Влияние сложного нагружения на микроструктуру и механические свойства магнитотвердых сплавов Fe-Cr-Co тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.00.00, кандидат наук Корнева, Анна

• Корнева, Анна
• кандидат наук
• 2008

Оглавление диссертации кандидат наук Корнева, Анна

Содержание

Список сокращений и символов

1 Введение

2 Обзор литературы

2.1 Классификация магнитных материалов и их свойства

2.2 Влияние микроструктуры на магнитные свойства

2.3 Влияние микроструктуры на механические свойства

2.4 Общая характеристика сплавов системы Ре-Сг-Со

2.4.1 Диаграмма равновесия Ре-Сг. Способы получения высококоэрцитивного состояния и влияние разных этапов магнитной обработки

на магнитные свойства сплавов системы Ре-Сг-Со

2.4.2 Влияние микроструктуры на механические свойства сплавов системы Ре-Сг-Со

2.5 Градиентные материалы и способы их получения

3 Основное положение и цели работы

4 Методики исследований

4.1 Приготовление материала для исследований

4.2 Метод интенсивной пластической деформации

4.3 Методы исследований микроструктуры

4.4 Измерение магнитных свойств

4.5 Измерения механических свойств

4.6 Термический анализ

5 Результаты исследований

5.1 Сплав Fe30Cr8Co

5.1.1 Исследования микроструктуры, РЭМ, ПЕМ, рентгеновский анализ

5.1.2 Измерение магнитных свойств

5.1.3 Измерения механических свойств

5.1.4. Термический анализ

5.2 Сплав Fe25Crl5Co

5.2.1 Исследования микроструктуры, РЭМ, ПЕМ, рентгеновский анализ

5.2.2 Измерение магнитных свойств

5.2.3 Измерения механических свойств

6 Обсуждение результатов исследований

6.1 Сплав Fe30Cr8Co

6.1.1 Исследования микроструктуры, РЭМ, ПЕМ, рентгеновский анализ

6.1.2 Исследования магнитных свойств

6.1.3 Исследования механических свойств

6.1.4 Термический анализ

6.2 Сплав Fe25Crl5Co

6.2.1 Исследования микроструктуры, РЭМ, ПЕМ, рентгеновский анализ

6.2.2 Исследования магнитных свойств

6.2.3 Исследования механических свойств

7 Выводы

Список литературы

Список сокращений и символов

Список сокращений

ВКС Высококоэрцитивное состояние

ЗГД Зернограничные дислокации

ИПД Интенсивная пластическая деформация

НГЗ Неравновесные границы зерен

OJ1H Ось легкого намагничивания

ПЭМ Просвечивающий электронный микроскоп

РЭМ Растровый электронный микроскоп

СМК Субмикрокристаллический

ЭДУ Энергия дефекта упаковки

CBED Convergent-Beam Electron Diffraction - Дифракция электронов в сходящим пучке

EBSD Electron Back-Scatter Diffraction - Дифракция обратно отраженных электронов

XRD X-Ray Diffraction - рентгеновская диффракция

Список символов

(ВН)тах Максимальное энергетическое произведение [Дж/м3] Вг Остаточная индукция [Тл] Bs Индукция насыщения [Тл] Нс Коэрцитивная сила [А/м]

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние сложного нагружения на микроструктуру и механические свойства магнитотвердых сплавов Fe-Cr-Co»

1 Введение

Существует целый ряд магнитотвердых материалов, основным применением которых является производство постоянных магнитов. Традиционными магнитотвердыми материалами являются сплавы Алнико на основе Ре-А1-№-Со, а среди современных магнитотвердых материалов хорошо известными являются сплавы на основе редкоземельных металлов типа 8тСо5, ИЬгРенВ, ЗпъРепЫз [Ьео1996]. Сплавы Алнико можно получать только методами литья, дополнительно они являются твердыми и хрупкими, что затрудняет их механическую обработку после литья, позволяя только шлифование. Сплавы на основе редкоземельных металлов относительно дорогостоящие, кроме того, технология их производства сложная (спекание или прессование порошка), а при использовании методов литья получаемые магниты являются хрупкими, что также снижает область их использования [Ьео1996]. В то время сплавы системы Ре-Сг-Со характеризуются хорошим сочетанием магнитных свойств, хорошей технологичностью, высокой коррозионной стойкостью и относительно низкой стоимостью [Бип2004]. Эти сплавы могут быть получены методами литья и горячей обработки давлением. Магнитные свойства сплавов Ре-Сг-Со приближаются к свойствам сплавов Алнико [0181993; АЬт2002; МИ2003], а преимуществом их является способность в высококоэрцитивном состоянии обрабатываться резанием, что намного дешевле шлифования. В промежуточных состояниях (а, а+у) данные сплавы являются пластичными, поэтому могут дополнительно обрабатываться ковкой, штамповкой и

прокаткой, что позволяет изготавливать из них заготовки в виде прутка, листа, ленты, проволок и т.д. Благодаря использованию горячей обработки давлением из них можно изготавливать магниты сложной формы [Кек1989].

Высококоэрцитивное состояние магнитов на основе Бе-Сг-Со получают в процессе термообработки в магнитном поле и многоступенчатого отпуска, в результате чего происходит спинодальный распад а-твердого раствора на две изоморфные и когерентные фазы: магнитную оц и парамагнитную аг [8ип2006]. Образование такой структуры, где каждая частица а 1-фазы размерами около 50-100 нм выступает как отдельный домен, обеспечивает высокие магнитные свойства материала. Однако из-за образования когерентных границ и полей внутренних напряжений наблюдается резкое понижение характеристик прочности и пластичности материала. Поскольку в промышленности существует спрос на магниты, эксплуатационные свойства которых характеризуются высокой прочностью (около 900 МПа и выше), то снижение данных характеристик после магнитной обработки до 200-400 МПа становится проблемой этих материалов.

