с обжатием 0,1-1 мм за проход, завершая деформацию закалкой в воде. Обжатие при холодной прокатке до толщины 0,7 мм составляло 70 %. Окалину снимали на пескоструйной установке.

Вырезанные образцы размерами 20x10x0,7 мм отжигали при 1200 °С в течение 20 мин и закаливали в воде на однофазное состояние a-твердого раствора. Фазовое состояние сразу после прокатки и перед ИТМО контролировали металлографическим методом с помощью микроскопа Neophot-21 при увеличении х400 и рентгеноструктурным анализом. Для выявления микроструктуры использовался травитель - раствор СгОэ в ортофосфорной кислоте.

При термической обработке в муфельной печи температуру поддерживали с точностью ± 2 °С. В процессе термомагнитной обработки в специальной муфельной печи, помещенной между полюсами электромагнита, создавали поле напряженностью 240 кА/м. Точность поддержания температуры была в пределах ± 2 СС.

Магнитные свойства образцов определяли на гистерезисграфе УИФИ-400/5-003, погрешность измерений коэрцитивной силы Нс и остаточной намагниченности ЦоЛ- (индукции Вг) составляла 3 %, магнитного произведения (ВН)тах -6%. Перед измерением магнитных свойств поверхность образцов зачищали от окалины на наждачном круге.

Коэрцитивную силу (¡Я« вЯс) и остаточную намагниченность (индукцию) (цо/г, Вг) измеряли вдоль и поперек направления приложения магнитного поля ИТМО после окончательной обработки. По разности значений этих параметров можно установить область анизотропного влияния ИТМО на магнитные свойства сплавов (температурный интервал эффективного влияния магнитного поля).

Подготовка образцов для просвечивающей электронной микроскопии включала следующие этапы: на отрезном станке Secotom-10 вырезали прямоугольные пластинки 4x10 мм и толщиной 0,7 мм, которые с помощью держателя Disc Grinder 623 утоняли на абразивной бумаге до 100 мкм, а затем на алмазной пасте (с зерном 3 мкм) до 70-80 мкм. Из полученных фольг вырубали диски диаметром 3 мм. Дальнейшее утонение образцов до появления отверстий проводили на установке струйной электролитической полировки TenuPol-5 в «рыжем» электролите - растворе СЮз в ортофосфорной кислоте.

Полученные фольги исследовали на аналитическом просвечивающем электронном микроскопе Tecnai G2 20 Twin с ускоряющим напряжением 200 кВ. Изображения микроструктуры фиксировали в электронном виде с помощью видеокамеры Mega View III и обрабатывали на ЭВМ, используя программный комплекс AnalySIS Pro.

Количественное соотношение фаз распада a-твердого раствора определяли с помощью металлографического анализа: методом случайных секущих.

Исследования фазового состояния при различных температурах при различных температурах выдержки проводили с помощью рентгеноструктурного анализа (на установке ДРОН ЗМ и программы "phan%"); методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) (на установке SDT Q600, скорость нагрева 5 °С/мин в атмосфере аргона); металлографическим методом (на световом микроскопе NEOPHOT-21) и методом ТМА.

Твердость определяли по Роквеллу на приборе ТК-2 с использованием шкал А, В, С. Инденторами служили алмазный конус и шарик из стали ШХ15, нагрузку выбирали 60, 100 и 150 кг соответственно. Погрешность измерений составляла ±5%. Результаты измерений твердости переводили в ГПа.

Термомагнитный анализ выполняли на образцах размерами 10x2x0,7 мм при скорости прогрева в печи 800-1000 °С/мин. Установку калибровали с помощью образца никеля с аналогичными размерами. Погрешность определения температуры Кюри составляла ± 5 °С. Образцы для ТМА подвергали изотермической термомагнитной обработке в поле напряженностью 240 кА/м в течение 20 мин при 650-605 "С с шагом 5 °С. Достигнутое состояние фиксировали быстрым охлаждением в воде.

Исследование фазового состояния сплавов Fe-Co-Cr-Mo

В третьей главе определяли фазовое состояние сплавов Х30К15М(1-5)Т в интервале температур 500-1200 "С, ввиду отсутствия литературных данных для пятикомпонентной системы, и использовать полученные результаты для обработки магнитов на ВКС.

Образцы пяти сплавов, закаленные в воде на однофазное состояние а-твердого раствора с температуры 1200 °С 20 мин, выдерживали при температурах 500-1200 "С 1 час, с шагом 50 °С. Измеряли намагниченность насыщения и твердость. Зависимости намагниченности насыщения и твердости от температуры выдержки сплава №2 приведены на рисунке 1а и имеют схожий характер для всех сплавов. В интервале температур 700-1150 °С наблюдается снижение намагниченности насыщения и увеличение твердости.

При увеличении температуры отжига от 500 до 550 °С твёрдость увеличивается от 2 до 2,7 ГПа. без изменения значений намагниченности насыщения - 1,35 Тл, что можно приписать распаду метастабильного а-твердого раствора на изоморфные и ферромагнитные ар и аг-фазы, обедненные и обогащенные хромом, известному в научной литературе как «475 °С -охрупчивание» для сплавов системы Fe-Cr с содержанием хрома более 20 % [8, 9]. В интервале температур 700-900 °С наблюдается резкое снижение намагниченности насыщения до 0,02 Тл и увеличение твердости до 7 ГПа. Это свидетельствует, согласно литературным данным [10-12] и рентгеноструктурному анализу (данные приведены ниже), о выделении в сплаве при этих температурах большого количества неферромагнитной а-фазы, характеризующейся существенно большей твердостью, чем у а-фазы. В интервале температур 950-1050 °С значение твердости составляет 4 ГПа, намагниченности насыщения - 0,80 Тл. Исходя из закона аддитивности для намагниченности насыщения, можно предположить, что при этих температурах наряду с а-твердым раствором присутствует неферромагнитная, но пластичная у-фаза, что также подтверждается литературными данными [10-12] и данными количественного рентгеновского анализа.

На рисунке 16 приведена ДСК-кривая для сплава №2, содержащего 2 %Мо. На кривой наблюдаются отклонения от базовой кривой в районе температур 595, 795, 970 °С. Минимумы на ДСК-кривой при температурах 595 и 975 °С отвечают протеканию эндотермических реакций.

Максимум экзотермического процесса проявляется при температуре 795 "С. Используя полученные ранее данные температурных зависимостей намагниченности насыщения и твердости, можно сделать предположение о протекании фазовых превращений в температурном интервале 500-1200 °С: при 595 °С происходит распад а-твердого раствора на а>- и аг-фазы; при 795 °С выделяется наибольшее количество о-фазы; при 970 °С наблюдается выделение у-фазы из а-твердого раствора.

(5 1,4 -.1,2

¿1,0

I 0,8

а о,б

та

= 0.4

I®.2

Х 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 "" ' 30() 400 500 еоо 70а 800 300 100„ 11В0 1гоо

а) Температура, 'С ^ Температура, °С

Рисунок 1. а) Зависимость намагниченности насыщения и твердости от температуры отжига сплава № 2; б) ДСК-кривая сплава № 2

По данным рентгеноструктурного и металлографического анализов образцов, отожженных при температурах 750, 800, 950 и 1150 °С, можно сделать вывод, что в температурном интервале 700-1150 °С происходит образование о- и у-фаз (таблица 1).

Таблица 1. Объемная доля фаз в сплавах Х30К15М(1-5)Т при различных температурах

Отжиг, 1 ч

/Объемная доля фаз, 750°С 800 "С 950 °С 1050 °С

а-88 а-73 а-69 а - 80

№ 1 Х30К15МТ Y-1 7-5 у-7 у-10

о- 11 а-22 о-24 а-0

а-64 а-40 а-81 а-85

№ 2 Х30К15М2Т Г-2 у-9 у-4 у-13

о-34 о-51 о- 15 ст-2

а-60 а-83 а-71 а-57

№ 3 X30K15M3T г-3 Г-1 у-4 у-37

а-37 о —16 о-25 о-6

а-34 а-40 а-55 а-61

№ 4 Х30К15М4Т у — 6 Т-6 у-11 у-22

о-60 о-54 о-34 о-17

а-50 а-24 а-29 а-21

№ 5 Х30К15М5Т у-5 у- 11 у-22 у-45

а-45 а-65 о-49 а-34

На рисунке 2а представлена экспериментальная температурная зависимость фазового состояния рассмотренных сплавов. Установленная зависимость достаточно хорошо согласуется с

литературными данными для трехкомпонентных систем (рисунок 26). Следует отметить, что выше температуры начала распада и до 700 °С наблюдается а-твердый раствор. С повышением содержания Мо расширяются границы существования а и у-фаз.

1200 о 1100 "„-1000 900 а 800 ¡2 700 | 600 И 500

о I О а О о а о о о

1 д Г Л ь л а-ру А

1 □ а+о+у ф п п а п а □ о а

1 ° 1 О <> а+ст о О о ач о —-V?

г I а,+а3 • • • • • •

а)

Мо, масс. % (Х30К15М(1-5)Т)

1400

о'1200 я

§1000

I-

& 800 с

600 400

\ а

Г \ а+у

V 1а+у «¿у / с

✓ / а,+а2

б)

20 30 „,40 Сг, масс. %

Рисунок 2. а) Фазовое состояние сплавов Ее-Сг-Со-(1-5)Мо в температурном интервале 5001200 °С; б) Политермический разрез диаграммы состояния Ре-Сг-Со с 15 %Со [13]

Температуру распада определяли методом ТМА на образцах, прошедших ИТМО при 675605 °С, с шагом 5 °С, 20 мин. Известно, что в системе Ре-Сг-Со температура Кюри а-твердого раствора снижается с увеличением содержания Сг. Поэтому при распаде твердого раствора ниже куполообразной границы области расслоения [14], температура Кюри выделяющейся аг-фазы понижается, а арфазы, наоборот, повышается. Установлено, что с повышением содержания Мо понижается температура Кюри а-твердого раствора, аг-фазы и температура распада на О] и аг-фазы от 665 °С для сплавов № 1-3 до 655 °С для сплавов № 4 и 5.

Полученные результаты позволяют предположить, что путем введения дополнительного отжига закаленных образцов, предшествующего ИТМО, можно повысить магнитные свойства сплавов, вследствие образования более совершенной магнитной текстуры, так как в ходе отжига будут релаксировать закалочные напряжения и уменьшаться количество малоугловых границ, служащих источниками распада с неблагоприятными кристаллографическими ориентировками.

С учетом данных, представленных на рисунке 2а, в схему обработок сплавов на ВКС вводили дополнительную ступень предварительного отжига в области существования а-твердого раствора, при 680 °С (670 "С для сплавов № 4-5), а также при температурах 200, 500 °С. Температура и продолжительность ИТМО составляли 635 °С (20 мин) для сплавов № 1-3 и 625 °С (20 мин) для сплавов №4-5. Магнитные свойства сплавов, термообработанных на ВКС по традиционной схеме № 1 (рисунок За) сравнивали с гистерезисными свойствами сплавов, обработанных с предварительным отжигом и промежуточным охлаждением по схеме № 2 (рисунок 36). Кроме того, были исследованы различные комбинации предварительных отжигов с

последующим выходом на температуру ИТМО без промежуточного охлаждения по схеме № 3 (рисунок Зв).

Рисунок 3. Схемы термообработок на ВКС: а) Схема № 1; б) Схема №2; в) Схема №3. Ох\в -охлаждение на воздухе; 3/вод - Закалка в воде; П.О. - Предварительный отжиг

Экспериментальные данные показывают, что предварительный отжиг благотворно сказывается на гистерезисных характеристиках сплавов. Оптимальные свойства на всех сплавах получаются после обработки по схеме № 2 при температурах 500 и 680 °С. Максимальные свойства получены на сплавах № 2 и 3. На сплаве № 2, обработанного по схеме № 2 с температурой отжига 680 °С, коэрцитивная сила и остаточная намагниченность составили: ,НС -70,0 кА/м и Цо1Г - 1,15 Тл. На сплаве № 3, обработанного по схеме № 2 с температурой отжига 500 °С; 73,0 кА/м и 1,10 Тл соответственно.

Влияние температуры ИТМО на магнитные свойства сплавов Fe-Cr-Co

В четвертой главе исследовали эффективность влияния параметров ИТМО на гистерезисные характеристики сплавов. Температуру ИТМО изменяли от 650 до 605 "С, с шагом 5 °С. Продолжительность обработки в магнитном поле во всех случаях составляла 20 мин. После ИТМО следовал многоступенчатый отпуск, указанный на схеме № 1 (рисунок За): 605 "С (5 ч) + 580 °С (1 ч) + 560 °С (3 ч) + 540 °С (5 ч).

На рисунке 4 представлены зависимости магнитных свойств от температуры ИТМО сплава № 2. Для всех сплавов зависимости имеют аналогичный характер и отчетливо наблюдаются два

1200'С. 20 мим

> *

1200'С, 20 иин

1200"С,

максимума при 635 и 620 °С (для сплавов с 4 и 5 %Мо 625 и 615 °С соответственно). Возможно, это может быть связано с изменением упругой энергии сплавов и изменению характера выделений 01- и аг-фаз в ходе распада от стержневидных к пластинчатым [15, 16]. Максимальный уровень коэрцитивной силы и магнитного произведения достигается в районе высокотемпературного максимума всех сплавов. Таким образом, можно сделать предположение, что одноступенчатую термомагнитную обработку следует проводить в области первого максимума (высокотемпературного: 635 и 625 "С для сплавов № 1-3 и 4-5 соответственно), а двухступенчатого в районе первого и второго (низкотемпературного: 620 и 615 °С для сплавов № 1-3 и 4-5) максимумов последовательно.

|26 ^22

eos ею eis его 625 бзо 635 ш 645 eso а) Температура ИТМО, °С б)

605 610 «15 620 625 630 635 640 64S 650 Температура ИТМО, "С

Рисунок 4. Зависимость коэрцитивной силы (а) и максимального магнитного произведения (ВН)т (б) от температуры ИТМО сплава № 2

На рисунке 5а приведена зависимость магнитных свойств сплавов № 1-5, обработанных на ВКС при оптимальной температуре ИТМО.

