Mikrostruktura, duktilnost in spinodalno razmešanje v zlitinah Fe28Cr10-16Co Microstructure, Ductility and Spinodal Decomposition in Fe28Cr10-16Co Alloys Vodopivec F'., IMT Ljubljana Kljub razmeroma enostavni osnovni sestavi so tehnične zlitine železa, kroma in kobalta za permanentne magnete kompleksen material. V njih je mogoče le s kontrolo nečistoč in dodatkom sekundarnih legirnih elementov preprečiti nastanek y in o faze in doseči mikrostrukturo iz faze a, ki omogoča doseganje magnetnih lastnosti. Toplotna obdelava daje najbolj primerno spinodalno strukturo, ustvari najboljšo duktilnost, z vlečenjem pa se ustvari magnetna anizotropija in izboljšajo se magnetne lastnosti. Zlitine so pri temperaturi ambienta krhke, deformacija z vlečenjem je mogoča le pri povišani temperaturi, kjer drsenje zamenja dvojčenje. Ključne besede: FeCrCo zlitine, mikrostruktura, duktilnost, spinodalna premena, magnetne lastnosti In spite of the relatively simple basic composition technical iron-chromium-cobalt alloys for permanent magnets are a complex material. Only vvith a careful control of impurities and the addition of secondary alloy elements the formation of phases 7 and \ inske materiale in tehnologije Lepi pot 11.61000 Ljubljana če je začetna mikrostruktura izključno iz feromagnetne faze a in ima zlitina zadostno duktilnost. Pri temperaturah, ki so potrebne za žarjenje za dosego magnetnih lastnosti, je pri zlitinah Fe28Crl6Co obstojna feromagnetna a faza. Kobalt širi polje stabilnosti neferomagnetne 7 faze, podoben vpliv imajo tudi nečistoče v tehničnih zlitinah, npr. ogljik, mangan in dušik. Po drugi strani pa je zlitina Fe28Crl6Co naravno malo duktilna in občutljiva za nastanek popolnoma neduktilne o faze. Zato je potrebno zlitine legirati z elementi, ki odpravijo možnost nastanka 7 in o faze. Članek je pripravljen kot povzetek osnovnih spoznanj o mikrostrukturi, spinodalnem razmešanju in duktil-nosti. Poleg podatkov iz literature" ISI so uporabljeni nekateri že objavljeni podatki"1'pa tudi še neobjavljeni izsledki. 2. Mikrostruktura V področju temperature predelave zlitine z mikrostrukturo iz a faze statično rekristalizirajo le, če parcialna deformacija presega ca. 50%1231. To je pri valjanju praktično nemogoče doseči, je pa mogoče doseči pri ekstruziji, kjer so aktivni tudi dinamični procesi odprave deformacijske energije. Zato je mikrostruktura po vročem valjanju s temperature 1200°C iz velikih podolgovatih zrn (slika 1). Slika 2 kaže, da s temperaturo žarjenja močno raste remanenca, koercitivnost pa se do ca. 800°C, ko žarjenje Slika I: pov. 5()x. Mikrostrukturna zlitine Fe29Crl ICo po vročem valjanju s temperature 1200°C iz ingota z debelino 60 mm v lamelo z debelino 14 mm Figure 1: 50x. Microstructure of the alloy Fe28Crl ICo after hot rolling with initial temperature I200°C from a 60 mm bloc to a 14 mm plate 35 < 9 30--0,5 25J-0 1 — 300 700 1100 1200 800 900 1000 Temperatura, °C Slika 2: Vpliv temperature 30 min. žarjenja na trdoto (HV 10). remanenco (Br) in koercitivno silo (Hc). Izhodno stanje, zlitina na sliki 1 Figure 2: Influence of 30 min. annealing on hardness (HV 10), remanenee (Br) and coercive force (Hc). Initial state alloy on figure 1 jemljiva. Faza 7 se v tehničnih trikomponentnih zlitinah, v katerih sta npr. ogljik in mangan omejena z 0.03% oziroma 