Известно, что методами интенсивной пластической деформации можно изменить структуру материала, а, следовательно, и его механические свойства [01е2000; Ког2000]. Одним из способов улучшения механических свойств является деформация кручением под высоким давлением на наковальнях Бриджмана [Уа12000]. Использование такого вида деформации при комнатной температуре сплава Ре-25%Сг-15%Со в высококоэрцитивном состоянии позволило увеличить характеристики прочности и пластичности данного материала через образование прослоек а фазы между когерентно связанными выделениями а]- и а2-фаз [Ког2002]. Однако, полученные таким образом образцы в форме диска имеют малые размеры: толщиной 0,3 и диаметром 10 мм. Для производства магнитов большего размера необходимо применение других методов интенсивной пластической деформации. Одним из решений данной проблемы может быть возможность использования интенсивной пластической деформации методом сложного нагружения, которое позволяет реализовать деформацию сплавов без разрушения как при комнатной, так и при высокой температуре [Ка)1999]. Этот способ может включать в себя одновременное или последовательное кручение с дополнением компонент осадки или растяжения. В настоящей работе деформация была осуществлена через отдельное действие на образцы осевого нагружения (осадка) и крутящего момента

(кручение) при повышенных температурах. Температура и скорость деформации выбирались исходя из условий сверхпластической деформации сплавов системы Ре-Сг-Со. Поскольку кручение относилось только к нижней части образцов, то после деформации в поперечных сечениях образцов образовалась градиентная микроструктура. Следует подчеркнуть, что преимуществом градиентной микроструктуры является градиентная смена свойств материала, что является важным для магнитов, которым необходимо иметь хорошие магнитные свойства в объеме материала и хорошие механические свойства на поверхности (например, роторы двигателей, вращающиеся с огромной скоростью).

Известно, что субмикрокристаллические (размер зерна 100 - 1000 нм) и нанокристаллические (размер зерна < 100 нм) материалы характеризуются исключительным набором механических и физических свойств. В настоящее время в литературе имеются данные о влиянии субмикрокристаллической микроструктуры, полученной в результате интенсивной деформации, на магнитные свойства сплавов системы Ре-Сг-Со [81;о1992], однако не хватает информации на тему влияния деформации на механические свойства магнитотвердых материалов.

Имеются также работы о способах упрочнения поверхности материалов за счет мощного бомбардирования их поверхности стальными шариками при комнатной температуре [Тао2002; Zha2003] или, как в случае аустенитно-ферритной стали с большим содержанием Сг, за счет выделения твердой а-фазы при нагреве [Коз1999]. Однако не хватает информации о способе упрочнения поверхности магнитнотвердых материалов. Поэтому данные, полученные в ниже представленной работе, могут расширить знания на тему возможности улучшения механических свойств (в частности на поверхности) магнитотвердых материалов за счет влияния интенсивной пластической деформации методом сложного нагружения. Кроме того, производство магнитов больших размеров с хорошим сочетанием магнитных и механических свойств, может найти широкое применение в разных областях промышленности (например, микрокомпрессоры, высокоскоростные насосы турбомолекулярные, медицинские центрифуги, кольца в швейных машинах).

Таким образом, улучшение механических свойств сплавов Ре-Сг-Со в высококоэрцитивном состоянии расширит область использования такого вида материалов.

2 Обзор литературы

2.1 Классификация магнитных материалов и их свойства

Магнитные материалами называются материалы, которые обладают намагниченностью даже при отсутствии внешнего магнитного поля. Эта способность магнитных материалов объясняется наличием в них упорядоченной магнитной структуры, т.е. когда магнитные моменты атомов имеют параллельную или антипараллельную ориентацию относительно друг друга. Такое упорядоченное распределение магнитных моментов по узлам кристаллической решетки происходит благодаря обменному взаимодействию между электронами соседних атомов, которое зависит от взаимной ориентации спинов и устанавливает магнитные моменты таким образом, чтобы обеспечить минимум свободной энергии кристалла [8то1985]. Ориентирующему эффекту обменных сил противостоит разориентирующее влияние теплового возбуждения; при некотором критическом значении температуры (точка Кюри) тепловая энергия атомов превышает энергию взаимодействия между спиновыми моментами атомов и упорядоченная ориентация атомных магнитных моментов сменяется хаотической [Кек1989].

Упорядоченное расположение спинов всегда определенным образом ориентировано относительно осей кристалла, что связано уже с магнитными взаимодействиями электронов. Оказывается, что энергия взаимодействия двух атомов зависит от ориентации их спинов по отношению к радиус-вектору, соединяющему эти атомы, т.е. энергия зависит от ориентации спинов по отношении к кристаллической решетки. Следовательно, магнитные силы будут поворачивать магнитные моменты таким образом, чтобы энергия кристалла была минимальна. При этом упорядоченная

ориентация моментов относительно друг друга сохраняется, поскольку влияние обменного взаимодействия сильнее, чем магнитного [8то1985]. Кристаллографические направления, вдоль которых таким образом установлены магнитные моменты, называются осями легкого намагничивания (ОЛН) и для ферромагнитных материалов совпадают с главными кристаллическими осями. Например, для Бе это направление <100>, для № - <111>, для Со - <0001>. Такая зависимость ориентации магнитных моментов по отношению к кристаллографическим осям приводит к появлению анизотропии магнитных свойств материала.