72 s 70

¡64 J. 62

О.

8 58

s(BH)ma* Максимально« магнитим проиэмдамм

34 30 =

26 "2 22 У И I

14;£

"со

10 ~ 6

а)

0123456769 10 Содержание Мо, масс. % (Х30К15М(1-5)Т)

10 20 30 40 50 60 70 S0 90 100 Fe, ат. %

Рисунок 5. а) Зависимость магнитных свойств сплавов № 1-5, обработанных на ВКС при оптимальной температуре ИТМО, от содержания молибдена; б) Зависимость магнитных свойств сплавов Ре-№-А1 [17] от содержания железа

Максимальные свойства наблюдаются при содержании молибдена - 2-3 % (рисунок 5а). Подобная зависимость наблюдается и в сплавах Ре-№-А1 (рисунок 56) [17], где в зависимости от содержания никеля происходит изменение структуры ВКС. До 50 %Те (ат.) частицы сильномагнитной фазы выделяются в немагнитной матрице. Свыше 50 %¥с (ат.) наоборот: сильномагнитная фаза становится матричной, немагнитная фаза образуется в виде выделений. По данным электронно-микроскопического анализа (приведены ниже, в гл. 5) объемная доля сильномагнитной си-фазы в структуре ВКС сплава № 2 составляет 50 % и снижается до 30 % в структуре сплава № 4. Таким образом, увеличение содержания молибдена приводит к изменению структуры ВКС рассматриваемых сплавов на основе Ре-Сг-Со.

Данные о влиянии продолжительности ИТМО на гистерезисные свойства исследованных сплавов, обработанных по схеме № 1, при оптимальной температуре приведены на рисунках 6а (для сплавов № 2, 3 и 4) и 66 (для сплавов № 1 и 5). Показано, что оптимальное время выдержки в магнитном поле при оптимальной температуре ИТМО составляет 20 минут для всех сплавов. Максимальный уровень магнитных свойств достигается на сплавах с 2 и 3 %Мо. Сплав № 3 характеризуется наиболее широким интервалом времени, в котором ИТМО максимально эффективна и, соответственно, максимальной технологичностью, обеспечивающей гарантированное получение высокого уровня магнитных свойств. Снижение магнитных свойств сплавов при более коротких или более длительных выдержках, по сравнению с оптимальным временем ИТМО, указывает на то, что процесс формирования нанокристаллической структуры ВКС и изменения анизотропии формы сильномагнитных выделений (ц-фазы происходит в течение всей изотермической обработки.

а) Время ИТМО, мин б) Время ИТМО, мин

Рисунок 6. Влияние продолжительности ИТМО на гистерезисные свойства сплавов № 2, 3 и 4 (а); № 1 и 5 (б)

При кратковременной выдержке в магнитном поле (до 10 мин) свойства сплавов оказываются тем выше, чем больше в них содержание молибдена. Это может быть обусловлено возрастанием роли упругой энергии в процессе распада и формирования структуры

высококоэрцитивного состояния. Поскольку фазовый состав сплавов после 60 мин ИТМО не изменяется (рентгеноструктурный анализ не обнаруживает формирования в структуре сплавов у и ст-фаз) можно предположить, что при длительных временах выдержки идет срастание частиц ферромагнитной си-фазы в поперечном направлении с образованием пластин, что влечет за собой уменьшение анизотропии, а следовательно, и снижение коэрцитивной силы, и остаточной намагниченности.

На рисунке 7 представлены данные, характеризующие влияние времени задержки включения магнитного поля перед ИТМО при оптимальной температуре на магнитные свойства сплавов № 2 и 4. Полное время выдержки образцов на ступени ИТМО составляло 20 мин. Аналогичные зависимости наблюдаются для всех сплавов и служат для оценки эффективности влияния магнитного поля на структуру ВКС на ранних стадиях распада.

^ 66

и с

§ 58

§54

а «

£ 50

\ 4

.............с »4 Ч \

♦ (Не Коэрцитивная сила

t м0!г Остаточная намагниченность \

1,15-

1.Ю:

0,95 § 0,90 X

0 4 » 12 16 20

Продолжительность задержки ИТМО, мин

0,85 ;

0,80(; О

О 4 8 12 16 20 Продолжительность задержки ИТМО, мин

а)

Рисунок 7. Влияние времени задержки включения магнитного поля перед ИТМО при оптимальной температуре на магнитные свойства сплавов № 2 (а) и № 4 (б)

Из графиков видно, что падение магнитных свойств наблюдается, уже при времени задержки включения магнитного поля 2 мин. Снижение магнитных свойств происходит, по-видимому, из-за изменений в структуре ВКС: структура распада формируется под действием упругой энергии. Образуются неблагоприятные ориентировки выделений сильномагнитной фазы (вдоль всего семейства направлений <100>), что приводит к снижению гистерезисных свойств. Тем не менее, даже после включения магнитного поля на шестой или пятнадцатой минуте, коэрцитивная сила оказывается выше в среднем на 8 кА/м, чем после обработки без поля, что свидетельствует об изменении магнитной текстуры ВКС: растворяются выделения сильномагнитной фазы, расположенные под большим углом к внешнему магнитному полю.

Полученные закономерности позволяют сделать вывод, что при конструировании производственных установок для проведения ИТМО необходимо учитывать инертность электромагнитной системы при выходе на заданную мощность: если задержка включения магнитного поля ИТМО будет составлять 2 мин, то возрастает вероятность снижения магнитных

свойств изделий - постоянных магнитов. При задержке включения магнитного поля более 6 мин -оно не способно в полной мере оказать ориентирующее действие на формирование магнитной текстуры ВКС, структура распада оказывается изотропной, что влечет за собой снижение магнитных гистерезисных свойств сплавов.

Анализ результатов, полученных на предыдущих этапах работы показывает, что гистерезисные характеристики (вНс, (ВН)тзх) сплавов, прошедших первую ступень термообработки ИТМО при 605 °С (рисунок 4а), которая практически близка к первой ступени отпуска на ВКС, имеют достаточно высокие, отличные от нуля значения, исходя из чего можно предположить, что магнитное поле и в этом случае продолжает оказывает влияние на формирования нанокристаллической структуры, приводящей к ВКС. На основании чего можно сделать вывод, что магнитное поле, приложенное на низких ступенях отпуска термообработки на высококоэрцитивное состояние, способно привести к повышению магнитных свойств. Для проверки этого предположения были проведены термообработки на ВКС по традиционной схеме № 1 (рисунок 8а) и с приложением магнитного поля на ступенях 605-560 °С (Схема № 4, рисунок 86). Первую ступень ИТМО проводили при оптимальных параметрах для сплавов с различным содержанием молибдена: продолжительность - 20 мин (для всех сплавов), температура - 635 и 625 °С для сплавов № 1-3 и № 4-5, соответственно. В таблицах 2 и 3 приведены данные магнитных свойств сплавов № 1-5, обработанных на ВКС по схемам № 1 и № 4 (рисунок 8).

Отпуск

560 -с,

МО -с,

Время

Рисунок 8. Схемы обработок на ВКС: а) Схема № 1; б) Схема № 4. 3/вод - Закалка в воде; Ох/в -охлаждение на воздухе

Таблица 2. Магнитные свойства сплавов № 1-3 после обработки на ВКС по схемам № 1 и № 4

Схема ТО № Сплав № 1 Сплав Кз 2 Сплав № 3

Цо¡г, Тл кА/м кА/м кДж/м3 Но'г, Тл На Л, кА/м кА/м (ВН)„„ кДж/м3 Ыг, Тл Л, вН„ к'Ам кА/м (ВЩтая, кДж/м3

1 1,20 59,2 56,8 28,0 1,15 68,0 66,4 36,0 1,15 68,0 58,8 36,0

4 1,20 67,2 63,2 36,0 1,25 72,0 68,0 38,4 1,20 70,4 67,6 38,4

Таблица 3. Магнитные свойства сплавов № 4-5 после обработки на ВКС по схемам № 1 и № 4

Схема ТО Сплав № 4 Сплав .V? 5

ЦоЛ, Тл вНс> кА/м кА/м (ВЩпах, кДж/м3 ЦоЛ, Тл Д» ¡Дс, кА/м кА/м (ВЩтах* кДж/м3

1 0,95 62,0 59,2 20,0 0,95 61,6 58,4 20,0

4 1,00 63,2 60,0 21,6 1,00 60,0 56,0 21,6

Как видно из данных таблиц 2 и 3, приложение магнитного поля на низких ступенях отпуска в сплавах № 1-3 увеличивает остаточную намагниченность (индукцию) и магнитное произведение (таблица 2). В то же время, из данных таблицы 3 следует, что сплавы с 4 и 5 %Мо менее чувствительны к многоступенчатой ТМО. Следовательно, можно предположить, что повышение содержания молибдена приводит к ослаблению влияния магнитного поля, прикладываемого на низких ступенях отпуска, как на морфологию структуры распада, так и на степень совершенства магнитной текстуры ВКС сплавов № 4-5.

Электронно-микроскопический анализ структуры ВКС сплавов Ре-Сг-Со

В пятой главе проведен анализ полученных в настоящей работе экспериментальных данных, который позволяет разделить сплавы Х30К15М(1-5)Т с различным содержанием молибдена на три группы в зависимости от превалирующего влияния магнитного поля при ТМО или упругой энергии на формирование структуры высококоэрцитивного состояния в процессе термомагнитной обработки и последующего отпуска.

К первой группе можно отнести сплавы с малой величиной относительной разницы параметров кристаллической решетки фаз си и а2 (Да/а » 0,1-0,2 % после ИТМО [1, 18]). В этих материалах роль упругой энергии в формировании структуры высококоэрцитивного распада незначительна. Это, прежде всего, тройные сплавы Ре-Сг-Со и сплавы с добавками А1, №>, V, Т1 При ИТМО выделения сильномагнитной фазы он растут преимущественно вдоль приложенного поля, чем и объясняется анизотропный эффект термомагнитной обработки. К данному классу следует отнести и сплав № 1 с 1 %Мо и схожий с ним по магнитным свойствам сплав Х30К15 [19], в которых, согласно полученным экспериментальным данным, энергия взаимодействия магнитного момента частиц фазы щ и поля ИТМО заметно больше упругой энергии при формировании структуры ВКС.

К второй группе относят сплавы, в которых разница параметров кристаллических решеток фаз, формирующихся при распаде а-твердого раствора, увеличена благодаря легированию элементами с большим атомным радиусом, преимущественно концентрирующихся в матричной <*2-фазе, например молибденом и вольфрамом. Величина относительной разницы параметров решеток фаз он и а2 составляет к 0,3 % при температурах ИТМО. Упругая энергия становится соизмеримой с энергией взаимодействия магнитного момента частиц фазы а\ с полем

термомагнитной обработки и даже превышает ее. В отсутствии магнитного поля выделения фазы а]-фазы ориентируются преимущественно вдоль направлений <100>, по которым модуль упругости минимален. Термомагнитная обработка таких сплавов наиболее эффективна при приложении магнитного поля вдоль одного из направлений <100>. В то же время, выделения й1-фазы могут отклоняться от ближайшего направления <100>, когда оно находится под углом к вектору прикладываемого магнитного поля. Во вторую группу входят сплавы № 2 и 3, исследованные в настоящей работе.

Третья группа сплавов характеризуется высокой упругой энергией, заметно превосходящей энергию взаимодействия намагниченности частиц фазы с^ с полем ИТМО. Роль упругих напряжений при этом возрастает. В данном случае магнитное поле ИТМО не может отклонить выделения сильномагнитной фазы от кристаллографических направлений <100>, а способно лишь сориентировать их вдоль направления <100>, ближайшего к направлению магнитного поля ТМО. Вследствие этого магнитные свойства сплавов, обработанных в магнитном поле, могут снижаться из-за появления неблагоприятных ориентировок выделений сильномагнитной фазы, ухудшающих магнитную текстуру сплавов в высококоэрцитивном состоянии. К третьей группе следует отнести исследованные в настоящей работе сплавы № 4 и 5 (таблица 4), для которых характерно уменьшение анизотропии магнитных свойств по сравнению с анизотропией в сплавах с низким содержанием молибдена.

Таблица 4. Магнитные свойства сплавов на основе Ре-Сг-Со с различным содержанием Мо

Группа № Сплав № Хим. состав, масс. % (ост. - Ре) Сг Со Мо Т1 ^ Jп вНс, (ВН)Ю, " кА/м кДж/м3 Источник

1 1 30 15 -30 15 1 0,5 1,15 52,0 32,0 1,20 56,8 28,0 [191 Г201

2 2 3 30 15 2 0,5 30 15 3 0,5 1,15 66,4 36,0 1,15 66,4 36,0 [20] Г201

3 4 5 30 15 4 0,5 30 15 5 0,5 0,95 59,2 20,0 0,95 58,4 20,0 [20] Г201

Для подтверждения теоретических выводов проводили исследование структуры методом электронной просвечивающей микроскопии. На рисунке 9 представлены изображения нанокристаллической структуры ВКС сплавов № 2 (рисунок 9а) и № 4 (рисунок 96) в плоскости (100), что установлено по картинам микродифракции (рисунки 9в и 9г для сплавов № 2 и 4 соответственно) с осью зоны [100], снятыми от тех же участков фольг. При сравнении микрофотографий структуры сплавов № 2 и 4, видно конкурирующее влияние магнитного поля и упругой энергии на формирование структуры высококоэрцитивного состояния в процессе термомагнитной обработки и последующего отпуска. Электронно-микроскопическое исследование проводили на образцах сплавов, прошедших полную обработку на ВКС по схеме

№ 1 при оптимальных температуре и длительности ИТМО. Магнитные свойства рассмотренных сплавов составляли: ¡Нс - 68,0 кА/м; вНс - 66,4 кА/м; Вг - 1,15 Тл; (ВН)тах - 36 кДж/м3 для сплава № 2. Для сплава № 4: ¡Нс - 62,0 кА/м; вНс - 59,2 кА/м; Вг - 0,95 Тл; {ВН)тах - 20 кДж/м3.

