Cтраница 1
Высококоэрцитивное состояние сплавов этой системы возникает в результате распада твердого раствора а и является промежуточным при переходе от гомогенного твердого раствора к метастабильному состоянию. Поэтому фазовая и химическая неоднородность твердого раствора а оказывает влияние на кинетику распада и возникновение промежуточных фаз. Морфология этой фазы отличается от у ( а) - фазы, образующейся в сплавах этого типа при 1200 - 850; ГЦК решетка этой фазы сохраняется при комнатной температуре. Появление в структуре сплава % - фазы приводит к необратимому снижению магнитных и механических свойств аналогично явлению пережога в сталях. Температурный интервал одно-фазности а-твердого раствора расположен между областями а Х и а у. У - Фаза обогащена титаном за счет соседних участков а-раствора, ее выпадению способствует медь и препятствует алюминий. Предполагается, что стабилизация ГЦК структуры / - фазы связана с микросегрегацией углерода по границам зерен. [1]
Как уже указывалось, высококоэрцитивное состояние сплавов ЮНДК обусловливается распадом равновесного при высокой температуре твердого раствора на две фазы - сильномагнитную, близкую в бескобальтовых сплавах к, железу, а в сплавах, содержащих кобальт, близкую к раствору кобальта в: железе, и слабомагнитную, близкую к интер-металлиду никель - алюминий. Этот распад имеет важнейшие признаки спинодального распада - отсутствие неразложившегося твердого раствора, постоянное количественное соотношение фаз при распаде, непрерывное возрастание гетерогенности, самопроизвольное распространение процесса по всему объему образца Главная особенность спинодального распада - неустойчивость системы - к бесконечно малым флуктуациям состава, что неизбежно приводит к строгой периодичности получаемой структуры. Для получения высо-кокоэрцитианого состояния распад прерывается на стадии когерентной связи выделений с матрицей. [2]
Возрастание коэрцитивной силы связано с выделением тонкодисперсных кристаллических фаз, из которых наиболее высококоэрцитивной является кубическая фаза а - Со. Высококоэрцитивное состояние сплава, полученного быстрой кристаллизацией, термически стабильно и сохраняется неизменным после отжига при 673 К. Согласно [22, 135] повышение коэрцитивной силы быстро закристаллизованного сплава по сравнению с медленно закристаллизованным сплавом является следствием выделения анизотропных однодоменных частиц ОЦК a - Fe с большой намагниченностью насыщения, с одной стороны, и уменьшения размера зерен а - Со, с другой стороны. Увеличение остаточной намагниченности нанокристаллического сплава может быть вызвано обменным взаимодействием между намагниченностью зерен, размер которых меньше ширины междоменной границы. [3]
При изготовлении магнитов широко используют порошковую металлургию. Порошковый сплав Pt-Co подвергают холодной деформации; после закалки сплав легко обрабатывается резанием. Высококоэрцитивное состояние сплавов Pt-Co возникает в результате появления упорядоченной тетраге-нальной фазы с высокой энергией магнитной анизотропии. Физические свойства Pt-Co сплавов в высококоэрцитивном состоянии приведены втабл. [4]
При изготовлении магнитов широко используют порошковую металлургию. Порошковый сплав Pt-Со подвергают холодной деформации; после закалки сплав легко обрабатывается резанием. Высококоэрцитивное состояние сплавов Pt-Со возникает в результате появления упорядоченной тетрагональной фазы с высокой энергией магнитной анизотропии. [5]
Технология производства постоянных магнитов носит прецизионный характер и основывается на экстремальных зависимостях физико-механических свойств магнитов от состава сплава, кристаллического строения, тем-пературно-временных режимов обработки. В условиях производства при очень большой номенклатуре магнИ тов по массогабаритным характеристикам чрезвычайно трудно осуществить для каждого типа магнита оптимальные технологические режимы, необходимые для сплава данного состава. Поэтому для специалистов, работающих в области производства и разработки постоянных магнитов, важное значение имеют сознательное управление технологическими процессами и их корректировка применительно к различным типам магнитов. По мнению авторов, это возможно на основе систематизации данных по формированию высококоэрцитивного состояния сплавов, полученных советскими и зарубежными исследователями, а также по изучению природы магнитного гистерезиса, фазовой и кристаллической структуры сплавов. [6]
После указан-ной термической обработки ot - фаза распределена в виде пластинок ( игл) однодоменных размеров в os - фазе. Отпуск усиливает обособление фаз друг от друга, чго увеличивает коэрцитивную силу. Большие внутренние напряжения, возникающие в процессе распада высокотемпературной фазы, анизотропия формы частиц образующей фазы, а также однодоменность этих частиц определяют высококоэрцитивное состояние сплавов. Дальнейшее повышение магнитной энергии достигается созданием в сплавах магнитной и кристаллографической текстур. [7]