Несмотря на спонтанное намагничивание, в не намагниченном состоянии ферромагнетики не имеют внешнего магнитного поля, что связано с существованием в них доменной структуры. Согласно теории Вейса, кристалл разбивается на множество замкнутых областей (домены), в каждой из которых самопроизвольная намагниченность однородна и направлена по одной из осей легкой намагниченности. Поскольку магнитные моменты домен ориентированы относительно друг друга хаотически, то при отсутствии внешнего магнитного поля суммарный магнитный момент ферромагнетика обращается в ноль.

Разбиение кристалла на домены является процессом энергетически выгодным, потому что состояние с однородной намагниченностью является термодинамическим нестабильным из-за большой величины магнитостатической энергией. Разбиение кристалла на домены и присутствие так называемых „замыкающих" доменов приводит к тому, что силовые линии магнитного поля не выступают на поверхность материала. В результате магнитостатическая энергия становится равной нулю и полная энергии системы уменьшается. Процесс разбиения материала на домены заканчивается тогда, когда выигрыш от снижения магнитостатической энергии за счет образование доменов меньшего размера станет меньше, чем энергия, необходимая для образования новых доменных границ [8то1985]. Доменная граница представляет собой переходный слой конечной толщины, в котором ориентация спиновых магнитных моментов изменяется постепенно от одного направления к другому. Обычно размер домен составляет около 0,05 мм, а толщина доменной границы - около 100 нм. Разные материалы характеризуются различными доменными структурами. Размер и форма домен, а также ориентация их векторов намагниченности зависит от величины и характера магнитной анизотропии (т.е. от количества осей легкой намагниченности и их направлений).

Например, Со имеет одну ось, вдоль которой имеются две противоположные ОЛН, а Бе имеет три таких оси.

Другой особенностью магнитных материалов является сохранение их намагниченности при устранении внешнего магнитного поля, что также связано с существованием доменной структуры. Поведение материала (т.е. изменение его намагниченности или индукции) при циклической смене магнитного поля описывается по замкнутой кривой, называемой петлей гистерезиса. Различают три причины появления гистерезиса: 1) задержка перемещения границ домен, 2) необратимые процессы поворота вектора намагниченности, 3) задержка роста зародышей перемагничивания.

Главными характеристиками петли гистерезиса являются коэрцитивная сила и остаточная намагниченность. Коэрцитивная сила (Нс) показывает величину напряженности магнитного поля, которое необходимо приложить для полного устранения остаточной намагниченности, и является, таким образом, мерой сопротивления материала размагничиванию. Коэрцитивная сила и остаточная индукция сильно зависят от микроструктуры материала (например, от размера зерна, наличия частиц второй фазы, дислокаций и т.д.), в то время как намагниченность насыщения зависит только от химического состава и является постоянной материала [БоЬ2004].

В зависимости от величины коэрцитивной силы магнитные материалы делятся на магнитотвердые и магнитомягкие. Материалы, коэрцитивная сила которых больше, чем 10 кА/м, называются магнитотвердыми материалами [Сое2001; Азк2006]. Разница в коэрцитивной силе между магнитотвердыми и магнитомягкими материалами может достигать 2-106 раз.

В магнитомягких материалах границы домен легко перемещаются и, поэтому намагничивание происходит в относительно слабых полях. Такие материалы характеризуются большой индукцией насыщения (0,3 2,1 Тл [ВИ2003), малой коэрцитивной силой, т.е. узкой петлей гистерезиса (Нс может быть около 0,8 ^ 8 А/м), большой магнитной проницаемостью (цтах составляет 106) и малыми потерями на перемагничивание (1 н- Ю3 Дж/м2) [Б1о2008]. Используются они в элементах, от которых требуется немедленная реакция на приложенное магнитное поле и увеличение его напряжения: сердечники электромагнитных устройств (трансформаторов, электрических двигателей, генераторов), а также на покрытия, защищающие от

действия магнитного поля [Т)оЬ2004]. К магнитомягким материалам относятся Ре, кремневые стали, сплавы Ре с №, некоторые ферриты и металлические стекла.

В магнитотвердых материалах границы доменов неподвижные или их перемещение очень ограничено из-за большой плотности структурных дефектов (неметаллические включения, выделения неметаллических фаз, границы зерен, дислокации, поры), которые выступают как препятствия для их перемещения. Поэтому перемагничивание (намагничивание) происходит в сильных полях за счет поворота вектора намагниченности. Кроме того, технология изготовления таких материалов направлена на получение очень малых размеров зерен до величины единичных домен. В этом случае границами между доменами становятся границы зерен, и смена ориентации домен происходит только за счет поворота вектора намагниченности [ВИ2003]. Поскольку для поворота вектора намагниченности требуется намного больше усилия (энергии), чем для перемещения границ доменов, то магнитотвердые материалы характеризуются большой остаточной индукцией и большой коэрцитивной силой (петля гистерезиса широкая). Из-за высоких значений данных параметров магнитотвердые материалы используются в качестве постоянных магнитов. Они имеют малую магнитную проницаемость и большую магнитную энергию (1 40 кДж/м ).