Из рисунков 9а и 96 видно, что в сплаве № 2 выделения а^фазы (средний размер частиц 75х25 нм) выстроены преимущественно в одном из направлений <100>, а в сплаве №4 формируется ячеистая наноструктура, в которой частицы о^-фазы перпендикулярны друг другу. Последний результат свидетельствует о превалирующей роли упругой энергии в ходе высококоэрцитивного распада.

Рисунок 9. Микроструктура сплавов № 2 (а) и № 4 (6) в плоскости (001) после обработки на ВКС. Электронограммы сплавов № 2 (в) и № 4 (г) с осью зоны [100], полученных от тех же участков фольг

Сравнение количественного соотношения и морфологии выделений 011 и а.г фаз в структуре сплавов № 2 и № 4 позволяет заключить, что при увеличении содержании молибдена растет объемная доля выделений аз-фазы (с 50 до 70 %). В структуре сплава с 2 %Мо (рисунок 9а) преобладают светлые выделения а^фазы. В структуре сплава с 4 %Мо (рисунок 96) преобладают темные выделения 012-фазы, которые разделенные тонкими прослойками а^фазы, выступающей в виде матричной фазы. Можно предположить, что в сплавах с промежуточным содержанием

молибдена (2 и 3 %Мо) количественное соотношение и морфология выделений (ц и а2 фаз будут оптимальными.

Таким образом, увеличение содержания Мо в исследованных сплавах Х30К15М(1-5)Т сопровождается, по-видимому, не только ростом упругих напряжений между когерентно связанными фазами и их влиянием на форму и ориентацию выделений, но и изменением количественного соотношения фаз, что в совокупности и определяет экстремальную зависимость магнитных свойств исследованных сплавов от содержания молибдена.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Для сплавов Х30К15М(1-5)Т с содержанием молибдена от 1 до 5 % установлены температура и продолжительность изотермической термомагнитной обработки, обеспечивающие получение максимальных магнитных свойств после заключительной термообработки.

2. Установлено, что гистерезисные характеристики сплавов, обработанных на ВКС с оптимальными параметрами ИТМО, экстремально зависят от содержания молибдена. Содержание молибдена в сплавах, приводящее к максимальным магнитным свойствам, составляет 2-3 %.

3. Методом электронной микроскопии определены особенности нанокристаллической структуры, характерные для сплавов с низким и высоким содержанием молибдена (2 и 4 %Мо, соответственно). Показано, что с увеличением содержания молибдена, наряду с возрастающей ролью упругой энергии сплавов в формировании структуры высококоэрцитивного состояния, изменяется количественное соотношение фаз СС[ и а2: объемная доля выделений а2-фазы увеличивается от 50 до 70 %.

4. Показано, что зависимость магнитных свойств всех исследованных сплавов от температуры ИТМО имеют вид кривой с двумя максимумами: коэрцитивной силы и максимального магнитного произведения. Установлено, что для получения максимальных гистерезисных характеристик первую ступень ИТМО сплавов следует проводить в температурном интервале высокотемпературного максимума Нс.

5. Установлены закономерности изменения температуры Кюри и температуры начала распада а-твердого раствора сплавов Х30К15М(1-5)Т от содержания молибдена: температура Кюри а-твердого раствора понижается от 615 °С для сплава с 1 %Мо до 515 "С для сплава с 5 %Мо; температура распада понижается от 665 °С для сплавов с 1-3 %Мо до 655 °С для сплавов с 4-5 %Мо.

6. Показано положительное влияние предварительного отжига закаленных образцов перед ИТМО в области существования однофазного а-твердого раствора на свойства сплавов

Х30К15М(1-5)Т. Отжиг при температурах 680 и 500 °С, 15 мин с промежуточным охлаждением приводит к приросту магнитных характеристик сплавов на 2-10 %.

7. Показано, что многоступенчатая термомагнитная обработка повышает магнитную энергию сплавов с 1-3 %Мо на 5-20 %, в то время как сплавы с 4-5 %Мо к такой схеме ТМО малочувствительны.

8. Установлено, что задержка включения магнитного поля в процессе ИТМО приводит к понижению магнитных свойств сплавов Х30К15М(1-5)Т. Снижение свойств начинается уже при длительности задержки 2 мин.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ

Опубликованные статьи:

1. Чередниченко И.В., Шубаков B.C., Мапинина Р.И., Перминов A.C. Влияние температуры изотермической термомагнитной обработки на магнитные свойства сплава Х30К15М2Т. // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 2009. № 1. С. 39 - 42.

2. Чередниченко И.В., Шубаков B.C., Мапинина Р.И., A.C. Перминов, И.М. Грачева. Влияние многоступенчатой термомагнитной обработки на свойства сплава Х30К15М2Т // Сталь. 2009. № 2. С. 62 - 64.

3. Мапинина Р.И., Чередниченко И.В., Шубаков B.C., Перминов A.C., Жуков Д.Г. Влияние содержания молибдена на магнитные свойства сплавов Х30К15М(1-5)Т. // Сталь. 2009. № 8. С. 80 -83.

4. Чередниченко И.В., Шубаков B.C., Мапинина Р.И., Перминов A.C., Менушенков В.П. Формирование структуры высококоэрцитивного состояния в сплавах Fe - Cr - Со - Mo. // Сталь. 2010. № 1.С. 101-104.

Тезисы докладов на научных конференциях:

5. Чередниченко И.В., Малинина Р.И., Перминов A.C., Сумин В.И., Шубаков B.C. О влиянии первой ступени отпуска на формирование магнитных свойств сплава Fe - 30 %Со - 15 %Сг -2 %Мо. // МКПМ-XVI. Суздаль. Сентябрь 2007 г. С. 80 - 81.

6. Перминов A.C., Малинина Р.И., Чередниченко И.В., Шубаков B.C., Жуков Д.Г. Термомагнитная обработка и магнитные свойства сплавов Fe-30 %Cr-15 %Со-(1-5) %Мо-0,5 %Ti. // МКПМ-XVII. Суздаль. Сентябрь 2009 г. С. 92-93.

Участие в проектах:

7. Проект №2.1.2/4326 «Исследование и моделирование процессов перемагничивания высококоэрцитивных сплавов для постоянных магнитов» «Аналитической ведомственной целевой программы «Развитие научного потенциала высшей школы (2009-2010 гг.)».

СПИСОК ЦИТИРУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

[1] Беляцкая И.С. // Магнитные материалы. - М. Металлургия. 1985. С. 39 - 49.

[2] Sugimoto S., Honda J., Ohtani Y. et al. // IEEE Trans. Magn. 1987. V. 23. N. 5. P. 3193 - 3195.

[3] Лившиц Б.Г., Самарин Б.А., Шубаков B.C., Тентекова P.K. и др. // Авторское свидетельство SU 1547324 AI. 27.04.1987г.

[4] Тентекова Р.К., Самарин Б.А., Шубаков B.C., Колчин А.Е. // Тезисы X ВКПМ. Суздаль. - М. ВНИИТ. 1991. С. 143-144.

[5] Емяшева Т.Г., Самарин Б.А., Шубаков B.C., Менушенкова Н.В. // Тезисы XI ВКПМ. Суздаль. -М. ВНИИТ. 1994. С. 55.

[6] Емяшева Т.Г., Самарин Б.А., Менушенкова Н.В. и др. // Известия ВУЗов Чёрная металлургия. 1996. №7. С. 48-53.

[7] Шубаков B.C., Емяшева Т.Г., Самарин Б.А. и др. // Тезисы XIIIМКПМ. Суздаль. - М. ЦНИИчермет. 2000. С. 164 - 165.

[8] Williams R.O., Poxton H.W. // J. Iren and Steel Inst. 1957. V. 185. P. 358 - 363.

[9] Williams R.O. // Trans. Met. Soc. AIME. 1958. V. 212. P. 497 - 503.

[10] Von W. Spyre, H. Klupsch. // Thyssen Edelst. Techn. Ber. 1984. B. 10. H. 1. S. 76 - 89.

[11] Inoue K. // US Patent. 1975. C22C38/18. N. 3954519.

[12] Koster W„ Hoffman G. // Arch. Eisenhutten. 1959. H. 4. S. 249 - 251.

[13] Kaneko M., Homma M., Minowa T. // IEEE Trans. Magn. 1976. V. 12. N. 6. P. 977 - 979.

[14] Minowa Т., Okada M., Homma M. // IEEE Trans. Magn. 1980. V. 16. N. 3. P. 529 - 533.

[15] Шубаков B.C. // Металлы. 2009. № 2. С. 77 - 81.

[16] Чуистов K.B. // Киев. Наукова думка. 1975. С. 100.

[17] К. J. de Vos. // Z. Angew. Phys. 1966. В. 21. H. 5. S. 381 - 385.

[18] Колчин A.E., Лившиц Б.Г., Федорович В.А. // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1981. №9. С. 103-106.

[19] Homma М., Horikoshi Е., Minowa Т. et al. // Appl. Phys. Lett. 1980. V. 37. N. 1. Р. 92 - 93.

[20] Чередниченко И.В., Шубаков B.C., Малинина Р.И., Перминов A.C., Менушенков В.П. // Сталь. 2010. № 1. С. 101 - 104.

Формат 60 х 90 Vi6 Тираж 100 экз. Объем 1,5 п.л. Заказ 2692

Отпечатано с готовых оригинал-макетов в типографии Издательского Дома МИСиС, 117419, Москва, ул. Орджоникидзе, 8/9 Тел.: 954-1922

Оглавление автор диссертации — кандидата технических наук Чередниченко, Игорь Валерьевич

ВВЕДЕНИЕ

1 АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1 Общая характеристика сплавов для постоянных магнитов системы 12 Fe-Cr-Co

1.1.1 Сплавы системы Fe-Cr-Co как один из классов магнитотвёрдых 12 материалов

1.1.2 Механические свойства сплавов па основе Fe-Cr-Co

1.2 Фазовое состояние в сплавах системы Fe-Cr-Co

1.2.1 Фазовое равновесие и структурные превращения в сплавах 19 системы Fe-Cr-Co

1.2.2 Влияние основных компонентов на фазовое равновесие и 21 магнитные свойства сплавов системы Fe-Cr-Co

1.2.3 Влияние легирующих и примесных компонентов на фазовое 22 равновесие и магнитные свойства сплавов системы Fe-Cr-Co

1.3 Особенности распада а-твердого раствора системы Fe-Cr-Co

1.3.1 Механизм распада а-твёрдого раствора в сплавах 26 системы Fe-Cr-Co

1.3.2 Особенность области расслоения а- твердого раствора сплавов 31 системы Fe-Co-Cr

1.3.3 Концентрационное различие фаз ai и а2 в сплавах 34 на основе Fe-Cr-Co

1.4 Процессы перемагничивания

1.4.1 Теория Стонера-Вольфарта

1.4.2 Перемагпичивание системы однодоменных частиц

1.4.3 Перемагничивание сплавов системы Fe-Cr-Co

1.5 Формирование высококоэрцитивного состояния в сплавах Fe-Cr-Co

1.5.1 Оптимальное фазово-структурное состояние

1.5.2 Формирование структуры и магнитных свойств сплавов на основе

Fe-Cr-Co методом термомагнитной обработки

1.5.3 Формирования структуры ВКС в сплавах системы Fe-Cr-Co в 63 процессе «дораспада»

ПОСТАНОВКА ЗАДАЧИ

2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Приготовление образцов

2.2 Термическая и термомагнитная обработка

2.3 Электронно-микроскопический и количественный фазовый анализ

2.4 Термомагнитный анализ

2.5 Металлографический анализ

2.6 Дифференциальная сканирующая калориметрия

2.7 Измерения твердости

2.8 Алгоритм количественного рентгеновского фазового анализа и 76 размеров кристаллитов фаз и микродеформации их решеток

2.9 Измерение магнитных свойств на гистерезисграфе

3 ФАЗОВОЕ СОСТОЯНИЕ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Fe-Cr-Co-Mo

3.1 Температурная зависимость намагниченности насыщения и 84 твердости сплавов Х30К15М(1-5)Т

3.2 Термомагнитный анализ сплавов Х30К15М(1-5)Т

3.3 ДСК анализ сплавов Х30К15М(1-5)Т

3.4 Металлографический и рентгеноструктурный анализы сплавов 91 Х30К15М(1-5)Т

3.5 Фазовое состояние сплавов Х30К15М(1-5)Т 94 в интервале температур 500-1200 °С

3.6 Применение диаграммы фазового состояния для оптимизации 96 термической обработки сплавов системы Fe-Cr-Co-Mo на ВКС

4 ИЗОТЕРМИЧЕСКАЯ ТЕРМОМАГНИТНАЯ ОБРАБОТКА 100 СПЛАВОВ Fe-Cr-Co

4.1 Влияние температуры ИТМО на магнитные свойства 100 сплавов Fe-Cr-CO

4.2 Влияние продолжительности ИТМО на магнитные свойства сплавов 107 Fe-Cr-Co

4.3 Влияние задержки включения поля ИТМО на магнитные свойства 109 сплавов системы Fe-Cr-Co

4.4 Многоступенчатая термомагнитная обработка сплавов 111 системы Fe-Cr-Co

5 ЭЛЕКТРОННООПТИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ СТРУКТУРЫ ВКС

СПЛАВОВ Fe-Cr-Co

Введение 2010 год, диссертация по металлургии, Чередниченко, Игорь Валерьевич

Магнитотвердые материалы на основе Fe-Cr-Co предложены X. Канеко в 1971 г [1]. Сплавы обладают удачным и весьма редким сочетанием достаточно высоких магнитных свойств с коррозионной стойкостью, прочностью, пластичностью (по сравнению со всеми группами порошковых и ЮНДК сплавов) и относительно низкой стоимостью из-за невысокого содержания дорогостоящего кобальта и отсутствия никеля (в сравнении с Fe-Co-V, ЮНДК и РЗМ-сплавами). Вследствие этого материалы Fe-Cr-Co не теряют своей актуальности, и в настоящее время продолжается их активное исследование.