0.2%, pojavl ja že pri temperaturi okoli 800°C. pri 950°C obsega do 1/3 mikrostrukture, pri 1200°C pa jo najdemo kot fino opno po mejah poligonalnih zrn a faze (slika 3). v katere je rekrista-lizirala mikrostruktura iz slike 1. Prisotnost in stabilnost te opne razlagamo z izcejanjem elementov, ki stabilizirajo 7 fazo po kristalnih mejah. Že ta zelo majhna količina 7 faze. pod 1%. pa zmanjša magnetne lastnosti za skoraj 20%. zato je škodljiva, pa čeprav je ta faza koristna za duktilnost. Od večjega števila preizkušenih, seje kot najbolj učinkovita zavora nastanka 7 faze pokazal dodatek ca. 1% aluminija. Faza cr se pojavlja v večji meri v zlitini Fe28Crl6Co kot v zlitini Fe28Crl0Co. Nastaja pri temperaturah od ca. 625 do 10()0°C. Pri najnižjih temperaturah se kaže kot pahljačaste tvorbe po mejah zrn (slika 4). ki pri večji povečavi pokažejo spačeno mikromorfologijo lamelarnega eutektoida (slika 5). Pri temperaturi 850°C je mikrostruktura pretežno iz cr faze. nekaj 7 i * Slika 4: pov. 50x. Zlitina Fe28Crl6Co, gašena s 1200°C in žarjena 30 min. pri 700°C. Peresasta (T faza in tanka opna 7 faze po mejah zrn a faze Figure 4: 50x. Alloy Fe28Crl6Co quenched from I2()0°C and annealed 30 min. at 700°C. Featherlike a and a thin layer of 7 phase at the boundaries of grains of phase a Slika 5: pov. 200()x. Spačeni evtektoidni habitus cr faze na sliki 4 Figure 5: 2000x. Degenerated evtectoide habitus of phase cr in figure 4 Slika 3: pov. 2()()x. Zlitina Fe28Crl6Co po 30 min. žarjenju pri 1250°C in gašenju. Opna 7 faze po mejah nekaterih zrn 11 faze Figure 3: 200x. Alloy Fe28Crl6Co after 30 min. annealing at I250°C and quenching. A layer of 7 phase on the boundaries of grains of phase u odpravi vso deformacijsko utrditev, zmanjša na konstantno vrednost. Ker je mogoče koercitivnost povečati z utrditvijo s hladno deformacijo, je razumljivo, da je začetna faza toplotne obdelave homogenizacija pri 1200°C, ki je še tehnološko spre- o o i— C o d) M V N O oc. 1000 Temperatura °C 1200 Slika 6: Zlitina vrste Fe29Crl lCo vroče valjana, žarjena 30 min. pri različnih temperaturah v razponu 800 do 1200 C in gašena. Vpliv temperature žarjenja na raztezek in kontrakcijo Figure 6: Allov Fe29Crl ICo hot rolled. annealed 30 min. in temperature range 800 to 1200 C and quenched. Influence of annealing temperature on elongation and reduction of area nalno mikrostrukturo (slika 3), duktilnost pa se močno zmanjša (slika 6). Vzrok je nagnjenost zlitine k deformaciji z dvojče-njem. ki ga kaže slika7. Širina prehodnega področja in duktilnost po popolni rekristalizaciji sta odvisna od prisotnosti 7 faze. Če je v mikrostrukturi ni. zlitini Fc28Cti()Co in Fe28Crl6Co pri sobni temperaturi po žarjenju pri 1200 C praktično nimata kon- 800 r o o T> 700 600 500 400 300 200 100 — j - j j v^rv^c \ 4 \ \J // \ \ 9- .1 1 1 1 1 1 1 500 600 700 800 900 1000 Temperatura žarjenja. °C 1100 1200 Slika 8: Zlitine vrste Fe28Crl6Co z dodatki silicija, molibdena, titana in aluminija. Trdota po 30 min. žarjenja pri 1200 C. gašenju. 