На рис. 1 представлена схема развития магнитотвердых материалов в XX веке с точки зрения их максимального энергетического произведения (ВН)гаах [БоЬ2004]. Видно, что в начале века для производства постоянных магнитов использовались закаленные на мартенсит низкоуглеродистые стали с содержанием 1% С [БоЬ2004]. Однако из-за слабых магнитных свойств (Нс порядка 5 кА/м, (ВН)тах 1,6 ^ 8 кДж/м ) они используются очень редко, хотя являются дешевыми и поддаются механической обработке на машинах по резанию металлов [Рге1986]. В 50-тых годах появились сплавы Алнико на базе Ре-А1-№-Со легированные Си, Тл, N1) и т.д. Отличительной особенностью сплавов Алнико является способ получения магнитного состояния, который включает тепловую обработку в магнитном поле и отпуск. В результате обработки происходит дисперсный распад твердого раствора на две отдельные фазы, одна из которых является сильномагнитной (обогащенная Ре), а другая слабомагнитной (обогащенная №А1). Образование такой структуры, где каждая частица магнитной фазы является одним доменом, позволило увеличить коэрцитивную силу до 80 кА/м. Однако эти сплавы можно получить только методом литья, дополнительно они являются твердыми и хрупкими, затрудняет их механическую обработку после литья,

позволяя только шлифование. Преимуществом магнитов Алнико является способность сохранять магнитные свойства при резкой смене температуры (температурный интервал использования широкий: от -270 до +400 °С).

1 I»-т-1 , , | , , | | ,

1900 1950 2000

ЙОК

Рисунок 1. Схема развития магнитотвердых материалов в XX веке с точки зрения их максимального энергетического произведения (ВН)тах [БоЬ2004].

Другими дисперсно-твердеющими магнитотвердыми материалами являются сплавы на основе Си: Кунико (Си-№-Со), Кунифе (Си-№-Ре), а также Викаллой (Ре-Со-V) [Еэс2008]. Магнитные свойства данных материалов лучше, чем у сталей и немного хуже, чем у Алнико, хотя имеют они большой интервал пластической деформации, что позволяет производить ленты, полосы, листы, проволоки, а также магниты сложной формы.

Большое значение имеют также магниты, полученные методом порошковой металлургии. Наилучшими магнитными свойствами (коэрцитивная сила составляет 120 480 кА/м) обладают магниты на базе интерметалидных фаз Мп-В1, порошков металлов Ре и Со, а также ферримагнетиков типа МеО-РегОз (в качестве металла Ме выступают Ва, Со или 8г) [Рге1986; БоЬ2004]. Технология получения таких магнитов основана на раздроблении металла до состояния порошка (при этом каждое зерно -порошинка является одним доменом) и последующим прессовании порошка в магнитном поле. Недостатками магнитов являются высокая хрупкость, твердость и сильная зависимость магнитных свойств от температуры. Например, коэрцитивная сила

магнитов на основе Mn-Bi резко уменьшается при температуре ниже 20 °С, что ограничивает область использования данных материалов [Рге1986].

В конце 70-80 годов были открыты сплавы на основе редкоземельных и переходных металлов: SmCo2, Nd-Fe-B. В настоящее время из всех известных магнитотвердых материалов данные сплавы обладают наилучшими магнитными свойствами. Например, в нанокристаллическом сплаве Nd-Fe-B в зависимости от химического состава коэрцитивная сила может составлять 440-720 кА/м [Dob2004], Однако эти сплавы дорогостоящие и технология их производства сложная (спекание или прессование порошка). При использовании технологии литья полученные магниты хрупкие, что также ограничивает область их эксплуатации [Рге1986].

Другими сплавами, открытыми в конце 80-х лет, были сплавы системы Fe-Cr-Co. Характеризуются они хорошим сочетанием магнитных свойств и технологичностью, высокой коррозионной стойкостью и относительно низкой стоимостью [Sun2007; Ког2000]. Данные сплавы могут быть произведены методами литья, а также горячей обработкой давлением. Высококоэрцитивное состояние получают в результате тепловой обработки в магнитном поле и многоступенчатого отпуска. Магнитные свойства сплавов системы Fe-Cr-Co приближаются к сплавам Алнико, а отличаются от них способностью в высококоэрцитивном состоянии обрабатываться резанием, что является дешевле шлифования. По механическим свойствам они приближаются к пластически-дсформируемым сплавам типа Викаллой. В промежуточных состояниях (а, а+у) являются пластичными, поэтому могут дополнительно обрабатываться ковкой, штамповкой и прокаткой, поэтому данные сплавы нашли широкое применение в производстве элементов не только большого, но и малого размера высокой точности и разной формы (типа прутка, листа, ленты и проволок). Используются как детали к медицинским, морским, самолетным и машинным инструментам. На рис. 2 представлены примеры продукции деталей из сплавов системы Fe-Cr-Co [Mag2008].

Рисунок 2. Примеры продукции деталей из сплавов системы Fe-Cr-Co [Mag2008].

2.2 Влияние микроструктуры на магнитные свойства

Требования к магнитным свойствам материалов являются разными в зависимости от специфики их назначения. Например, одним материалам необходимо иметь высокую магнитную проницаемость и низкую коэрцитивную силу (Fe-Si, которые используются как сердечники трансформаторов), а другим наоборот - низкую проницаемость и высокую коэрцитивную силу (сплавы Алнико, Fe-Pt, используемые для производства постоянных магнитов). Оказалось, что некоторые магнитные свойства находятся в сильной зависимости от микроструктуры материала, поэтому контролируя такие параметры микроструктуры как плотность и распределение дислокаций, пористость, размер и ориентация зерен, неоднородность химического состава, размер и форма выделений другой фазы и т.д., можно управлять этими свойствами материала. К таким свойствам относятся коэрцитивная сила, остаточная намагниченность, магнитная энергия и магнитная восприимчивость [Vori 986; Leo 1996]. Из всех перечисленных выше магнитных свойств наиболее чувствительной к микроструктурным изменениям является коэрцитивная сила, поскольку она сильно связана с магнитной энергией и внутреннем полем анизотропии в ферромагнитном веществе, включающим магнитокристаллическую анизотропию, анизотропию частиц магнитной фазы, анизотропию напряжений (магнитострикцию) и анизотропию обменного взаимодействия [Vori986; Leo 1998].