Коррозионная стойкость дает возможность применять эти постоянные магниты в агрессивных средах и в медицинских целях. Пластичность позволяет подвергать изделия из указанных сплавов токарной и фрезерной обработке, прокатке, волочению и штамповке. Незаменимы сплавы Fe-Cr-Co для деталей и механизмов, работающих с высокими скоростями вращения, под высокими статическими, динамическими нагрузками: в качестве роторов гистерезисных двигателей, деталей гироскопов, в устройствах фокусировки электронных пучков СВЧ-приборов, в грузоподъемных механизмах и т.д.

Сплавы системы Fe-Cr-Co аналогичны сплавам Fe-Ni-AI и Fe-Ni-AI-Co по механизму формирования высококоэрцитивного состояния (ВКС) и относятся к группе дисперсионно-твердеющих сплавов, магнитные свойства которых обусловлены особенностями структуры, возникающей в ходе высококоэрцитивного распада метастабильного а-твердого раствора на изоморфные фазы: а! - обогащенную железом и кобальтом и а2 - обогащенную хромом [1]. Максимальный уровень магнитных свойств сплавов обеспечивается структурой, состоящей из слабомагнитной матрицы а2 и периодически расположенных в ней вытянутых, ориентированных в одном направлении однодоменных нанокристаллических выделений сильномагнитной фазы а,] (длина выделений до 200 нм, диаметр до 20 нм).

Для повышения магнитных свойств (коэрцитивной силы, остаточной индукции, магнитной энергии) сплавы системы Fe-Cr-Co легируют молибденом. В ходе термомагнитной обработки и последующих отпусков этот элемент концентрируется преимущественно в фазе а2, увеличивая разницу параметров кристаллических решеток фаз, что способствует повышению I упругой кристаллической энергии и росту частиц сильномагнитной фазы ai вдоль направления <100>, одновременно являющимся направлением с минимальным модулем упругости и осью легкого намагничивания [2].

В настоящее время для получения нанокристаллической структуры высококоэрцитивного состояния в сплавах со средним содержанием кобальта (15%) и повышенным содержанием хрома (30%) распространен способ, включающий термомагнитную обработку при постоянной температуре и последующий многоступенчатый отпуск. При этом для сплавов Х22К12Т и ХЗОК(12-25)МЗ имеются ограниченные сведения о результатах применения двойной термомагнитной обработки (ДТМО) [3, 4, 5, 6, 7], в частности о влиянии магнитного поля не только на стадии распада, но и в ходе последующего перераспределения компонентов при первых ступенях отпуска. Однако остаются открытыми вопросы о выборе оптимальной температуры изотермической термомагнитной обработки (ИТМО) и о влиянии содержания молибдена на эффективность многоступенчатой термомагнитной обработки сплавов системы Fe-Cr-Co-Mo. Кроме того, в научной литературе отсутствует систематическая информация об оптимальном содержании молибдена в сплавах с различной концентрацией кобальта и хрома, и о влиянии Мо на магнитные свойства. Известно лишь, что сплавы с содержанием 30 %Сг и

15%Со легируют 3% молибдена [4]. Имеющиеся в литературе сведения о свойствах монокристалла сплава Х23К15М5 и литого сплава Х24К15МЗ, а также других сплавов приведены в таблице 1

Таблица 1. Магнитные свойства сплавов Fe-Cr-Co, легированных Мо

Сплав ВНС, кА/м В,- "Гл {ВН)тах, кДж/м3 Источник

Х23К15М5 62,0 1,36 44,8 [8]

Х24К15МЗ 59,2 1.36 36,0 [9]

Х24К15 48.0 1,40 28,8 [9]

X30K15M3 76,8 1,20 49,6 [4]

Х31К23 52,8 1,15 24.8 [1]

X30K25M3 62,4 1,15 40,0 [1]

Из литературных данных можно сделать заключение, что для легированных молибденом сплавов коэрцитивная сила и максимальное энергетическое произведение оказываются выше, чем для сплавов аналогичного состава без молибдена. Таким образом, систематическое изучение влияния содержания молибдеиа на структуру высококоэрцитивного состояния и гистерезисные свойства посредством термических обработок с различными режимами, является актуальной задачей, позволяющей одновременно вести поиск резервов повышения уровня магнитных свойств. Решению данной задачи посвящена данная работа.

Научная новизна

1. Установлены закономерности изменения магнитных свойств (коэрцитивной силы и максимального магнитного произведения) от температуры и продолжительности ИТМО всех исследованных сплавов, обеспечивающие получение максимальных магнитных свойств после заключительной термообработки. Зависимость гистерезисных свойств (Нс, (.ВН)тах) от температуры ИТМО имеют вид кривой с двумя максимумами. С повышением содержания молибдена оптимальная температура ИТМО снижается.

3. Обнаружено изменение морфологии нанокристаллической структуры ВКС и количественного соотношения фаз в сплавах Х30К15М(1-5)Т при изменении содержания молибдена. В сплавах с 1-3 %Мо структура ВКС формируется под совместным действием упругой и магнитной энергий. Такая структура представляет собой частицы сильномагнитной фазы вытянутые вдоль одного направления в парамагнитной матрице и обеспечивает высокие гистерезисные свойства на уровне свойств сплавов Alnico 8. В сплавах с 45 %Мо структура ВКС формируется под превалирующим действием упругой энергии на: частицы сильномагнитной фазы выделяются вдоль направлений <100> с минимальным модулем упругости, вне зависимости от направления приложения магнитного поля ИТМО, образуя тем самым ориентировки, приводящие к снижению магнитных свойств (остаточной индукции и максимального магнитного произведения).

4. Методом термомагнитного анализа (ТМА) определены закономерности изменения температуры Кюри и температуры начала распада а-твердого раствора сплавов Х30К15М(1-5)Т от содержания молибдена.

5. Установлены температурные границы области существования однофазного а-твердого раствора в интервале 665-700 °С, что позволяет проводить релаксационные отжиги закаленных образцов с целью повышения магнитных свойств без изменения фазового состава. Предложены схемы термообработок на ВКС с предварительными отжигами, обеспечивающие прирост магнитных характеристик сплавов Х30К15М(1-5)Т на 2-10 %.

Практическая значимость работы

2. Показано влияние содержания молибдена на фазовое состояние сплавов системы Fe-Cr-Co, структуру ВКС и магнитные свойства.

Объем и структура диссертации

Диссертация изложена на 144 страницах, содержит введение, 5 глав, выводы, 29 рисунков, 16 таблиц.

Заключение диссертация на тему "Формирование высококоэрцитивного состояния и магнитные свойства сплавов системы Fe-Cr-Co-Mo"

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

3. Методом электронной микроскопии определены особенности нанокристаллической структуры, характерные для сплавов с низким и высоким содержанием молибдена (2 и 4 %Мо, соответственно). Показано, что с увеличением содержания молибдена, наряду с возрастающей ролью упругой энергии сплавов в формировании структуры высококоэрцитивного состояния, изменяется количественное соотношение фаз оц и а2: объемная доля выделений а2-фазы увеличивается от 50 до 70 %.

5. Установлены закономерности изменения температуры Кюри и температуры начала распада а-твердого раствора сплавов Х30К15М(1-5)Т от содержания молибдена: температура Кюри а-твердого раствора понижается от 615 °С для сплава с 1 %Мо до 515 °С для сплава с 5 %Мо; температура распада понижается от 665 °С для сплавов с 1-3 %Мо до 655 °С для сплавов с 4-5 %Мо.

6. Показано положительное влияние предварительного отжига закаленных образцов перед ИТМО в области существования однофазного атвердого раствора на свойства сплавов Х30К15М(1-5)Т. Отжиг при температурах 680 и 500 °С, 15 мин с промежуточным охлаждением приводит к приросту магнитных характеристик сплавов на 2-10 %.

7. Показано, что многоступенчатая термомагнитная обработка повышает магнитную энергию сплавов с 1-3 %Мо на 5-20 %, в то время как сплавы с 45 %Мо к такой схеме ТМО малочувствительны.

НА ЗАЩИТУ ВЫНОСЯТСЯ СЛУДУЮЩИЕ РЕЗУЛЬТАТЫ

И ПОЛОЖЕНИЯ

4. Обнаруженная закономерность изменения магнитных свойств от температуры ИТМО, имеющая вид кривой с двумя максимумами (высокотемпературный максимум для сплавов с 1-3 %Мо при 635 °С, и для сплавов с 4-5 %Мо при 625 °С; низкотемпературный - при 620 °С и 615 °С соответственно). При этом установлено, что для получения высоких гистерезисных характеристик первую ступень ИТМО сплавов необходимо проводить при температуре высокотемпературного максимума.

5. Установленные закономерности изменения температуры Кюри и температуры начала распада а-твердого раствора сплавов Х30К15М(1-5)Т от содержания молибдена: температура Кюри а-твердого раствора снижается от 615 °С до 515 °С для сплавов с 1-5 %Мо соответственно; температура распада понижается от 665 °С для сплавов с 1-3 %Мо до 655 °С для сплавов с 4-5 %Мо.

6. Разработанные режимы предварительных отжигов, в температурном интервале 200-680 °С, перед ИТМО образцов, закаленных на однофазный а-твердый раствор, обеспечивающие прирост магнитных гистерезисных характеристик сплавов Х30К15М(1-5)Т после завершающей обработки на ВКС на 2-10 %.

7. Режимы многоступенчатой ТМО, обеспечивающий повышение магнитной энергии на 5-20 % сплавов Х30К15М(1-5)Т с 1-3 %Мо, и отсутствие влияния этой обработки на магнитные свойства сплавов с высоким содержанием молибдена: 4-5 %.

В заключение можно сделать выводы, вытекающие из анализа работ, посвященных вопросам концентрационного разделения между фазами оп и а2 в высококоэрцитивном состоянии сплавов для постоянных магнитов на основе:

• Фаза а2 неоднородна по химическому составу и состоит из пара- и ферромагнитных областей в высококоэрцитивном состоянии сплавов с содержанием кобальта < 15 % [110, 115, 119].

• Также неоднородная по химическому составу агфаза состоит из упорядоченных и неупорядоченных областей, причем объемная доля последних возрастает при снижении содержания кобальта в сплаве [110, 115].

Таким образом, можно сделать вывод: протекание распада обеспечивает формирование периодической структуры, а выбор термокинетических параметров - однодоменность размера и анизотропию формы ферромагнитных выделений.

1.4 Процессы перемагничивания 1.4.1 Теория Стонера-Вольфарта

В большинстве работ, посвященных исследованию механизма перемагничивания сплавов на основе Fe-Cr-Co, высказывается мнение, что перемагничивание осуществляется вращением векторов намагниченности однодоменных вытянутых выделений сильномагнитной агфазы, изолированных сь-матрицей [1, 114, 123, 128]. Представляется целесообразным кратко рассмотреть модели, описывающие механизмы перемагничивания, и факторы, определяющие уровень коэрцитивной силы ансамбля однодоменных частиц.

Ваардом показана предпочтительная ориентация вектора намагниченности вытянутой частички вдоль ее длинной оси [129]. Петли гистерезиса ансамбля ориентированных невзаимодействующих одинаковых эллипсоидов вращения различной формы, в предположении отсутствия кристаллографической анизотропии и когерентного вращения вектора намагниченности, были рассчитаны Стонером и Вольфартом [130]. Когда размагничивающее поле направлено параллельно длинным осям эллипсоидов, коэрцитивная сила определяется степенью вытянутости и величиной намагниченности насыщения [130]: 0) Na, Nb - размагничивающие факторы вдоль длинной и короткой оси эллипсоида;

Is - намагниченность насыщения.

Хаотическое распределение направлений длинных осей одинаковых невзаимодействующих однодоменных частиц вдвое снижает уровень магнитных свойств [130]:

He=WiN„-Na)-I„ (2)

1,= 0,5-/,, (3) - остаточная намагниченность.

1.4.2 Перемагничивание системы однодоменных частиц

Согласно результатам работы [131], наличие магнитного взаимодействия между однодоменными частицами также приводит к снижению коэрцитивной силы по сравнению с ее значением, полученным из формулы (1.1). Учет магнитного взаимодействия в рамках модели Стопера-Вольфарта, был сделан Неэлем [132], предложившим формулу:

Р - объемная доля однодоменных части; iHc{0) - коэрцитивная сила изолированной частицы, определяемая формулой

Бараном [133] рассмотрена модель, представляющая собой ансамбль ориентированных вытянутых однодоменных сильномагнитных частиц, расположенных в слабомагнитной матрице и перемагничивающихся путем когерентного вращения векторов намагниченности. Коэрцитивная сила в этом случае рассчитывается по следующей формуле:

ISh IS2 ~ намагниченности насыщения частиц сильномагнитной фазы и матрицы соответственно;

Is - P-IS[ + (1 -Р)• ISi — намагниченность насыщения модели.

В случае неферромагнитной матрицы формула Барана переходит в формулу Неэля, которая в свою очередь при Р = 0 переходит в формулу Стонера-Вольфарта.

Для расчета коэрцитивной силы сплавов со структурой, состоящей из периодически расположенных выделений нескольких фаз (типа ЮНДК), может быть использована формула В.И. Сумина [134], полученная на основе теории Стонера-Вольфарта:

1.1). S

Is pi и р2, IsI и /52 - относительное количество и намагниченность насыщения частиц сильномагнитной фазы и матрицы соответственно; Aj — параметр распределения частиц сильномагнитной фазы.

Джекобсом и Бином [135] рассмотрена модель, представляющая собой ансамбль невзаимодействующих ориентированных цепочек, состоящих из отдельных сферических однодоменных частиц. В модели предполагается, что сферы имеют лишь точечный контакт или даже раздвинуты; Было показано, что в результате магнитостатического взаимодействия между сферами магнитные моменты будут выстраиваться вдоль оси цепочек. Перемагничивание таких цепочек путем когерентного вращения векторов намагниченности сфер дает меньшее значение коэрцитивной силы, по сравнению с величиной, получающейся из модели Стопера-Вольфарта для эллипсоидов вращения с таким же отношением длины к толщине, как у рассматриваемых цепочек, и такой же, как у сфер, намагниченностью насыщения. В рамках этой же модели Джекобсом и Бином был рассмотрен некогерентный механизм перемагничивания, когда векторы намагниченности сфер расположены в одной плоскости веерообразно относительно оси цепочки. Некогерентное вращение векторов намагниченности насыщения сфер приводит к существенно более низким значениям коэрцитивной силы, по сравнению со случаем когерентного вращения.

