Full Text

Получение материалов с уникальными свойствами [1, 2] методами порошковой металлургии является перспективным направлением развития в современном мире [3]. Актуальной задачей машиностроения является поиск новых магнитотвердых материалов, сочетающих высокие гистерезисные и прочностные свойства с низкой стоимостью [4]. В последнее время прогресс в исследованиях магнитотвердых материалов сосредоточен на альтернативных системах легирования, не содержащих большого количества легирующих элементов. Высокие свойства магнитов систем Nd-Fe-B ((BH)max до 50 МГсЭ), Sm-Fe-N и SmCo ((BH)max до 24 МГсЭ) [5] достигаются ценой дорогостоящей добычи и переработки редкоземельных элементов, импортных обязательств и экологических ограничений при их производстве [6-8]. Большой интерес для исследователей представляет класс магнитотвердых материалов системы Fe-Cr-Co [9,10]. Он позволяет достигать следующих свойств: (BH)max = = 32,4 кДж / м3, Br = 1,15 Тл и Hc = 52,9 кА/м. Сплавы Fe-Cr-Co демонстрируют превосходную температурную стабильность, хорошую коррозионную стойкость, высокую температуру Кюри (680 °C), низкий температурный коэффициент магнитной индукции (0,0128 % C), высокую пластичность и меньшую стоимость производства при удовлетворительных магнитных характеристиках, в сравнении с магнитотвердыми материалами из редкоземельных металлов [8, 11]. Варьированием параметров термической обработки и приложением внешнего магнитного поля для сплава одного химического состава можно добиться широкого спектра сочетаний основных магнитных характеристик [12]. Это делает сплавы системы Fe-Cr-Co востребованными при производстве деталей с высокими магнитными и механическими свойствами, например роторов гистерезисных двигателей со скоростями вращения от 100 тыс. до 1 млн об. / мин [13, 14], а также высокочувствительных датчиков, магнитных колец гироскопов, морских и авиационных навигационных систем, поисковых устройств [15, 16]. Широкое применение в автоматике, прецизионных системах слежения и производстве динамически настраиваемых гироскопов (ДНГ) [17, 18] находят синхронные гистерезисные двигатели (СГД) [19]. СГД отличается простотой конструкции, отсутствием потерь на возбуждение и высокой стабильностью скорости ротора [20]. Для производства синхронных двигателей, используемых в составе навигационных систем, широко применяют гистерезисные магниты системы Fe-Cr-Co [21]. Основными контролируемыми характеристиками гистерезисных магнитов являются: коэрцитивная сила Hc, магнитная индукция Br, магнитная энергия (BH)max и коэффициент прямоугольности петли магнитного гистерезиса Kп. Kп чаще всего используется при характеристике магнитных материалов специализированного назначения, например для ферритов, используемых в устройствах автоматики, вычислительной техники [22]. Коэффициент прямоугольности петли гистерезиса представляет собой отношение остаточной индукции Вr к максимальной индукции Вmaх: 1. Чем ближе Kп к единице, тем быстрее происходит перемагничивание из состояния с остаточной индукцией в противоположное состояние с максимальной индукцией [23]. Применение системы Fe-Cr-Co в качестве гистерезисных материалов позволяет ротору синхронного гистерезисного двигателя находиться на петлях гистерезиса с большими значениями индукции и напряженности поля, дает возможность использовать двигатель при больших значениях нагрузки. Кроме того, использование сплавов системы Fe-Cr-Co позволяет повысить в несколько раз электромагнитную мощность при пуске и пусковой момент при снижении времени разбега [21]. Авторы работы [24] установили, при легировании системы Fe-Cr-Co самарием происходит рост магнитных характеристик литого сплава 45-xFe-28Cre-20Co-3Mo-2V-2Ti-xSm. Так, с увеличением содержания Sm от 0 до 2,0 мас. % BH(max) повышается на 86 %, Br на 47 % и Hc на 28,7 %. Таким образом, легирование системы Fe-Cr-Co-Mo-V-Ti самарием позволяет существенно повысить основные магнитные характеристики сплава. Роль самария в гистерезисных и экономно-легированных сплавах остается неизученной. Кроме того, оптимальное содержание самария и эффект, производимый на порошковые аналоги системы Fe-Cr-Co, могут существенно отличаться от литых и деформируемых сплавов. Методика