Рассмотрим более подробно влияние микроструктуры на изменения коэрцитивной силы. Как уже было замечено раньше, причинами увеличения коэрцитивной силы могут быть либо уменьшение подвижности границ домен дефектами структуры, либо протекание дисперсного или спинодального распадов, в результате которых происходит выделение однодоменных ферромагнитных частиц в

слабомагнитной матрице. Анизотропия формы ферромагнитных частиц, а также магнитокристаллическая анизотропия оказывают влияние на процесс вращения векторов намагниченности однодоменных частиц и, следовательно, на величину коэрцитивной силы. Например, для однодоменных частиц Бе увеличение степени анизотропии формы (т.е. изменение отношения длины частицы к ее ширине) от 1,1 до 1,5 приводит к четырехкратному увеличению коэрцитивной силы [Ьео1998].

Для уменьшения подвижности доменных границ можно уменьшить размер зерна или способствовать выделению мелких частиц второй фазы. Оказалось, что частицы второй фазы имеют максимальное влияние на коэрцитивную силу, когда их размеры сопоставимы с величиной толщины доменных границ [Рге1986]. При уменьшении размера зерна следует учитывать, что влияние размера зерна на коэрцитивную силу является двойственным: с одной стороны границы зерен могут выступать как препятствия для перемещения границ домен, а с другой стороны могут быть источниками образования зародышей обратной магнитной фазы. От этого будет зависеть процесс перемагничивания материала. Известно, что процесс перемагничивания может осуществляться тремя способами: за счет перемещения границ домен, за счет поворота вектора намагниченности и за счет образования и роста зародышей перемагничивания [Уаз2001]. Из всех способов перемагничивания поворот вектора намагниченности является самым трудным и требует наибольшей напряженности внешнего магнитного поля.

Исследованию влияния размера зерна на магнитные свойства материалов было посвящено много работ [Уог1986; Уаэ2001; Ьео1998]. В общем, существует мнение, что большему зерну соответствует меньшая величина коэрцитивной силы, а также меньшие затраты гистерезиса и большая магнитная проницаемость. Однако такое поведение коэрцитивной силы характерно только для материалов с размером зерна > 1 мкм. Например, для чистого железа при размере зерна с1 между 1 и 30 мкм зависимость Нс обратно пропорциональна до ё'/2. При с1 > 30 мкм эта зависимость обратно пропорциональна <1. Т.е. уменьшение Нс тем сильнее, чем больше с! [Уог1986]. В работе [Уаз2001] показано, что такое поведение коэрцитивной силы в материалах с большим размером зерен связано с образованием в них малых областей с неоднородной намагниченностью, в которых величина намагниченности обычно отличается от средней величины намагниченности материала. В частности, эти области имеют меньшую или отрицательную намагниченность, что приводит к локальному снижению

Нс. Следовательно, из-за образования и роста этих областей - зародышей обратной намагниченности, перемагничивание материала начинается в слабых полях. Рост зародышей перемагничивания является энергетически выгодным и осуществляется за счет перемещения границ между зародышами и матрицей. Очевидно, что чем больше размер зерна, тем больше вероятность существования тех областей неоднородной намагниченности и тем легче будет происходить процесс перемагничивания.

В работе [Уаэ2001] также показано, что для материалов с высокой анизотропией магнитных свойств, при уменьшении размера кристаллитов до 1 мкм существование границ доменов становится энергетически невыгодным. Этот эффект может наблюдаться в случае, когда выигрыш в уменьшении энергии от разбиения материла на домены становится равным увеличению энергии, потраченной на образование границ домен. В этом случае энергетически выгодным является переход материала до так называемого однодоменного состояния. Для получения материалов в таком состоянии хорошо подходят методы порошковой металлургии. В этом случае каждая частичка порошка является одним доменом и процесс перемагничивания осуществляется за счет поворота вектора намагниченности, что требует большей напряженности магнитного поля и, следовательно, увеличивает коэрцитивную силу [ВН2003].

С дальнейшим уменьшением размера частиц может снова наблюдаться спад величины коэрцитивной силы, что может быть обусловлено двумя причинами. Во-первых, при значительной деформации материал может приблизиться к аморфному состоянию, что приводит к смене магнитных характеристик материала, включая магнитную анизотропию, что в свою очередь уменьшает Нс. Кроме того, в таком материале нет преград для перемещения границ доменов, что также облегчает процесс его перемагничивания. Примеры резкого изменения величины Нс при переходе из состояния кристаллического до аморфного показаны в работе [Мап1991]. Во-вторых, при очень малых размерах частиц (материалы нанокристаллические) может наблюдаться так называемый суперпарамагнетизм, когда тепловое движение атомов приводит к нестабильности упорядочения магнитных моментов и поэтому материал ведет себя как парамагнетик [Уаэ2001]. Схематическая зависимость коэрцитивной силы от размера зерен представлена на рис. 3 [Ьео1998], где максимальному значению Нс соответствует однодоменное состояние.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Корнева, Анна, 2008 год

Список литературы

[Ahm2002] Z. Ahmad, A. ul Hag, S. W. Husain, T. Abbas: Magnetic properties of izotropic Fe-28Cr-15Co-3.5Mopermanent magnets with additives, Physica В 321 (2002) 96-103. [AII1981] С. Allibert, С. Bernard, G. Effenberg, H. D. Nussler, Spencer: A Thermodynamic Evaluation of the Fe-Co-Cr System, Calphad 5(4) (1981) 227-237.