Для когерентного вращения было получено следующее выражение для величины коэрцитивной силы:

7) а для некогерентного механизма: tHc=x-It.{Kn--L„)4 2

В)

Is - намагниченность насыщения сфер; п - число сфер в цепочке;

Кп, Ln - коэффициенты, зависящие от длины цепочки и учитывающие взаимодействие между магнитными моментами сфер.

В работе [136] Е. Кондорский учел влияние неоднородности намагничивания и получил формулу (9):

Na, Nb - размагничивающие факторы вдоль длинной и короткой оси эллипсоида;

К - константа магнитной анизотропии;

В((р0) - функция, учитывающая неоднородность намагничивания. Зависти от угла поворота частицы (р0 и формы частицы (цилиндр, эллипс и т.д.)

Наличие перемычек между цепочками сфер, то есть дефектность структуры, также приводит к снижению коэрцитивной силы [137]. Таким образом, коэрцитивная сила ансамбля однодоменных, анизотропных по форме частиц, определяется как соотношением намагниченностей насыщения выделений и матрицы, так и их объемной долей и морфологией расположения.

Согласно имеющимся теоретическим представлениям [129-137], для достижения максимального уровня магнитных свойств структура дисперсионно-твердеющих сплавов должна отвечать следующим требованиям: • Размеры выделений сильномагнитной фазы должны обеспечивать их однодоменность;

• Выделения сильномагнитной фазы должны быть анизотропны по форме;

• Длинные оси выделений сильномагнитной фазы должны быть ориентированы в одном направлении;

• Выделения должны быть изолированы друг от друга слабомагнитной матрицей и периодичны;

• Разница между намагниченностями насыщения выделений и матрицы должна быть максимальной.

• Структура выделений в матрице должна быть периодичной.

1.4.3 Перемагничивание сплавов системы Fe-Cr-Co

В работе X. Канеко [1], в которой сообщалось о новом материале для постоянных магнитов на основе Fe-Cr-Co, в результате электронно-микроскопического исследования структуры сплава Fe — 31 %Сг — 23 %Со, было сделано предположение, что перемагничивание происходит по механизму вращения векторов намагниченности насыщения однодоменных выделений сильномагнитной фазы. Согласно рассмотренным теоретическим моделям, такой механизм перемагничивания может обеспечить высокий уровень магнитных свойств.

Исследование процессов перемагничивания сплава Fe - 28 %Сг - 23 %Со - 1 %Si на различных этапах термообработки на ВКС показало [123, 128], что после проведения ИТМО при 640 °С наблюдается многодоменная структура, а после проведения дополнительного отпуска при 600 °С в магнитной структуре сплава наблюдались особенности, характерные для доменов магнитного взаимодействия, состоящих из большого количества структурных образований, каждое из которых однодоменно, магнитоодноосно и перемагничивается путем необратимого вращения вектора намагниченности [123]. Наличие обычной многодоменной структуры в сплаве после ИТМО при 640 °С авторы [123] связывали с близостью фазовых составляющих по химическому составу и магнитным свойствам, что в целом согласуется с данными об изменении состава фаз высококобальтовых сплавов в ходе термической обработки [97].

Вывод о перемагничивании обработанного на высококоэрцитивное состояние сплава Fe - 23 %Сг - 15 %Со — 2 %Мо — 0,5 %Ti путем вращения векторов намагниченности вытянутых в одном направлении выделений сильномагнитной агфазы, расположенной в а2-матрице, сделан авторами [116] на основании исследований изменений доменной структуры сплава в процессе перемагничивания. Измерения температурных зависимостей намагниченности насыщения и коэрцитивной силы обработанных на высококоэрцитивное состояние сплавов Fe - 27 %Сг - 15 %Со - 1 %Nb - 1 %А1 - 0,5 %Si [119]; Fe -29 %Cr - 23 %Со - 0,5 %Si -0,3 %Mn, Fe - 30 %Cr - 25 %Co - 3 %Mo [114]; Fe - (28-29) %Cr - (5-23) %Co [115] показали, что в сплавах указанных составов взаимосвязь коэрцитивной силы с намагниченностью насыщения хорошо описывается теоретическими формулами (1.2) и (1.3). По мнению авторов [65, 42, 61] этот факт служит доказательством перемагничивания сплавов на Fe-Cr-Co путем вращения векторов намагниченности ансамбля однодоменных анизотропных по форме сильномагнитных выделений агфазы, расположенных в а2-матрице.

Полностью противоположное мнение о природе коэрцитивной силы рассматриваемых сплавов было высказано в работах [117, 118, 127, 138], авторы которых считают, что перемагничивание реализуется путем движения границ доменов. Границы доменов непосредственно наблюдали лоренцевской электронной микроскопией в обработанных на высококоэрцитивное состояние сплавах Fe - 23 %Сг - 15 %Со - 5 %V [138] и Fe - 27 %Сг - 15 %Со - 1 %А1 -0,25 %Zr [139]. Ширина доменов не превышала 500 нм (5000 А) [138, 139], а их границы располагались параллельно направлению поля, приложенного при ТМО сплава Fe - 23 %Сг - 15 %Со - 5 %V и вдоль направлений типа <100> в сплаве Fe - 27 %Сг - 15 %Со - 1 %А1 - 0,25 %Zr [139], обработанном на изотропное состояние. Однако движение границ доменов удалось обнаружить только в первом сплаве, термообработанном при 640 °С [138]. После обработки при этой температуре, как следует из результатов [97, 105, 140, 141], а] и а2 фазы близки по химическому составу и перемагничивание сплавов как с 15 % [138], так и с 23 %Со [123] осуществляется движением границ доменов. В высококоэрцитивном состоянии фазы а] и а2 существенно отличаются по химическому составу [97, 120], и авторы [138, 139] движение границ доменов не наблюдали. В связи с вышесказанным, вывод работы [139] о перемагничивании сплавов на основе Fe-Cr-Co движением границ доменов, по-видимому, преждевременен.

В работах [117, 118] мнение о перемагничивании обработанных на высококоэрцитивное состояние сплавов на основе Fe-Cr-Co движением границ доменов высказано из-за неверной интерпретации ЯГР-спектров, что подробно обсуждено в пункте 1.3.3.

Интересные результаты были получены при исследовании взаимосвязи различной структуры высококоэрцитивного состояния сплава сплаве Fe — 33 %Сг - 11,6 %Со с уровнем коэрцитивной силы [142]. Было показано, что коэрцитивная сила при наличии структуры, состоящей из сферических выделений aj-фазы — 16 кА/м, из вытянутых в одном направлении частиц — 60 кА/м, из беспорядочно ориентированных вытянутых выделений - 32 кА/м. В 1.4.1 отмечалось, что беспорядочная ориентация однодоменных эллипсоидов в модели Стонера-Вольфарта вдвое снижает величину коэрцитивной силы по сравнению с ее значением для идеально ориентированного ансамбля. Отношение коэрцитивных сил таких структур, полученное из теоретической модели и наблюдаемое экспериментально [142] практически одинаково, что вероятно, свидетельствует о перемагничивании сплавов на основе Fe-Cr-Co путем вращения.

Теоретическая оценка коэрцитивной силы Fe - 23 %Сг - 15 %Со - 5 %Мо по формуле Неэля (2) дает значение 290-305 кА/м при l/d выделений а!-фазы -10-15; |Xo/5(ai) = 0,176 Тл; Р =0,65; |1о/5(а2) = 0 [140]. Экспериментально полученное значение коэрцитивной силы составило 69 кА/м, что существенно ниже теоретической величины [140]. Коэрцитивная сила сплава Fe - 25 %Сг

15 %Со - 3 %V - 0,3 %Ti с анизотропией формы выделений агфазы l/d - 2 составила 47 кА/м [140]. Так как увеличение анизотропии формы выделений аг фазы от 2 (сплав без молибдена) до 10-15 (сплав с молибденом) не соответствует приросту коэрцитивной силы, а вытянутость частиц в сплаве с молибденом такова, что ее дальнейшее увеличение уже не приведет к заметному увеличению (Nb - Na), автор [140] делает вывод, что уровень коэрцитивной силы сплавов на основе Fe-Cr-Co ограничен не степенью вытянутости и ориентированности частиц, а степенью их изолированности [140]. Это заключение хорошо коррелирует с данными [110, 115] о неоднородности оь-фазы по химическому составу.

Таким образом, перемагничивание сплавов для постоянных магнитов на основе Fe-Cr-Co, по-видимому, осуществляется вращением векторов намагниченности однодоменных выделений агфазы [115, 116, 119, 123, 128], а уровень коэрцитивной силы сплавов со структурой, состоящей из вытянутых ориентированных частиц агфазы, расположенных в оь-матрице, ограничивается слабыми изолирующими свойствами а2-фазы [110, 115, 140].

1.5 Формирование высококоэрцитивного состояния в сплавах Fe-Cr-Co

1.5.1 Оптимальное фазово-структурное состояние

В настоящее время для сплавов на основе Fe-Cr-Co известны несколько методов создания отвечающей требованиям теории оптимальной структуры высококоэрцитивного состояния и соответствующих ей максимальных магнитных свойств. Традиционный способ обработки магнитотвердых материалов с применением термообработки в магнитном поле (ТМО) является основным методом получения высоких магнитных характеристик постоянных магнитов из описываемых сплавов [1, 9, 11, 93, 29 и др.]. Он включает в себя следующие операции: закалку, необходимую для фиксации метастабильного а-твердого раствора и предотвращения выделения неферромагнитных при комнатной температуре у- и 8-фаз, ТМО; в процессе которой происходит распад а-твердого раствора и формируется структура, состоящая из вытянутых вдоль направления магнитного поля, прикладываемого при ТМО, выделений сильномагнитной арфазы, расположенных в а2-матрице; и заключительную термообработку, во время которой фазы разделяются по химическому составу в результате диффузионного обмена компонентами, что обеспечивает большую разницу в их намагниченности насыщения [1,9, 1 1, 29, 68-73, 93 и др.].

Обрабатываемые указанным выше способом сплавы на основе Fe-Cr-Co можно разделить на две различные группы, характеризуемые изотропным и анизотропным эффектом ТМО [11, 29, 68-70].

Исследования монокристаллов сплавов на основе Fe-Cr-Co как тройных, так и содержащих легирующие добавки показало, что их магнитные свойства и структура высококоэрцитивного состояния практически не зависят от кристаллографического направления, вдоль которого было приложено магнитное поле при ТМО [11, 29, 68-70]. Изотропный эффект ТМО является важным преимуществом сплавов на основе Fe-Cr-Co над сплавами системы Fe-Al-Ni-Co, так как отпадает необходимость в предварительном текстуровании изделий перед проведением ТМО. При легировании описываемых сплавов молибденом или вольфрамом эффект ТМО приобретает анизотропный характер [9, 11, 70-73]. Максимальные магнитные свойства и оптимальная структура высококоэрцитивного состояния достигаются в случае наложения магнитного поля при ТМО параллельно кристаллографическим направлениям типа <100> [9, 11, 70-73], что ранее наблюдали в сплавах на основе Fe-Al-Ni-Co и Fe-Al-Ni-Co-Cu-Ti [101, 143]. Недостатком сплавов на основе Fe-Cr-Co с анизотропным эффектом ТМО следует считать необходимость предварительного текстурования перед проведением ТМО, достоинством - более высокий уровень магнитных характеристик по сравнению со сплавами с изотропным эффектом ТМО [9, 11].

В 1979 году С. Джином предложен способ получения анизотропных постоянных магнитов на основе Fe-Cr-Co без применения термомагнитной обработки, так называемое деформационное старение [31]. Метод включает в себя закалку на а-твердый раствор, предварительное старение, в процессе которого происходит распад а-твердого раствора с образованием сферических выделений а!-фазы, расположенных в сь-матрице, промежуточную холодную или теплую пластическую деформацию, необходимую для вытягивания и ориентирования выделений сильномагнитной фазы вдоль направления течения металла, и заключительную термическую обработку, требуемую для диффузионного разделения фаз по химическому составу [31]. Очевидно преимущество деформационного старения: исключение из технологического процесса энергоемкой, требующей тщательной укладки изделий перед ее проведением, термомагнитной обработки. В целом количество и информативность исследований технологии деформационного старения, факторов, влияющих на магнитные свойства, структуру и пластичность сплавов на основе Fe-Cr-Co при обработке этим методом [12, 31, 32, 33, 34], явно уступает по количеству и информативности работам, посвященным обработкам с применением ТМО [1, 9, И, 21, 29, 35, 65-73, 93, 20, 96-100, 102, 105, 114, 116, 119, 144, 145, 146].

По методам получения максимальных магнитных свойств сплавы для постоянных магнитов на основе Fe-Cr-Co можно разделить на три группы:

1) Сплавы, обрабатываемые с применением ТМО. Обработка обеспечивает получение максимального уровня магнитных свойств на сплавах, характеризующихся изотропным эффектом ТМО и имеющих состав: Fe - (2230) %Сг - (4-23) %Со - (0-3) %Ti - (0-5) %V - (0-1) %Si - (0-1) %А1 [1, 9, 11, 35, 44, 93, 94, и др.];

2) Сплавы, обрабатываемые с применением ТМО и требующие создания текстуры <100> перед проведением ТМО. Обработка по этому метода обеспечивает получение максимальных магнитных свойств на сплавах с анизотропным эффектом ТМО и имеющих состав: Fe - (22-23) %Сг - (1520) %Со - (3-5) %Мо или 8 %W [9, 11, 70-73];

3) Сплавы, обрабатываемые по методу деформационного старения. Обработка обеспечивает получение максимального уровня магнитных свойств на сплавах состава: Fe - 33 %Сг- (7-23) %Со - (0-2) %Си [12, 31, 32];

4) Сплавы, обрабатываемые на изотропное состояние [14, 22]

Лучшие магнитные свойства сплавов этих групп приведены в таблице 3. Анализ таблицы 3 показывает, что для сплавов первой группы с изотропным эффектом ТМО, характерен относительно низкий уровень коэрцитивной силы не более 55,0 кА/м, и высокий уровень максимальной магнитной энергии до 66,4 кДж/м , который в основном достигается за счет выпуклой кривой размагничивания, (BH)maJ(Br ВНС) до 0,80, при остаточной индукции до 1,56 Тл. Сплавы второй группы, с анизотропным эффектом ТМО, имеют более высокие значения как коэрцитивной силы, до 76 кА/м, так и максимальной магнитной о энергии, до 91,2 кДж/м , по сравнению со сплавами первой группы. Сплавы отнесенные в настоящей классификации ко второй группе (сплавы с анизотропным эффектом ТМО) можно обрабатывать аналогично сплавам отнесенным к первой группе (сплавы с изотропным эффектом ТМО) однако это приведет к снижению уровня их магнитных свойств [9]. Обработка сплавов первой группы аналогично сплавам второй группы к возрастанию их магнитных свойств не приведет вследствие изотропности эффекта ТМО [11, 2970].