30 min. žarjenju v razponu temperature 500 do 1100 C in gašenju. Nad ca. 700 C je trdota povečana zaradi nastanka three temperatures on hardness (J o a D o O) CL E ai Slika 16: Zlitina Fe29Crl lCo. Odvisnost med hitrostjo ohlajanja v dilatometru in temperaturo začetka spinodalnega razmešanja Figure 16: Allov Fe29Crl lCo. Relationship cooling rate in dilatometer versus the spinodal decomposition temperature to niso, ker od matriksa niso ločene s fazno mejo. temveč le z nekaj 10 nm širokim gradientnim področjem kroma in kobalta. Velikost zrn a je odvisna predvsem od temperature in manj, vendar ne nepomembno, od trajanja segrevanja ter pomembno selektivno vpliva na magnetne lastnosti. Velja pravilo, da višja temperatura spinodalnega razmesanja koristi remanenci in duk-tilnosti, nižja pa koercitivnosti. Spinodalno razmešanje povečuje trdoto. Vzrok je sprememba mrežnega parametra zaradi prerazdelitve kobalta in kroma med obe spinodalni fazi. zaradi katere rastejo prilagoditvene elastične napetosti. Znak teh napetosti je na primer sprememba širine B( I 10) (slika 14). Spinodalno naraščanje trdote (AH) zaradi trajanja žarjenja t opisuje podobna parabola AH=K+t"2 kot kinetiko izotermne rasti velikosti spinodalnih faz (slika 15). Evolucija trdote pri izotennnem žarjenju pa je odvisna tudi od tvorbe kromovih karbidov in nitridov. ki so se raztopili pri homogenizaeiji pri 12()0CC. Velja posebej omeniti nekoliko presenetljivo značilnost spinodalnega razmesanja v teh zlitinah. Kot pri vseh procesih v trdni fazi, je začetna temperatura razmesanja odv isna od hitrosti ohlajanja. Presenetljivo pa se temperatura razmesanja znižuje, torej raste podhladitev, ko se znižuje hitrost ohlajanja (slika 16). Razlaga je naslednja: spinodalna reakcija ni reakcija z nastajanjem in rastjo kali. kot so alotropske premene in izločilni procesije statistično razmešanje. V začetku reakcije so razlike v sestavi med obema fazama majhne in nestabilne, zato je aktiven tudi nasproten proces, ponovna homogenizacija. Zelo verjetno je pri počasnem ohlajanju proces ponovne homogenizacije bolj učinkovit, zato nastane stabilno razmešanje šele pri nižji temperaturi, ko je gonilna sila večja, zato je tudi večja podhladitev. 5. Sklep V članku so kratko opisani dejavniki, ki vplivajo na mikrostrukturo in duktilnost in predstavljene so osnovne značilnosti procesa spinodalnega razmešanja trdne raztopine kroma in kobalta v a železu. Kljub razmeroma enostavni sestavi so tehnične zlitine železa, kroma in kobalta za permanentne magnete zapleten material. V njih je mogoče le s kontrolo nečistoč in dodatkom sekundarnih legirnih elementov preprečiti nastanek neželenih 7 in . 17. 1981. 3473 17 K. Chrost and J. Kladaš,./. Mat>n. Mapi. Mater. SO. 1989. 359 "* S. Jin and G. Y. Chin. IEEE Transuctions on Magnetics Man. 23. 1987,3187 '" F. Vodopivec, M. Pristavec, J. Žvokelj, D. Gnidovec and F. Gre-šovnik, /. Metal Ikinule. 79. 1988. 648-653 F. Vodopivec, D. Gnidovec. B. Arzenšek, M. Torkar and B. Breskvar. ./. Magn. Magn. Mater. 81, 1989. 369-373 21 F. Vodopivec, D. Gnidovec. B. Ar/.enšek. M. Torkar and B. Breskvar. Železarski zbornik. 23. 1989. 73-78 F. Vodopivec, D. Gnidovec, J. Žvokelj. D. Kmetic and A. Rodič, Z. Mctallkundc, 81. 1990, 877-883 F. Vodopivec, D. Gnidovec, M. Kmetic. A. Rodič and B. Breskvar. Železarski zbornik. 24. 1990. 91 -97 :j F. Vodopivec, D. Gnidovec, M. Torkar and B. Breskvar. Informacije MIDF.M. 22. 1992. 3-8 25 F. Vodopivec. J. Žvokelj. B. Breskvar, D. Gnidovec, A. Rodič and M. Torkar, Z. Metullkiiiule, 85. 1994. 207-212 F. Vodopivec: MIEL-SD 94 ZREČE, september 1994