исследований В работе исследовали порошковый магнитотвердый сплав 22Х15К4МС для гистерезисных магнитов. Влияние самария на магнитные характеристики сплава определяли при концентрациях 0,3; 0,4; 0,5 и 0,6 мас. % (табл. 1). В качестве исходных компонентов шихты использовали порошки металлов и сплавов: хром ПХ-1С, ТУ 14-5-298-99; кобальт ГП-ОК ТУ 1793-008-92; железо ОСЧ 6-2, ТУ 6-09-05808008-262-92; феррокремний ФС50, ГОСТ 1415-93; молибден МПЧ, ТУ 48-19-69-80; самарий-кобальт, ГОСТ 21559-76. Шихту просеивали через сетку с размером ячейки 63 мкм и усредняли в смесителе со смещенной осью вращения в течение 8 ч. Заготовки прессовали в закрытых стальных пресс-формах при давлении 600 МПа. Прессовки спекали в вакууме 10-2 Па в течение 2 ч. В качестве опытных образцов использовали тороиды с формой и размерами, близкими к серийным деталям. Таблица 1 Химический состав опытных сплавов Номер плавки Содержание элемента, % Fe Cr Cо Mo Si Sm 1 56,2 22,5 15 4 1 1,3 2 55,76 1,74 3 55,33 2,17 4 54,89 2,61 Плотность образцов после спекания определяли методом гидростатического взвешивания по ГОСТ 25281-82. Термическая обработка заготовок образцов включала закалку от 1250 °С в 15%-ном водном растворе NaCl и многоступенчатое старение (табл. 2). В закаленном состоянии заготовки образцов были пластичными и имели твердость в интервале 20-25 HRC. Основные магнитные свойства и форму петли магнитного гистерезиса опытных образцов определяли на гистерезисграфе Permagraph L с программным обеспечением PERMA. Структуру магнитных образцов исследовали на сканирующем электронном микроскопе Tescan Mira 3 и металлографическом микроскопе OLYMPUS GX 51. Рентгенофазовый анализ проводили в медном Kα-излучении. Таблица 2 Режимы термической обработки сплава 22Х15К4МС Температура закалки, °С Температура старения, °С Время выдержки, мин 1250 670 15 670,640 15,40 670,640,600 15,40,40 670,640,600,575 15,40,40,40 670,640,600,575, 555 15,40,40,40,30 670,640,600,575, 555,535 15,40,40,40,30, 30 670,640,600,575, 555,535,525 15,40,40,40,30, 30,30 670,640,600,575, 555,535,525,500 15,40,40,40,30, 30,30,30 670,640,600,575, 555,535,525,500,480 15,40,40,40,30, 30,30,30,30 Результаты и их обсуждение Плотность заготовок после спекания понижается с повышением количества самария (табл. 3). Установлена прямая зависимость количества и размера пор от содержания самария (рис. 1). До содержания 0,4 % Sm пористость не превышает 1 %. Таблица 3 Плотность и пористость заготовок после спекания 22Х15К4МС + Sm Плотность г/см3 0,3 % Sm 0,4 % Sm 0,5 % Sm 0,6 % Sm 7,9 7,9 7,6 7,57 Требуемая плотность, г/см3 ≤7,5 Пористость,% 1 1 3,8 4,3 Микроструктура сплава 22Х15К4МС, легированного Sm в количестве 0,5 %, после закалки представляет собой α-твердый раствор с частицами Sm2Co17, расположенными как по границам, так и внутри зерен α-фазы (рис. 2, а). Многоступенчатое старение после закалки не приводило к существенному изменению микроструктуры, кроме более контрастного травления, которому способствовал распад закаленной α-фазы на сильномагнитную альфа-1 и слабомагнитную альфа-2 (рис. 2, б). По результатам картирования основных компонентов после старения выявлено, что в структуре, наряду с локальными скоплениями крупных частиц Sm2Co17 от 5 до 20 мкм, не растворившихся в твердом растворе, присутствовали микрочастицы размером порядка 1-2 мкм, содержащие самарий и выделившиеся после старения (рис. 3, б). Сохранение самария в виде его соединений с кобальтом обусловлено отсутствием их растворимости в железе [25]. Sm Sm а б Sm Sm в г Рис. 1. Микроструктура образцов после закалки: а - 0,3 % Sm; б - 0,4 % Sm; в - 0,5 %Sm; г - 0,6 % Sm, кругами обозначены поры а б Рис. 2. Микроструктура сплава 22Х15К4МС с 0,5 % Sm: а - после закалки; б - после старения а б в Рис. 3. Микроструктура сплава 22Х15К4МС с 0,5 % Sm после старения (а) и карты распределения Sm (б) и Co (в) в структуре Таблица 4 Магнитные свойства сплава 22Х15К4МС с микродобавками самария после старения Тстарения, °С 22Х15К4МС Тстарения, °С 22Х15К4МС + Sm 0,3 % Sm 0,4 % Sm 0,5 % Sm 0,6 % Sm Hc, кА/м/Br, Тл Hc, кА/м/ Br, Тл Hc, кА/м/ Br, Тл Hc, кА/м/ Br, Тл Hc, кА/м/ Br, Тл 670 2,7/0,40 670 4,5/0,55 6,2/0,78 3,9/0,44 5,9/0,60 640 5,1/0,77 640 