Коэрцитивная сила и максимальная магнитная энергия сплавов третьей группы достигают 86,4 кА/м и 87,6 кДж/м3, что находится на уровне максимальных магнитных свойств, полученных на сплавах второй группы.

Особо следует выделить тот факт, что максимальные магнитные свойства во всех трех группах получены на сплавах дополнительно легированных одним или двумя элементами. Наивысшие магнитные характеристики сплавов первой и второй групп достигнуты при легировании титаном и молибденом [9, 11], сплавов третьей группы - медью [12, 32].

Из анализа данных таблицы 3 следует, что по мере увеличения содержания кобальта в сплавах трех групп наблюдается увеличение значений коэрцитивной силы.

Длительность термообработки сплавов системы Fe-Cr-Co на высококоэрцитивное состояние так же зависит от содержания кобальта. Если суммарное время термической обработки высококобальтовых сплавов не превышает 10 часов [1, 44], то для достижения высококоэрцитивного состояния сплавов с 5 %Со необходимо не менее 100 часов [94, 144].

Библиография Чередниченко, Игорь Валерьевич, диссертация по теме Материаловедение (по отраслям)

1. Kaneko Н., Homma М., Nakamura К. New ductile permanent magnet of Fe-Cr-Co system // AIP Conf. Proc. 1972. N. 5. P. 1088 1092.

2. Беляцкая И.С. О закономерностях формирования высококоэрцитивного состояния в сплавах на основе Fe-Cr-Co // Магнитные материалы. — М.: Металлургия. 1985. С 39 49.

3. Тентекова Р.К., Самарин Б.А., Шубаков B.C., Колчин А.Е. Ступенчатая термомагнитная обработка сплавов системы Fe-Cr-12%Co // X Всесоюзная конф. по постоянным магнитам. Суздаль. -М. ВНТШТ. 1991. С. 143 144.

4. Sagaoto L, Honda J., Ohtani Y., et al. Improvements of the magnetic properties of equiaxed Fe-Cr-Co-Mo hard magnets by two-step thermomagnetic treatment // IEEE Trans, on magnetic. 1987. V. 23. N. 5. P. 3193 3195.

5. Шубаков В. С., Емяшева Т. Г., Самарин Б. А., Менушенкова Н. В.

6. Двухступенчатая термомагнитная обработка сплавов Fe — (12-25) %Со — 30 %Сг-3 %Мо // XIII Междунар. конф. по постоянная магнитам, Суздаль. — М.: ЦНИИчермет. 2000. С. 164 165.

7. Емяшева Т.Г., Самарин Б.А., Менушенкова Н.В., и др. Известия ВУЗов Чёрная металлургия. 1996. № 7. С. 48-53.

8. Емяшева Т.Г., Самарин Б.А., Шубаков B.C., Менушенкова Н.В. XI

9. ВКПМ. Суздаль. М. ВНИИТ. 1994. С. 55.

10. Вннтайкин Б.Е., Кузьмин Р.Н. Об особенностях тонкой кристаллической структуры высококоэрцитивного сплава Fe-Cr-Co Mo // ФММ. 1986. Т. 61. № 3. С. 561 -568.

11. Ношша М., Horikoshi Е., Minowa Т. et al. High-energy Fe-Cr-Co permanent magnets with (BH)maK = 8 10 MG • Oe // Appl. Phys. Lett. 1980. V. 37, N. 1. P. 9293.

12. Misima. Electrical Magasine. OHM. 1932. N. 19. P. 353.

13. Ikuta N., Okada M., Homma M., Minowa T. Single crystal magnets // J. Appl. Phys. 1983. V. 54. N. 9. P. 5400 5403.

14. Jin S. Magnet alloys containing Fe-Co-Cr // Patent PST. 1983. HO IF 1/04. № W081/00643.

15. Лившиц Б.Г., Крапошин B.C., Липецкий Я.П. Физические свойства металлов и сплавов // М., Металлургия. 1980. С. 131.

16. ГОСТ 24897-81 Материалы магнитотвердые деформируемые.

17. Prospect. Tokius. Fe-Cr-Co. Japan. 1982.

18. Prospekt. Vakuumschmelze GmbH Hanau. BRD. 1985.

19. Prospect. Suminoto Special Metals. Japan. 1983.

20. Jin S. //IEEE Trans. Magn. 1979. V. 15. P. 1740.

21. Альтман А.Б., Герберг A.H., Гладышев П.А., и др. Постоянные магниты. Справочник // Под ред. Пятина Ю.М. М.: Энергия. 1980. С. 358.

22. Ношша М. Permanent magnet in Fe-Cr-Co system // 1st Int. seminar on Magn. GDR.- 1977.

23. Kaneko H. Катанные железохромистые магниты // Яп. Киндзоку. 1977. Т. 44. № 9. С. 25 29.

24. Альтман А.Б., Герберг А.Н., Гладышев П.А., и др. Постоянные магниты. Справочник // Под ред. Пятина Ю.М. М.: Энергия. 1980. С. 335 340.

25. Jin S. Fe-Cr-Co Permanent magnet alloy and alloy processing // US Patent. 1981. HO IF 1/02. (148/103). N. 4253883.

26. Jin S., Chin G., Wonsiewiez B.C. A low Cobalt ternary Cr-Co-Fe alloy for telephone receiver magnet use //IEEE Trans, on Magn. 1980. V. 16. N. 1. P. 139 -146.

27. Jin S., Gayale N.V., Chen G.T., et. al. Humidity-induced hydrogen embrittlement in Fe-Cr-Co magnet alloys // Met. Trans. (A). 1980. V. 11 (A). P. 884 -886.

28. Belly Y. Mishka R.K., Kubaruch K., Okada M. The effect of vanadium and vanadium plus titanium on the magnetic and mechanical properties of Fe-Cr-Co hard magnet // Mat. Science Eng. 1981. V. 47. P. 69-75.

29. Jin S., Mahajan S., Brasen D. Mechanical properties of Fe-Cr-Co ductile permanent magnet alloys // Met. Trans. (A). 1980. V. 11 (A). P. 69 76.

30. Heiman W., Thielman R. Unersuchery zum umtonmverhalften Eisen-Crom-Cobalt-Dauermanetlegierung // Thysse. Ralest. Thechn. Ber. 8. 1982. Heff. 1. S. 64 — 68.

31. Kaneko H., Homma M., Okada M., Nakamura K., Ikita I. New ductile permanent magnet with (BH)max = 8 MG ■ Oe // AIP Conf. Proc. 1975. N. 29. P. 620 -621.

32. Шур Я.С., Белозеров E.B., Майков В.Г., Сериков В.В., Юрчиков Е.Е. идр. О влиянии пластической деформации на магнитные свойства и структуру сплавов Fe-Cr-Co // ФММ. 1979. Т. 57. № 5. С. 943 948.

33. Jin S. Deformation-induced anisotropic Cr-Co-Fe permanent magnet alloys // IEEE Trans, on Magn. 1979. V. 15. P. 1748 1750.

34. Jin S., Gaylc N.V., Bernardini J.E. Deformation-aged Cr-Co-Fe permanent magnet alloys // IEEE Trans, on Magn. 1980. V. 16. P. 1050 1052.

35. Jin S. Magnetically anisotropic alloys by deformation processing // US Patent. 1981. H01F1/02. (148/103). N. 4251293.

36. Chin Т., Wu Т., Chang G., Hsu Т., Chang Y. Electron microscopy and magnetic properties of Fe-Cr-Co permanent magnet alloys manufactured by rolling-aged technique //J. Appl. Phys. 1983. N. 18. P. 1681 1688.

37. Jin S., Gayle N.V. Low-cobalt Cr-Co-Fe magnet alloys obtained by slow cooling under magnetic field // IEEE Trans, on Magn. 1980. V. 16. P. 526 528.

38. Wever F., Hashimoto U. Zur Kenntnis der Zweistoffsystem Kobalt-Chrom und des Einflubes einigey Elemente auf die Eigen-Schaften der Kobalt-Chrom-Leguerungen // Mitteilung Keiser Wilhelm — Inst. Eisenforschung. 1929. Bd. ll.S. 293-330.

39. Koster W. Das system Eisen-Kobalt-Chrom // Arch. Eisenhutten. 1932. Bd. 233.1. H.3. S. 113-116.

40. Koster W. Hoffman G. Uber die gleichgewichtsensteellungen im Dreistoffsystem Fe-Cr-Co // Arch. Eisenhutten. 1959. H. 4. S. 249 251.

41. West D. Constitution des alliages riches on fer du systeme Fe-Cr-Co-Mo // Cobalt. 1971. V. 51. P. 77-90.

42. Dombre M., Campos О., Valignat N. Phase equilibrium in the ternary Fe-Co-Cr ! system 11 J. Less. Com. Met. 1979. V. 66. P. 1 11.

43. Rideout S., Manly W., Kamen E. Constitution of ternary Fe-Cr-Co system. J. Met 1951. P. 872-876.i

44. Kaufmann L., Nesor H. Calculation of superalloy phase diagrams. Part 1. // Met

45. Trans. 1974. V. 5.N. 7. P. 1917-1621.

46. Von W. Spyre, H. Klupsch. Entwiklung einer Dauermagnetlegierung des Types Fe 23 %Cr - 16 %Co - 3 %Mo // Thyssen Edelst. Techn. Ber. 1984. Bd.l 0 H.l. S. 76 - 89.i

47. Kaneko H. et al. Fe-Cr-Co permanent magnet alloys containing silicon // IEEE Trans. Magn. 1972. V. 8. N. 3. P. 347 348.

48. Kaneko M., Homma M., Fucanaga Т., Okada M. Fe-Cr-Co permanent magnet alloys containing Nb and Al II IEEE Trans. Magn. 1975. V. 11. P. 1440 1442.

49. Inoue K. Iron/chromium/cobalt-base spinodal decomposition-type magnetic alloy //US Patent. 1981. C22C38/18. (420/37). N. 4253883.

50. Kaneko M., Homma M., MinoAva T. Effect of V and V + Ti additions on the Fe-Cr-Co ductile magnet alloys // IEEE Trans. Magn. 1976. V. 12 N. 6 P. 977 979.

51. Chin G., Jin S., Green M.L., Sherwood R.C., Wernic J.H. Low-cobalt Cr-Co-Fe permanent magnet alloys // J. Appl. Phys. 1981. V. 52. N. 3. P. 2536 2541.

52. Chin Т., Wu Т., Chung C. Spinodal decomposition and magnetic properties of Fe-Cr-12 %Co permanent magnet alloys // J. Appl. Phys. 1983. V. 54. N. 8. P. 4502 -4511.

53. Inoue K. Iron-chromium-cobalt spinodal decomposition-type magnetic alloy comprising Niobium and/or tantalum// US Patent. 1975. C22C38/18. N. 3954519.i

54. Основы материаловедения // Учебник для ВУЗов. Под ред. Сидорина И.И. М.: Машиностроение. 1976. С. 78-83.

55. R. Cremer, I. Pfeiffer. Untersuchungen zum ausscheidungsverhalten von Cr-Co-Fe Dauermagnetlegierungen // Physica B+C. 1975. V. 80. N. 1-4. P. 164 176.

56. Kaneko H. et al. Fe-Cr-Co permanent magnet alloys containing silicon // IEEE Trans. Magn. 1972. V. 8. N. 3. P. 347 348.

57. Kaneko M., Homma M., Fucanaga Т., Okada M. Fe-Cr-Co permanent magnet alloys containing Nb and A1 // IEEE Trans. Magn. 1975. V. 11. P. 1440 1442.

58. Dongsheng Li, Peng Huizi, Sun Jinsheug. Fe-Cr-Co ductile permanent magnet alloy with СBH)max = 7 MG • Oe // kexue tongbao. 1983. V. 28. N. 1. P. 45 50.

59. Самарин Б.А., Шубаков B.C., Вульф Л.Б. Термическая обработка и магнитные свойства высококоэрцитивных сплавов на основе Fe-Co-Cr, легированных 3 %Мо. //МиТОМ. 1982. № 6. С. 47 50.

60. Chin Т., Lee P., Chang С. Effect of alloying on magnetic properties of Fe-Cr-12 %Co permanent magnet alloys // JMMM. 1984. N. 42 P. 207 216.

61. Belly Y. Mishra R.K., Kubaruch K., Okada M. The effect of vanadium and vanadium plus titanium on the magnetic and mechanical properties of Fe-Cr-Co hard magnet // Mat. Science Eng. 1981. V. 47. P. 69 75.

62. Михеев Н.И., Прозоров A.A. Высокотемпературное превращение в магнитнотвердых железохромкобальтовых сплавах // МиТОМ. 1980. № 12. С. 48-50.

63. Chin Т. Chang L. Wu Т. The effect of carbon magnetic properties of a Fe-Cr-Co permanent magnet alloy // IEEE Trans, on Magn. 1982. V. 18. N. 2. P. 781 787.