[Ask2006] D. R. Askeland, P. P. Phule: The science and engineering of materials, Canada (2006) 740.

[Bell981] Y. Belli, K. R. Mishra, K. Kubarych, M. Okada: The effect of vanadium and vanadium plus titanium on the magnetic and mechanical properties of Fe-Cr-Co hard magnets, Materials Science and Engineering 47 (1981) 69-75.

[Bell991] E. В. Белозеров, X. M. Клейнерман, Т. П. Лапина, JI. М. Магат, В. В. Сериков, Е. И. Тейтель: Термостабшъные магниты системы Fe-Cr-Co для гистерезисных двигателей, Физика металлов и материаловедение 2 (1991) 148-153. [ВИ2003] М. Blicharski: Wstep do inzynierii materialowej, Warszawa (2003) 524-525. [Boj2005] Z. Bojar, P. Jozwik, J. Bystrzycki: Analiza mechanizmu odksztalcenia plastycznego w litych nanomateriaach metalowych, Inzynieria materialowa 4 (2005) 179-184. [Coe2001] J. M. D. Coey: Magnetic materials, Journal of Alloys and Compounds 326 (2001) 2-6.

[Daml991] J. L. C. Dams, P. Villars, J. H. N. van Vucht: Atlas of Crystal Structure Types for Intermetallic Phases 3 (1991) 3804.

[Dob2004] L. A. Dobrzanski: Metalowe materialy inzynierskie, Gliwice-Warszawa (2004) 705-721.

[Dyb2005] H. Dybiec: Potencjalne mozliwosci i ograniczenia konstrukcyjnych nanomaterialow metalicznych, Inzynieria materialowa 4 (2005) 164-169. [Esc2008] http://e-science.ru/index/?id=2381.

[Fisl996] R. Fischer, T. Schreft, H. Kronmuller, J. Fidler: J Magn Magn Mater 153 (1996) 35-49.

[Fisl998] R. Fischer, H. Kronmuller: The role of grain boundaries in nanoscaled highperformance permanent magnets, J Magn Magn Mater 184 (1998) 166-172. [Gda2008] http://www.pg.gda.pl/mech/kim/Skrypt/Inz pow rozl.pdf

[GIe2000] Н. Gleiter: Nanostructured materials: basic consepts and microstructure, Acta Mater. 48 (2000) 1-29.

[Gut2003] M. Ю. Гуткин, И. А. Овидко: Предел текучести и пластическая деформация нанокристаллических материалов, Успехи механики (2003) 69-72. [Hai2002] P. J. Haines: Principles of thermal analysis and calorimetry, The Royal Society of Chemistry, UK (2002) 216

[Kajl999] О. А. Кайбышев, P. А. Васин, В. К. Бердин, Р. М. Катаев: Установка для изучения больших пластических деформаций в условиях сложного нагружения, Кузнечно-штамповое производство 4 (1999) 8.

[Кек1989] И. Б. Кекало, Б. А. Самарин: Физическое металловедение прецизионных сплавов. Сплавы с особыми магнитными свойствами, Металлургия, Москва (1989). [Ког1989] А. В. Корзников: Сверхпластичность сплавов системы Fe-Cr-Co и ее использование для получения сложнопрофильных магнитов, Кандидатская работа, Институт Проблем Сверхпластичности Металлов Российской Академии Наук, Уфа, Россия (1989).

[Ког2000] А. В. Корзников: Структура и механические свойства сплавов и металлов, подвергнутых интенсивной пластической деформации, Докторская работа, Институт Проблем Сверхпластичности Металлов Российской Академии Наук, Уфа, Россия (2000).

[Kor2002] G. V. Korznikova, А. У. Korneva, Z. Pakiela, А. V. Korznikov: Effect of severe plastic deformation on the structure and mechanical properties of the 25Khl5K hard magnetic alloy, Physics of Metals and Metallography 94 (2002) 69-74. [Kor2003] G.F.Korznikova, N. I. Noskowa, V. I. Aksenov, A. V. Korneva, A. V. Korznikov: Struktura and mechanical properties of magnetically hard alloy 30Kh23K deformed by shear under pressure, The Physics of Metals and Metallography 95 (2003) 470-477. [Kor2003a] Г. Ф. Корзникова, В. И.Аксенов, А. В. Корнева, А. В. Корзников: Эволюция структуры и микротвердости в магнитотвердом сплаве 25X15К при деформации сдвигом под давлением, Известия вузов, Цветная металлургия 4 (2003) 75-79. [Ког2004] Г. Ф. Корзникова, Н. И. Носкова, А. В. Корнева, А. В. Корзников: механические и магнитные свойства магнитотвердых сплавов системы Fe-Cr-Co, подвергнутых интенсивной пластической деформации, Физика металлов и металловедение 1 (2004) 119-127.

[Kor2006] А. V. Korneva, М. Bieda, G. F. Korznikova, К. Sztwiertnia: Structure of 25Khl5K hard magnetic alloy after severe plastic deformation by upsetting and torsion, Archives of metallurgy and materials 51 (2006) 69-73.