Теории, объясняющие высококоэрцитивное достояние, можно разделить на две группы. Первая, наиболее обширная и разработанная группа теоретических представлений, основана на анализе факторов, влияющих на смещение междоменной границы, согласно которым движение доменной границы определяет гистерезисные свойства магнитных материалов. Позднее эти представления были уточнены. На основе подробного анализа была показана связь между коэрцитивной силой и дислокационной структурой материала. Однако основным недостатком этих теорий является то, что они не дают количественного соответствия с экспериментом в случае высококоэрцитивного состояния сплава. Вторая группа теоретических представлений основана на анализе факторов, влияющих на процессы вращения спинов в малых сильно магнитных частицах, которые существуют как отдельные образования в порошковых материалах и как выделения в. [8]
При охлаждении от температуры закалки высокотемпературная фаза а распадается на две фазы ах и аг, которые имеют одинаковую кристаллическую ОЦК решетку с незначительным различием в периодах. После указанной термической обработки о - фаза распределена в виде пластинок ( игл) однодоменных размеров в ах-фазе. Отпуск усиливает обособление фаз, что увеличивает коэрцитивную силу. Большие внутренние напряжения, возникающие в процессе а-распада высокотемпературной фазы, анизотропия формы частиц образующей фазы, а также однодоменность этих частиц определяют высококоэрцитивное состояние сплавов. Дальнейшее повышение магнитной энергии достигается созданием в сплавах магнитной и кристаллографической текстур. [9]
Высокие магнитные свойства сплавы получают после нагрева до 1250 - 1280 С и последующего охлаждения ( закалки) с определенной ( критической) для каждого сплава скоростью охлаждения; после закалки следует отпуск при 580 - 600 С. При охлаждении от температуры закалки высокотемпературная фаза а распадается на две фазы о и 2, которые имеют одинаковую кристаллическую о. После указанной термической обработки о - фаза распределена в виде пластинок ( игл) однодоменных размеров в 2-фазе. Отпуск усиливает обособление фаз, что увеличивает коэрцитивную силу. Большие внутренние напряжения, возникающие в процессе распада высокотемпературной фазы, анизотропия формы частиц образующей фазы, а также однодоменность этих частиц определяют высококоэрцитивное состояние сплавов. Дальнейшее повышение магнитной энергии достигается созданием в сплавах магнитной и кристаллографической текстур. [10]
Высокие магнитные свойства сплавы получают после нагрева до 1250 - 1280 С и последующего охлаждения ( закалки) с определенной ( критической) для каждого сплава скоростью охлаждения; после закалки следует отпуск при 580 GOO С. При охлаждении от температуры закалки высокотемпературная фаза а распадается на две фазы ctj и а2 которые имеют одинаковую кристаллическую о. Фаза at - твердый раствор на базе железа, ферромагнитна; а3 - парамагнитная фаза на базе соединения NiAl. После указанной термической обработки ( Xj-фаза распределена в виде пластинок ( игл) однодомепных размеров в сс2 - фазе. Отпуск усиливает обособление фаз, ч го увеличивает коэрцитивную силу. Большие внутренние напряжения, возникающие в процессе распада высокотемпературной фазы, анизотропия формы частиц образующей фазы, а также однодоменпость этих частиц определяют высококоэрцитивное состояние сплавов. Дальнейшее повышение магнитной энергии достигается созданием в сплавах магнитной и кристаллографической текстур. [11]
Высокие магнитные свойства сплавы получают после нагрева до 1250 - 1280 С и последующего охлаждения ( закалки) с определенной ( критической) для каждого сплава скоростью охлаждения; после закалки следует отпуск при 580 - 600 С. При охлаждении от температуры закалки высокотемпературная фаза а распадается на две фазы с и а2, которые имеют одинаковую кристаллическую о. Фаза о - твердый раствор на базе железа, ферромагнитна; аа - парамагнитная фаза на базе соединения NiAl. После указанной термической обработки cq - фаза распределена в виде пластинок ( игл) однодоменных размеров в сса-фазе. Отпуск усиливает обособление фаз, что увеличивает коэрцитивную силу. Большие внутренние напряжения, возникающие в процессе распада высокотемпературной фазы, анизотропия формы частиц образующей фазы, а также однодоменность этих частиц определяют высококоэрцитивное состояние сплавов. Дальнейшее повышение магнитной энергии достигается созданием в сплавах магнитной и кристаллографической текстур. [12]