64. Von W. Spyre, H. Klupsch. Entwiklung einer Dauermagnetlegierung des Types Fe 23 %Cr - 16 %Co - 3 %Mo // Thyssen Edelst. Techn. Ber. 1984. Bd. 10 H. 1. S. 76 - 89.

65. Chin G.Y., Murray H., Jin S.G., Plewes J.T. // Patent. 1980. D 2928060. C1C21D1/100.

66. Chin T.S., Chang C.Y., Wu T.S., Hsu Т.К., Chang Y.H. Deteriorating effect of manganece on properties of Fe -Cr-Co permanent magnet alloys // IEEE Trans. Magn. 1983. V. 19. P 2035 2037.

67. Самарин Б.А., Шубаков B.C., Вульф Л.Б., Деменьттьева Г.П.

68. Исследование влияния титана и алюминия на магнитные свойства высококоэрцитивных сплавов Fe-Cr-Co // Электронная техника. Материалы. 1983. № 11. С. 63-64.

69. Самарин Б.А., Шубаков B.C., Демсньтсва Г.П., Вульф Л.Б.

70. Высококоэрцитивные сплавы на основе системы Fe-Cr-Co, легированные кремнием // Электронная техника. Металлы. 1982. №1 (162). С. 16-19.

71. Самарин Б.А., Шубаков B.C., Вульф Л.Б. Термическая обработка и магнитные свойства сплавов на основе Fe-Cr-Co, легированных 3 %Мо // МИТОМ. 1982. № 6. С 47 49.

72. Chin Т., Lee P., Chang С. Effect of alloying on magnetic properties of Fe-Cr-12 %Co permanent magnet alloys // JMMM. 1984. N. 42 P. 207 216.

73. Беляцкая И.С., Сухарева E.A. Влияние алюминия и ниобия на структуру и магнитные свойства монокристаллов сплавов Fe-Cr-Co // Изв. ВУЗов. Черная металлургия. 1981. № 11. С. 98 100.

74. Беляцкая И.С., Сухарева Е.А. Влияние термодинамической обработки на магнитные свойства монокристаллов сплавов Fe-Cr-Co // Изв. ВУЗов. Физика. 1978. № 1. С. 128- 130.

75. Беляцкая И.С., Сухарева Е.А. Магнитные свойства монокристаллов сплавов Fe-Cr-Co и Fe-Cr-Co-Mo // ФММ. 1979. Т. 48. № 4. С. 759 763.

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

77. Беляцкая И.С., Арабей Е.В., Меженный Ю.О. Влияние молибдена в количестве 10-15% на структуру и магнитные свойства сплавов Fe-Cr-Co // Изв. ВУЗов, Черная металлургия. 1982. № 11. С. 96 98.

78. Арабей Е.В., Беляцкая И.С., Гуляев А.А., Умпелев A.M. О влиянии вольфрама на особенности распада в высококоэрцитивных сплавах Fe-Cr-Co // Изв. АН СССР, Металлы. 1984. № 4. С. 126 128.

79. Михеев И.И., Ковалерова Д.А., Миляев И.М., Прозоров А.А., Смирнов

80. С.Д. Влияние состава на магнитные свойства магнитоанизотропных сплавов системы железо-хром-кобальт-ниобий // Электронная техника. Материалы.1983. Т. 174. № 1.С. 63-64.

81. Kaneko H. Новые разработки магнитных сплавов, подвергающихся прокатке // Яп. Киндзоку. 1972. Т. 42. № 1. С. 106 111.

82. Козлов Ю.И., Ракитина З.А. Влияние титана на магнитные свойства сплавов железо-хром-кобальт // ФММ. 1983. № 6. С. 1223 1225.

83. Williams R.O., Poxton H.W. The nature of aging of binary Fe-Cr alloys around 500 °C //J. Iron and Steel Inst. 1957. V. 185. P. 358 363.

84. Williams R.O. Further studies of the Fe-Cr system // Trans. Met. Soc. AIME. 1958. V. 212. P. 497-503.

85. Винтайкии E.3., Колонцов В.Ю. Зоны Гинье-Престона в сплавах Fe-Cr // ДАН СССР. 1967. Т. 176. С. 812-815.

86. Виптайкнн Е.З., Колонцов В.Ю. Старение сплавов Железо-Хром // ФММ.1968. Т. 26. С. 282-283.

87. Винтайкин Е.З., Колонцов В.Ю., Медведев Э.А. Низкотемпературная часть диаграммы состояния системы Fe-Cr // Изв. АН СССР. Металлы. 1969. № 4. С. 169- 172.

88. Винтайкин Е.З., Дмитриев В.Б., Колонцов В.Ю. Нейтронографическое исследование кинетики расслоения твердых растворов // ФММ. 1970. Т. 29. С. 1261 1266.

89. Hillard J.E. In phase transformation // Metals Park, Ohio: Am. Soc. Met. 1970. P. 497 560.

90. Langer J.S. Statistical Methods in the theory of spinodal decomposition // Acta Met. 1973. V. 21. N. 12. P. 1649 1659.

91. Cahn J.W. On spinodal decomposition in cubic crystals // Acta Met. 1962. N. 10. P. 179-183.

92. Cahn J.W. Magnetic aging of spinodal alloys // J. Appl. Phys. 1963. V. 34. N. 12. P. 3581 -3586.

93. Cahn J.W. Phase Separation by spinodal decomposition in isotropic system // J. Chem. Phys. 1969. V. 42. N. 1. P. 93-99.

94. Cook H.E., De Fontaine D. On elastic free energy of solid solution // Acta Met.1969. V. 17. N. 7. P. 915-924.

95. Cook H.E. Brownial motion in spinodal decomposition // Acta Met. 1970. V. 18. N. 3.P. 297-306.

96. Тяпкнн Ю.Д. Гаврилова A.B. Старение сплавов // Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. 8. М.: ВИНИТИ. 1974. С. 64- 124.

97. Tiapkin Yu.D. Structural transformation during aging of metals alloys // Ann. Rev. Mat. Sci. 1977. V. 7. P. 209-237.

98. Хачатурян А.Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов // М., Наука. 1974. С. 348.

99. Нош ma М., Okada М., Minowa Т. Fe-Cr-Co permanent heat-treated in ridge region of the miscibility gap // IEEE Trans, on Magn. 1981 V. 17. N. 6. P. 3473 -3478.

100. Green M.L., Sherwood R.C., Chin G., et al. Low cobalt CrCoFe and CrCoFex permanent magnet alloys // IEEE Trans, on Magn. 1980. V. 16. N. 5 P. 1053 1055.

101. R. Tahara, Y. Nakamura, M. Inagaki et al. Mossbauer study of spinodal decomposition in Fe-Cr-Co alloys // Phys. Stat. Sol. (a). 1977. V. 41. P. 451 457.

102. Okada M., Thomas G., Homma M. Microstructure and magnetic properties of Fe-Cr-Co alloys // IEEE Trans, on Magn. 1978. V. 14. N. 4. P. 245 252.

103. Kaneko H., Homma M., Nakamura K. et al. Phase diagram of Fe-Cr-Co permanent magnet system // IEEE Trans, on Magn. 1977. V. 13. N. 5. P. 1325 -1327.

104. Houghton M.E., Rossiter P.L. Induced anisotropy in Fe-Cr-Co-Al alloy // Phys. Stat. Sol. 1978. N. 48. P. 71 77.

105. Houghton M.E., Rossiter P.L., Clark P.E. Mossbauer study of Fe-Cr-Co magnet alloys//J. Mat. Science. 1978. V. 13. P. 155 156.

106. Аврамов Ю.С., Белова B.M., Максимов Б. А., Самарин Б. А.

107. Особенности структурных и магнитных превращений сплавов системы Fe-Cr-Co//ДАН СССР. 1981. Т. 257. № 1. С. 87-89.

108. Livzitz B.G., Kniznik E.G., Kraposhin V.S., Linetsky Ya.L. Cristal structure and morphology of the alloys for cast permanent magnet // IEEE Trans, on Magn. 1970. V. 6. P. 237-239.

109. Винтайкип Е.С., Барклая А.А. Область расслоения на диаграмме состояния Fe-Cr-Co // Металлы. 1977. № 6. С. 192 195.

110. Nishizawa Т., Hasebe М., Ко Н. Thermodynamic analysis of solubility and miscibility gap in ferromagnetic alpha iron alloys // Acta Met. 1979. V. 27. P. 817 -823.

111. Okada M. Fe-Cr-Co permanent magnet alloys // Belletin of alloys phase diagram. 1982. V. 2. N. 4. P. 423.

112. Minowa Т., Okada M., Ношгаа M. Further studies of the miscibility gap in Fe-Cr-Co permanent magnet system // IEEE Trans, on Magn. 1980 V. 16. N. 3. P. 529-533.

113. Максимов Б.А. Исследование фазовых и структурных превращений при формировании высококоэрцитивного состояния в сплавах на основе Fe-Cr-Co // Автореферат на соискание ученой степени к.ф.-м.н. М., МИСиС. 1981.

114. Магат Л.М., Иванова Г.В., Лапина Т.П. Структурные превращения и магнитные свойства высококоэрцитивных сплавов Fe-Cr-Co-Si // ФММ. 1975. Т. 40. № 1.С. 55-60.

115. Винтайкин Е.С., Урушадзе Г.Г., Беляцкая И.С. О структуре магнитных сплавов железо-хром-кобальт. // ФММ. 1974. Т. 38. № 5. С. 1012 1015.

116. Юрчиков Е.Е., Сериков В.В., Иванова Г.В., Магат Л.М., Шур Я.С.

117. Исследования структурных превращений в сплавах системы Fe-Cr-Co-Si методами ядерного гамма и магнитного резонанса // ФММ. 1977. Т. 44. № 1. С. 65-71.

118. Сериков В.В., Клейнерман Н.М., Юрчиков Е.Е., Белозеров Е.В., Шур

119. Я.С. Исследование особенностей модулированной структуры методами ЯМР и ЯГР в сплавах для постоянных магнитов системы Fe-Co-Cr // ФММ. 1984. Т. 58. № 2. С. 282 287.

120. Сериков В.В., Юрчиков Е.Е., Клейнерманн Н.М. Исследования структуры легированных сплавов Fe-Co-Cr методами ядерного магнитного и ядерного гамма-резонанса // ФММ. 1984. Т. 57. № 2. С. 265 267.

121. Борисюк А.К. Фазовые превращения дисперсионно твердеющих сплавов Fe-Ni-Al-Co и Fe-Cr-Co при быстрых нагревах // Мех. И машиностроение. Львов. 1980. С. 218-224.

122. Алексеев JI.A., Джавадов Д.М., Тяпкин Ю.Д. Природа влияния хрома на структуру упорядочивающихся сплавов железо-кобальт // ДАН СССР. 1977. Т. 234. №4. С. 818-821.

123. R. Cremer, I. Pfeiffer. Untersuchungen zum ausscheidungsverhalten von Cr-Co-Fe Dauermagnetlegierungen // Physica B+C. 1975. V. 80. N. 1-4. P. 164 176.

124. Chen M. et al. Study of magnetic properties and Mossbauer effect of Fe-Cr-Co permanent magnet alloys // J. Appl. Phys. 1982 V. 53. N. 7. P. 2378 2379.

125. Run W., Jufang G. Shouzong Z. Spinodal decomposition and magnetic properties of Fe 23 %Cr - 15 %Co - 2 %Mo - 0,5 %Ti permanent magnet alloy // J. Appl. Phys. 1984. V. 55. N. 6. P. 2109 -2111.

126. Eibcwutz M., Mahajan S., Jin S., Brasen D. Phase separation in low-cobalt Fe-Co-Cr alloys // J. Magn. and Magn. Mat. 1980. N. 15-18. P. 1182 1187.

127. Eibcwutz M., Chin G.Y., Jin S., Brasen D. Observation of phase separation Cr-Co-Fe (chromendur) by Mossbauer effect// Appl. Phys. Lett. 1978. V. 34. N. 4. P. 362-363.

128. Максимов Б.А., Самарин Б.А., Шубаков B.C., Сумин В.И. Особенности процессов перемагничивания сплавов на основе Fe-Cr-Co // VII Всесоюзная конференция по постоянным магнитам. Владимир, 1982. С. 44.

129. Zhu F., Wendt Н., Haasen P. Atom probe field ion microscopy of a Fe-Cr-Co permanent magnet alloys // Scripta Met. 1982. V. 16. P. 1175 1180.

130. Z. Ahmad, A. ul Haq, S.W. Husain, А. АН, T. Abbas Influence of Ti content on magnetic and microstructural properties of Fe-28Cr-15Co-3.5Mo permanent magnets // JMMM. 2003 V. 257. P. 397 402.

131. Алексеев JI.A., Джавадов Д.М., Тяпкин Ю.Д. Природа влияния хрома на структуру упорядочивающихся сплавов железо-кобальт // ДАН СССР. 1977. Т. 234. №4. С. 818-821.

132. Лужинская М.Г., Шилова Н.Ф., Шур Я.С. Наблюдение доменной структуры в сплаве Fe-Cr-Co-Si // ФММ. 1975. Т. 40. № 5. С. 748 752.

133. Иванова Г.П., Лапина Т.П., Магат Л.М. Фазовый состав сплавов железо-кобаль-хром с добавками // ФММ. 1979. Т. 47. № 2. С. 326 330.

134. Jones W.R. Magnetostriction of Fe-Cr-Co alloys // IEEE Trans, on Magn. 1981. V. 17. P. 1454- 1461.

135. Иванова Г.В., Лапина Т.П., Магат Л.М. Структурные превращения и магнитные свойства сплавов на основе системы Fe-Cr-Co-Mo // ФММ 1977. Т. 43. №6. С. 1201-1210.

136. Jones W.R. Mechanism of coercive force in a Fe-Cr-Co alloys // Magn. Lett. 1980 V. l.P. 157- 164.

137. Лужинская М.Г., Шилова Н.Ф., Шур Я.С. Домены взаимодействия в высококоэрцитивных сплавах обработанных в магнитном поле различной ориентации//ФММ. 1977. Т. 43. С. 1113 1115.

138. R. de Waard. On theory of the magnetic properties of iron and other metals // Phil. Mag. 1927. V. 4. N. 23. P. 641 667.