[Kor2008] A.V.Korneva, M. Bieda, G. F. Korznikova, K. Sztwiertnia: Microstructure and some properties of FeCr25Col5 alloy subjected to plastic deformation by complex load, International Journal of Materials Research 9 (2008) 991-998.

[Kosl999] И. И. Косицына, В. В. Сагарадзе, JI. Г. Коршунов, Н. Л. Печеркина: Структура и износостойкость высокохромистых аустенитно-ферритных сталей, Физика металлов и металловедение 60 (1999) 785-791.

[Kos2003] И. И. Косицына, В. В. Сагарадзе, Г. А. Распонова, И. Г. Кабанова: Образование собственных и привнесенных фаз при отжиге сплавов Fe-Cr, Металлы 1 (2003) 49-56.

[Kov2004] Ю. К. Ковнеристый, С. П. Ефименко, Г. Ф. Корзникова, А. И. Миляев: Оптимизация режима изотермической термомагнитной обработки магнитотвердого сплава системы Fe-Cr-Co с 8% Со, Металловедение и термическая обработка металлов 5 (2004) 15-17.

[Кга2005] N. Krasilnikov, W. Lojkowski, Z. Pakiela, R. Valiev: Tensele strength and ductility of ultra-fine-grained nickel processed by severe plastik deformation, Mater Sci Eng A 397 (2005) 330-337.

[Krol999] H. Kronmuller, R. Fischer, M. Bachmann, T. Leineweber: Magnetization processes in small particles and nanocrystalline materials, J Magn Magn Mater 203 (1999) 12-17.

[Leol996] M. Leonowicz: Nowoczesne materialy magnetycznie twardy, Warszawa (1996) 5761.

[Leol998] M. Leonowicz: Nanokrystaliczne materialy magnetyczne, Warszawa (1998) 18-21 [Lux2008] http://luxmet.org/papers.php

[Mabl999] M. Mabuchi, K. Amebami, H. Iwaszki, K. Higashi: Low temperature superplasticity of AZ91 magnesium alloy with non-equilibrium grain boundaries, Acta Mater. 47(1999) 2047-2057

[Mag2008] http://www.magnets.com.cn/FeCrCo-magnet.html

[Manl991] H. А. Манаков: Магнитные свойства магнитных сплавов и редкоземельных металлов с железом типа Лавеса, Иркутск (1991) 28-70.

[Masl990] Т. В. Masalski: Binary Alloy Phase Diagrams, American Society of Metals, Metals Park, OH 1 (1990).

[Mil2003] А. И. Миляев, Ю. К. Ковнеристый, С. П. Ефименко, Г. Ф. Корзникова: Магнитные свойства деформируемого магнитотвердого сплава FeCrCo с 8 масс.% кобальта, Физика и химия обработки металлов 3 (2003) 86-88.

[Mull990] Kh. Ya. Mulyukov, G. F. Korznikova, R. Z. Abdulov, R. Z. Valiev: Magnetic hysteretic properties of submicron grained nickel and their variations upon anniling, J Magn Magn Mater 89 (1990) 207-213

[Murl991] L. E. Murr: Interfesial Phenomena in metals and alloys, Addison-weslej, UK (1991)

[MÜ12001] К. H. Müller, G. Krabbes, J. Fink, S. Gruß, A. Kirchner, G. Fuchs, L. Schultz: New permanent magnets, J Magn Magn Mater 226-230 (2001) 1370-1376 [Oisl994] J. Olszewski, S. Szymura, J. Wojcik, B. Wyslocki: Structural changes in a Fe-Cr-Copermmanent magnet alloy during magnetic hardening, J Magn Magn Mater 132 (1994) 6266

[Poz2005] В. А. Поздняков, A. M. Елезер: Структурные механизмы разрушения нанокристаллических материалов, Физика твердого тела 47 5 (2005) 793-799. [Рге1986] А. А. Преображенский: Магнитные материалы и элементы, Moskva (1986) 52-57, 84.

[Prz2000] К. Przybylowicz, J. Przybylowicz: Materiaioznawstwo w pytaniach i odpowiedziach, Wydawnictwa Naukowe-Techniczne, Warszawa (2000) 87-88, 124. [Prz2003] K. Przybylowicz: Strukturalny aspekty odksztalcenia metali, Wydawnictwa Naukowe-Techniczne, Warszawa (2003) 140-143.

[Rac2007] K. Racka-Dzietko: Struktur a i wlasciwosci magnetyczne nanoczqstek Fe-Cr w funkcji zawartosci chromu, Praca doktorska, Warszawa (2007) 25

[Rybl986] В. В. Рыбин: Большие пластические деформации и разрушение металлов, Металлургия, Москва (1986) 9-60.

[Sall999] G. A. Salichev, R. М. Galejev., О. A. Valiachmetov, S. V. Zherebtsov, S. Ju. Mironov, S. P. Malysheva, A. M. Smyslov, E. V. Savin: Submicrocrystalline titanium and titanium alloys: structure and mechanical properties, Titanium 99, Science and Technology 651-658.

[Serl980] В. В. Сергеев, Т. И. Булыгина: Магнитотвердые материалы, Энергия, Москва (1980).