6,1 /0,69 7,8/0,85 6,5/0,82 8,1/0,74 600 8,5/0,97 600 9,6 /0,83 10,0/0,88 10,7/0,93 12,1/0,80 575 16,8/0,99 575 19,4/ 0,9 18,7/0,92 19,5/0,95 22,6/0,82 555 24,70,99 555 29,1/0,86 23,0/0,85 26,4/0,92 30,7/0,79 535 28,4/0,98 525 32,8/0,84 28,2/0,88 29,7/0,90 33,1/0,78 525 28,4/0,93 500 32,4/0,83 26,5/0,85 29,4/0,86 32,1/0,74 500 31,3/0,92 480 33,6/0,83 28,8/0,87 32,9/0,86 33,5/0,77 480 32,1/0,92 480 34,4/0,85 29,3/0,87 33,0/0,85 33,8/0,77 (BH)mах, кДж/м3 12 - 11 7 11 6,0 Kп при 600 °С 0,66 0,66 0,72 0,73 0,66 Определены температурно-временные параметры старения образцов, обеспечивающие получение максимальных магнитных свойств (табл. 4). При легировании сплава 22Х15К4МС самарием в количестве от 0,3 до 0,6 % на первых трех ступенях старения происходил наиболее быстрый рост Br и Hc. На последующих ступенях продолжался рост только Hc, Br при этом на 4-й ступени старения достигала пика и на последующих ступенях только снижалась. Так, наибольшее снижение Br наблюдали при содержании самария 0,6 %. После полного цикла старения наблюдали повышение Hc в сплавах с 0,3; 0,5 и 0,6 % самария на 3-7 %, по сравнению со сплавом без добавок Sm2Co17 (см. табл. 4). Sm2Co17 α α а Sm2Co17 SmCo5 α1 α2 α2 б 10 000 SmCo5 в Рис. 4. Дифрактограммы сплава 22Х15К4МС с 0,5 % Sm при замедленной съемке со скоростью 0,2 град/мин после закалки (а) и после старения в интервале 2θ от 40° до 80° (б) и от 40° до 55° (в) Вместе с Br и Hc определяли коэффициент прямоугольности петли магнитного гистерезиса (Kп). Установлено, что Kп имеет наибольшие значения после 3-й ступени старения (см. табл. 4). Обнаружено, при легировании сплава 22Х15К4МС самарием в количестве 0,4-0,5 % Kп выше на 9-11 % в сравнении с исходным сплавом при данном режиме термообработки. Для подтверждения результатов исследования микроструктуры был выполнен рентгеноструктурный анализ после закалки и старения сплава с 0,5 % Sm (рис. 4). После закалки дифрактограмма (см. рис. 4, а) иллюстрирует пик α-фазы (110), межплоскостное расстояние которого составляет 2,034 Å и соответствует твердому раствору состава Fe-Cr-Co. Пик фазы Sm2Co17 присутствует на дифрактограмме после закалки и старения и соответствует межплоскостному расстоянию 1,44 Å. После старения в сплаве 22Х15К4МС с 0,5 % Sm происходит распад твердого раствора, о чем свидетельствует раздвоение пика α-фазы на два локальных максимума (см. рис. 4, б, в). Раздвоение дифракционных пиков на рентгеновских дифрактограммах связано с различием межплоскостных расстояний сильномагнитной фазы, богатой Fe-Co (α1 = 2,0765 нм), и слабомагнитной фазы, богатой Cr (α2 = 2,0311 нм). Периодическое расположение частиц слабомагнитной и сильномагнитной фаз в матрице обеспечивает высокие магнитные свойства [26]. Кроме α-фазы, также были обнаружены дифракционные пики, соответствующие фазам Sm2Co17 (64,9 °С, 74,68 °С) и SmCo5 (50,798 °С), что подтверждается результатами предшествовавших исследований [24] и указывает на перераспределение самария и получение стехиометрического состава, отличного от исходного компонента (см. рис. 4, б, в). Выводы 1. Легирование сплава 22Х15К4МС самарием в количестве 0,5 % позволяет получать гистерезисные магниты с коэрцитивной силой в диапазоне от 3,9 до 33 кА/м и остаточной магнитной индукцией от 0,44 до 0,95 Тл при Kп до 0,73, что является актуальным показателем для прецизионного приборостроения. 2. Оптимальное содержание самария в гребневом сплаве 22Х15К4МС, обеспечивающее сочетание высокой коэрцитивной силы, остаточной индукции и Kп при удовлетворительной плотности, составляет 0,4-0,5 %. 3. Термическая обработка сплава 22Х15К4МС с добавками самария способствует образованию фазы Sm2Co5, имеющей, в соответствии с литературными данными, более высокие магнитные свойства, чем Sm2Co17. Неполное растворение частиц Sm2Co17 требует дальнейших исследований в части подготовки шихтовых материалов и спекания.

About the authors

M. A Marieva

Perm National Research Polytechnic University

V. A Kozvonin

PJSC "Perm Scientific and Production Instrument-Making Company"

A. A Shatsov

Perm National Research Polytechnic University

References

Statistics

Views

Abstract - 35

PDF (Russian) - 11

Refbacks

• There are currently no refbacks.