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

140. Кондорский E. Однодоменная структура в ферромагнетиках // ДАН СССР. 1950. №2. С. 213-216.

141. Neel L. Les properties magnetiques du sesquioxide de fer phomboedruque // Ac. Sci. Compt. Rend. 1949. V. 228. N. 1. P. 64 66.

142. Baran W. Berechnung der hysteresis chleife einer Alnico Dauermagnetequerung // Techn. Mitt. Krupp. 1959. Bd. 17. N. 3. P. 150 152.

143. Сумин В.И. Температурная зависимость Hc в сплавах с анизотропией формы // Изв. ВУЗов. Черная металлургия. № 9. С. 99 103.

144. Jacobs I., Bean С. An approach to elongated fine particle magnet // Phys. Rev. 1955. V. 100. N. 4. P. 1060-1067.

145. Кондорский Е. Однодоменная структура в ферромагнетиках и магнитные свойства мелкодисперсных веществ // ДАН СССР. 1950. Т. LXX. № 2. С. 215 — 218.

146. Пейн Т.О. Магнитные свойства мелких частиц, в сб.: Магнитные свойства металлов и сплавов // Под ред. Вонсовского С.В. (пер. с англ.) М., Иностр. Лит. 1961. С. 198-225.

147. Belly Y. Okada М., Thomas G. Microstructure and magnetic properties of Fe-Cr-Co alloys // IEEE Trans. Magn. 1978. V. 6. N. 31. P. 2049 2051.

148. Mahajan S., Guorgy E.M., Sherwood R.S., Jin S., Nakamura S., Brasen D. Origin of coercitivity in Cr-Co-Fe alloys // Appl. Phys. Lett. 1978. V. 32. N. 10. P. 688-690.

149. Беляцкая И.С. О формировании высококоэрцитивного состояния в сплавах на основе Fe-Cr-Co // Изв. АН СССР, Металлы. 1984. № 1. С. 97 103.

150. Беляцкая И.С. Об образовании тетрагональных фаз в магнитожестких сплавах на основе Fe-Co-Cr // ДАН АН СССР. 1982. Т. 266. № 2. С. 331 335.

151. Jin S., Brasen D., Mahajan S. Coercitivity mechanisms in Fe-Cr-Co magnet alloys //J. Appl. Phys. 1982. V. 53. N. 6. P. 4300 4302.

152. Pashkov P.P., Fridman A.A., Granovcky E.B. Structural changes in alnico alloys // IEEE Trans. Magn. 1970. V. 6. P. 211 214.

153. Самарин Б.А., Шубаков B.C., Максимов Б.А., Тентекова P.K.

154. Формирование высококоэрцитивного состояния в сплавах Fe — 30 %Сг 5 %Со // Изв. АН СССР. Металлы. 1984. № 3. С. 171- 174.

155. Самарин Б.А., Шубаков B.C., Максимов Б.А., Горевая Л.А. Овзаимосвязи микроструктуры и магнитных свойств в высококоэрцитивном сплаве Fe 25 %Сг - 15 %Со - 1 %Nb - 1 %А1 // Изв. АН СССР. Металлы. 1981. №2. С. 223-225.

156. Zijlstra Н. Tends in permanent magnet materials development // IEEE Trans, on Magn. 1978. V. 14. P. 601 604.

157. Шур Я.С., Майков В.Г., Белозеров E.B. Магнитотвердый сплав // А.С. 1981. № 998570. МК 38/130 С. 22.

158. Wonsiewiez B.C., Plewes J.T., Chin G.Y. Cold-formable Cr-Co-Fe alloy for use in the telephone ricewer. // IEE Trans, on Magn. 1979. V. 15. P. 950 957.

159. Бозорт P. Ферромагнетизм. M.: Иностранная литература. 1956. С. 786.

160. Козлов Ю.И., Ракитина З.А., Бабков А.А., Велик И.В. Влияние титана на кинетику фазовых превращений в сплавах системы Fe-Cr-Co // МиТОМ. 1983. №9. С. 41 -43.

161. Chin Т. Chang L. Wu Т. The effect of carbon magnetic properties of a Fe-Cr-Co permanent magnet alloy // IEEE Trans, on Magn. 1982. V. 18. N. 2. P. 781 787.

162. Chin T.S., Chang C.Y., Wu T.S., Hsu Т.К., Chang Y.H. Deteriorating effect of manganece on properties of Fe -Cr-Co permanent magnet alloys // IEEE Trans, on Magn. 1983. V. 19. P 2035 2037.

163. Wright W., Johuson R.E., Burkinshaw P.L. The effect of nitrogen on the structure and properties of Cr-Fe-Co permanent magnet alloys // Proc. of 3rd Europe Conf. of Hard Magn. Mat. Amsterdam. 1974. P. 197 200.

164. Беляцкая И.С., Винтайкии Е.З. Об оптимальном соотношении поверхностной и магнитостатической энергии при формировании высококоэрцитивного состояния в сплавах Fe-Cr-Co // Металлофизика. 1982. Т. 4. №2. С. 48-53.

165. Белозеров Е.В., Майков В.Г., Магат JI.M., Шур Я.С. Естественная кристаллографическая анизотропия в сплавах типа Fe-Cr-Co // VI всесоюзная конференция по постоянным магнитам. Владимир. 1979. С. 47 51.

166. Беляцкая И.С., Сухарева Е.А., Садчиков В.В. Исследование анизотропии монокристаллов сплавов Fe-Cr-Co и Fe-Cr-Co-Mo // Изв. ВУЗов. Физика. 1981. Т. 23. № 11. С. 106- 108.

167. Беляцкая И.С., Серебряков В.Г. Анизотропия упругих свойств в сплавах железо-хром-кобальт // ФММ. 1980. Т. 49. № 5. С. 1113 1114.

168. Колчин А.Е., Лившиц Б.Г., Сидорова И.В. Микроструктура и ее связь с магнитными свойствами монокристалла сплава К15Х27Т2М // Изв. ВУЗов. Черная металлургия. 1982. № 3. С. 157 160.

169. Колчин А.Е., Лившиц Б.Г. О роли упругой энергии в формировании высококоэрцитивного состояния в сплавах Fe-Cr-Co и Fe-Ni-Co-Al-Cu-(Ti) // Изв. АН СССР. Металлы. 1983. № 5. С. 175 182.

170. Линецкий Я.Л. Рентгеноструктурные и электронномикроскопическое исследование распада твердого раствора в сплавах типа тикональ. Автореферат, к.ф.-м.н. М. МИСиС. 1966.

171. Chon S.S., Chin T.S., Yang L.C. Effect of stress-aging on spinodal decomposition and magnetic properties of Fe-Cr-Co-Ti alloys // Scripta Met. 1984. V. 18. P. 121 125.

172. Малинина Р.И., Ушакова О.А., Иванов A.H. Формирование структуры и текстуры при низкотемпературном отжиге холоднокатаного сплава X30K15M3 // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 2006. № 9. С. 37 40.

173. Книжник Е.Г., Колчин А.Е., Лившиц Б.Г. Анализ оптимальной термической обработки сплава К15Х25ЮБ // Известия ВЗов. Черная металлургия. 1982. № 5. С 84 -88.

174. Колчин А.Е., Лившиц Б.Г., Сидорова И.Б. Исследование структуры, магнитных и упругих свойств монокристаллов сплава Fe-30Cr-25Co-3,4Mo // Известия АН СССР. Металлы. 1982. №3. С. 110-113.

175. Беляцкая И.С., Сухарева Е.А. Магнитные свойства и структура монокристаллов сплава Fe 23 %Сг - 15 %Со - 5 %Мо // ФММ. 1981. Т. 51. № 4.-С.736 - 743.

176. Вннтайкнн Б.Е., Кузьмина Р.И., Сухарева Е.А. Классификация типов тонкой кристаллической структуры, возникающей при магнитном распаде в монокристаллах ОЦК твердых растворов на основе Fe-Cr-Co // Кристаллография. 1990. Т. 35. № 2. С. 414-417.

177. Винтаикин Б.Е. // Металлофизика. 1988. Т 10. № 6. С. 104.

178. Винтаикин Б.Е., Кузьмин Р.Н. // Кристаллография. 1986. Т. 31. № 4. С. 656.

179. Винтайкин Б.Е. Структурно-термодинамическое моделирование формирования структуры и магнитных свойств в твердых растворах, распадающихся с выделением магнитоупорядоченной фазы // Автореферат дисс. д.ф.-м.н. М. 1991. С. 35.

180. ГОСТ 9013-059 Металлы. Метод измерения твердости по Роквеллу.

181. Стандарт ИЗО ISO 6508-1: Metallic Materials Rockwell Hardness Test Part 1: Test Method (Scales А, В, C, D, E, F, G, H, K, N, T).

182. Стандарт ASTM E-18 Standard Methods for Rockwell Hardness and Rockwell Superficial Hardness of Metallic Materials.

183. Стандарт ASTM E-140 Standard Hardness Conversion Tables for Metals. Relationship Among Brinell Hardness, Vickers Hardness, Rockwell Hardness, Superficial Hardness, Knoop Hardness, and Scleroscope Flardness.

184. Я.Б. Фридман. Механические свойства металлов // Изд. 3, в 2-х частях. М.: «Машиностроение», 1974.

185. M.JI. Бернштейн, В.А Займовский. Механические свойства металлов // Изд. 2. М.: «Металлургия», 1979.

186. Hill R.J. Quantitative Phase Analisys With the Rietveld Method // Applied Cristallography. Proc. XVII Int. Conf. 31 Aug. 1998.

187. Горелик C.C., Скаков Ю.А., Расторгуев JI.H. // Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: МИСИС. 1994.

188. Шубаков B.C., Емяшева Т.Г., Самарин Б.А. Структурные превращения в ходе отпуска высококоэрцитивного сплава Fe 15 %Со - 30 %Сг - 3 %Мо // Известия РАН. Металлы. 2004. № 4. С. 59 - 63.

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

190. Szymura S., Sojka L. Structure and magnetic properties of Fe-Cr-Co-Mo alloys melted in open induction furnance // Metal Science. 1979. P. 320 321.

191. Szymura S., Sojka L. Phase Structure, magnetization and mechanical hardness of a magnetically hard Fe-Cr-Co alloy with Mo and Si additions // Mat. Science. 1983. V. 9. N. 1. P. 357-360.

192. Е.Г. Поволоцкий, Г.П. Васин, К.И. Власкина, Г.Г. Белолипцева. Оприроде экстремального изменения магнитных свойств при ИТМО сплавов типа тикональ // МиТОМ. 1973. № 1. С. 69 72.

193. Б.Г. Лившиц, Б.А. Самарин, B.C. Шубаков. Распад а-твердого раствора в сплавах типа ЮНДК38Т8 в районе 800 °С // Известия ВУЗов. Черная Металлургия. 1976. № 3. С. 135 139.

194. В.И. Сумин, А.С. Перминов, Ю.Б. Гельман, Н.А. Пьянова. Магнитные свойства сплава 15K30X3MT при температурах распада // ФММ. 1996. Т. 21. № 5. С. 65-70.

195. В.И. Сумин, А.С. Перминов, И.В. Чередниченко, К.В. Хлопков, А.А. Христоферзен. О причине аномальных температурных зависимостей магнитных свойств сплава 15K34X3M. // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 2006. № 9. С. 7 9.

196. Перминов А.С. Особенности формирования высококоэрцитивного состояния сплавов на основе Fe-Cr-15 %Со. // Диссертация на соискание ученой степени к.ф.-м.н. МИСиС. М. 1998. С. 88.

197. B.C. Шубаков. Особенности высококоэрцитивного распада в сплавах Fe — (15 и 23) %Со 30 %Сг - 3 %Мо - 0,5 %Ti // МЕТАЛЛЫ. 2009. № 2. С. 77 - 81. 190 Чуистов К.В. Модулированные структуры в стареющих сплавах // Киев. Наукова думка. 1975. С. 100.

198. Малинина Р.И., Чередниченко И.В., Шубаков B.C., Перминов А.С.,

199. Жуков Д.Г. Влияние содержания молибдена на магнитные свойства сплавов Х30К15М(1-5)Т. // Сталь. 2009. № 8. С. 80 83.

200. К. J. de Vos. Mikrostrukturen von Alnoco-Legierunden // Z. Angew. Phys. 1966. B. 21. H. 5. S. 381 -385.

201. И.В. Чередниченко, B.C. Шубаков, Р.И. Малинина, А.С. Перминов, В.П. Менушенков. Формирование структуры высококоэрцитивного состояния в сплавах Fe -Сг- Со -Мо. //Сталь. 2010. № 1. С. 101 104.

202. Нобуюки И., Садао К., Сабуро Н. Две изоморфные фазы и магнитные свойства сплаов Fe-Co-Cr // Мияги когё кото сэммон гакко кэккю киё. 1978. № 18. С. 1555-161. Перевод с японского № 775 КБПМ. г. Владимир. 1981.

203. Самарин Б.А., Шубаков B.C., Максимов Б.А., Дементьева Г.П. Структурные и фазовые превращения в высококоэрцитивных сплавах типа Х22К15 -Х24К15 //Металлы. 1986. № 5. С. 119-122.

204. Колчин А.Е., Лившиц Б.Г., Федорович В.А. О роли упругой энергии в формировании высококоэрцитивного состояния в сплавах ЮНДК24 и ЮНДК35Т5 // Изв. вузов. Черная металлургия. 1981. № 9. С. 103 106.

205. Чередниченко И.В., Шубаков B.C., Малинина Р.И. и др. Влияние многоступенчатой термомагнитной обработки на свойства сплава Х30К15М2Т // Сталь. 2009. № 2. С. 62 64.

206. Малинина Р.И., Ушакова О.А., Шубаков B.C. Новый процесс получения плоскостной кубической текстуры в нанокристаллическом магнитно-твердом сплаве X30K15M3 // Сталь. 2006. № 6. С. 106 109.

207. Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев Л.Н.

208. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия // М.: Металлургия. 1982. С. 180.

Похожие работы

Металлургия
05.16.00