[Shp2005] В. В. Шпейзман, В. И. Николаев, Б. И. Смирнов, В. В, Ветров, С. А. Пулнев, В. И. Копылов: Особенности деформации нанокристаллических меди и никеля при низких температурах, Физика твердого тела 40, 7 (2005) 793-799. [Shul997] В. С. Шубаков, Н. В, Менушенкова, Б. А. Самарин: Формирование структуры однофазного а-твердого раствора в сплавах типа X30K15M3 в условиях фазового наклепа, Металловедение и термическая обработка металлов 12 (1997) 9-12. [Slo2008] http://slovari.yandex.ru/dict/bse/article/00044/41300.htm

[Smi2006] О. М. Смирнов, М. А. Цепин, В. В. Бернарский, Г. Ф. Корзникова, А. В. Корзников: Влияние комбинированного нагружения на получение нанокристаллической и субмикрокристаллической структуры вблизи поверхносъи деформируемой заготовки, Кузнечно-штамповое производство, Обработка материалов давлением 5 (2006) 19-24. [Smol985] Г. А. Смоленский, В. В. Леманов: Ферриты и их техническое применение, Москва (1985) 40.

[SS02004] В. Sundman: SSOL SGTE (Scientific Group Thermodata Europe) Solution Database, Sweden, 4.8 (2004).

[Stol992] V. V. Stoljarov, Ch. Sh. Salimgareev, R. Z. Valiev, J. Klodas, K. Chrost: High coercive state in submicrograined highly demormed Fe-Cr-Co alloy, Phis. Stat. Sol. 129 (1992) 529-537.

[Sun2004] X. Y. Sun, C. Y. Xu, L. Zhen, R. S. Gao, R. G. Xu: Microstructure and magnetic properties of Fe-25Cr-12Co-lSi alloy thermo-magneticalli treated in intense magnetic field, Magn Magn Mater 283 (2004) 231-237.

[Sun2006] X. Y. Sun, C. Y. Xu, L. Zhen, L. X. Lv, L. Jang: Evolution of modulated structure in Fe-Cr-Co alloy during isothermal ageing with different external magnetic field conditions, J Magn Magn Mater 312 (2007) 342-346.

[Tao2002] N. R. Tao, Z. B. Wang, W. P. Tong, M. L. Sui, J. Lu, K. Lu: An investigation of surface nanocrystallization mechanism in Fe induced by surface mechanical attrition treatment, Acta Mater 50 (2002) 4603-4616.

[Vall995] R. Z. Valiev: Approach to nanostructured solids through the studies of submicron grainedpolicrystals, NanoStructured Materiale 6 (1995) 73-82.

[Val2000] P. 3. Валиев, И. В. Александров: Нанокристаллические материалы, полученные интенсивной пластической деформацией, Логос, Москва (2000). [Vas2001] В. О. Васковский: Измерение магнитных свойств магнитотвердых материалоыв с помощью вибрационного магнитометра, Екатеринбург (2001) 5-14.

[VH1991] О. Villars, L. D. Calvert: Pearson's Handbook of Crystallographic Data for

Intermetallic Phases, American Society for Metals, Metal Park, OH (1991).

[Vinl987] Б. E. Винтайкин, P. H. Кузмин: Металлофизика 9 (1987) 16-21.

[Vinl991] Б. E. Винтайкин, В. А. Голиков, В. В. Дударев, И. Г. Сапкова: О фазовом

равновесии в магнито-жестких сплавах Fe-Cr-co и Fe-Cr-Co-V-Mo, Физика металлов и

материаловедение 4 (1991) 73-78.

[Vinl997] Б. Е. Винтайкин: Закономерности формирования структуры и магнитные свойства магнито-жестких сплавов на основе системы Fe-Cr-Co, Металловедение и термическая обработка металлов 12 (1997) 12-14.

[Vinl999] Е. 3. Винтайкин, Б. Е. Винтайкин: Перспективные разработки пластичных магнитотвердых материалов, Сталь 4 (1999) 75-78.

[Уог1986] Б. И. Вороненко: Коэрцитивная сила и тонкая структура сплавов, Магнитные и вихревые методы 8 (1986) 43-58.

[Wat2007] R. Watanabe: Generalized starking fault energy in body centered cubic iron, Strength, Fracture and Complexity 5 (2007) 13-25.

[Wej2005] T. Wejrzanowski, R. Dobosz, K. Batorski, K. J. Kurzydlowski: Wplyw rozkladu wielkosci ziarna na wlasciwosci mechaniczne nanometali, Inzynieria materialowa 4 (2005) 185-188.

[Yanl994] H. Yang, H. Bakker: Formation of amorphous and metastable phases from the a phase by ball milling, Materials Science and Engineering A181/A182 (1994) 1207-1211. [Yao2008] Z. Yao, Q. Xu, Ch. Jiang: Structural and magnetic properties of SmCo5.6Tio.4 alloy, J Magn Magn Mater 320 (2008) 1717-1721.

[Zar2002] P. Г. Зарипова: Рекристаллизация металлов и сплавов, Уфа (2002). [Zha2003] Н. W. Zhang; Z. К. Hei; G. Liu; J. Lu; К. Lu: Formation of nanostructured surface on AISI304 stainless steel by means of surface mechanical attrition treatment, Acta Mater 51(2003) 1871-1881.

[Zhe2007] L. Zhen, X. Sun, C. Xu, R. Gao, R. Xu, L. Qin: Magnetic anizotropy in Fe-25Cr-12Co-lSi alloy induced by external magnetic field, Trans. Nonferrous Met. Soc. China 17 (2007) 346-350.

[Zhu2005] Y.T.Zhu, T.G.Langdon: Influence of grain size on deformation mechanisms: an extension to nanocrystalline materials, Materials Science and Engineering A, 409 (2005) 234242.

[Zlol983] В. С. Золоторевский: Механические свойства металлов, Москва (1983) 253.