Razvoj magnetne anizotropije v zlitini železa z 32% Cr in 10,5 % Co, / F. Vodopivec*1, D. Griidovec*2, B. Arzenšek*2 M. Torkar*2 in B. Breskvar*2 UDK: 538.21.004.12:669.018.58—15/—124.2 ASM/SLA: P16, SGAn, 2—64, 3—68 S kombinacijo termične obdelave in deformacije z vlečenjem je bila dosežena magnetna anizotropija, dobre magnetne lastnosti in zelo pravokotna razmagnetilna krivulja. Optimum je bil dosežen po 30 min. s/nodalni premeni pri 61 S1 C. 50 do 60 % deformaciji z vlečenjem in končni termični obdelavi. 1. IZHODIŠČE IN CILJ RAZISKAVE Od zlitin, ki se sedaj uporabljajo kot masovni in obdelovalni magnetni materiali, je zlitina železa za 28 % Cr in 10.5 % Co po sestavi med najcenejšimi. Lastnost permanentnega magnetizma dobi s termično obdelavo, pri kateri trdna raztopina kobalta in kroma v a železu spino-dalno, torej brez spremembe kristalne rešetke, razpade v dve fazi a, in a2, ki se razlikujeta po sestavi (1,2). Sprejemljive magnetne lastnosti dosežemo s termično obdelavo brez magnetnega polja, še boljše lastnosti pa z obdelavo v magnetnem polju (3). V preteklih letih smo izvršili nekatere raziskave te zlitine, usmerjene predvsem v mehanizem spinoidalne premene ter njegovo interakcijo s procesi tvorbe karbidov, ki poteka v temperaturnem področju spinodalne premene (4). Dosegli smo tudi lastnosti, ki v izotropnem stanju ustrezajo tistim, ki jih navaja literatura (1, 2). Optimalne magnetne lastnosti dosežemo s kombinacijo termične obdelave in hladnega vlečenja, kar ustvarja aksialno usmeritev in podolgovato obliko spinodalnih faz (5). Po podatkih v tem viru je mogoče hladno deformacijo z vlečenjem izvršiti pri sobni temperaturi ali pa pri temperaturi 600°C, kar je nekoliko pod spinodalno temperaturo. Poizkus, da bi deformacijo z vlečenjem izvršili pri temperaturi ambienta, se je pokazal neuresničljiv, ker je bila zlitina zelo krhka in ni prenesla niti prehoda skozi prvo votlico. Po drugi strani pa nimamo možnosti, da bi vlečnje izvršili pri temperaturi 600°C kot podaljšek prve stopnje procesa termične obdelave, ker ne moremo držati temperature v primerno ozkem intervalu. Po vročem valjanju ni mogoče doseči kombinacije zadostne duktilnosti in rekristalizirane mikrostruktu-re, ki je potrebna, da bi se dosegla zadostna remanenca (6). Na sliki 1 je prikazan vpliv temperature žarjenja zlitine z nazivno sestavo na remanenco, koercitivno silo in na trdoto po hladnem in po vročem valjanju. Koercitivna sila se hitro zmanjša, ko se zmanjša utrditev zaradi valjanja v vročem in v hladnem, remanenca pa raste s temperaturo žarjenja. Po vročem valjanju. Koercitivna sila se hitro zmanjša, ko se zmanjša utrditev zaradi valjanja v vročem in v hladnem, remanenca pa raste s temperaturo *1 prof. dr. Franc Vodopivec, dipl. ing. met. — Metalurški inštitut, Ljubljana *2 — Metalurški inštitut, Ljubljana Originalno publicirano: ŽEZB 23 (1989) 2 Rokopis prejet: januar 1989 35 E < x o 25-1 700 800 900 1000 Temperatura, °C 1100 1200 Slika 1. Odvisnost med temperaturo žarjenja in trdoto, remanenco (Br), koercitivno silo (Hc) in trdoto po vročem valjanju (TW) in trdoto po hladnem valjanju (THV) Fig. 1 Relationship betvveen the annealing temperature and the hard-ness, the remanence (Br), the coercive force (Hc), and the hardness after hot rolling (TW), and the hardness after cold rolling (THV) V ms . ;.• V ŠiJ^ff^ji''"' " Slika 2. pov. 50 x : Mikrostruktura po vročem valjanju v 6 vtikih z začetno temperaturo 1200° C Fig. 2 Magn. 50 x : Microstructure after hot rolling in 6 passes and with the starting temperature 1200° C žarjenja. Po vročem valjanju ima zlitina mikrostrukturo iz podolgovatih zrn a faze (slika 2), zato ker med valjanjem ne rekristalizira, proces mehčanja s popravo pa ne eliminira popolnoma deformacijske energije. Vendar pa ne- Slika 3. pov. 50 x: Mikrostruktura zlitine, ki je bila vroče izvaljana, žarjena 30 min. pri 1200°C in gašena Fig. 3 Magn. 50 x : Microstructure of the alloy being hot rolled, anne-aled 30 min. at 1200°C, and quenched Temperatura, °C Slika 4. Odvisnost med temperaturo žarjenja po vročem valjanju ter duktilnostjo zlitine, izraženo z raztezkom in kontrakcijo Fig. 4 Relationship betvveen the annealing temperature after hot rolling and the alloy ductility expressed with elongation and contraction popolna poprava da zlitino z mikrostrukturo iz velikih podolgovatih zrn in dobro duktilnost. Z žarjenjem pri temperaturah nad 1000° C zlitina re-kristalizira v mikrostrukturo iz poligonalnih zrn a faze (slika 3). Na sliki 4 vidimo, da se vzporedno s tem skokovito zmanjša duktilnost, ki postane premajhna za hladno deformacijo z vlečenjem. Natančnejše raziskave so pokazale, da so temu vzrok velika zrna a faze, ki se deformirajo z dvojčenjem, ne pa z drsenjem. Po valjanju pri visokih temperaturah, ko se hitro izvršita procesa »in situ« rekristalizacije in mrežaste poligonizacije, je mogoče doseči primerno duktilnost samo z gašenjem, vendar pa v tem primeru nastane poligonizirana mikrostruktura, od katere ni pričakovati dobre remanence. Pot k rešitvi problema se je našla v vlečenju pri povišani temperaturi, ki je nad mejo, pri kateri se zlitina začne deformirati z drsenjem, vendar pa pod tisto, pri kateri lahko deformacija vpliva na spinodalno premeno. V tem sestavku poročamo o rezultatih, ki so bili doseženi po tem postopku. S kombinacijo termične obdelave in vlečenja smo dose- gli magnetne lastnosti, ki daleč presegajo lastnosti ne-deformirane zlitine iste sestave in so lahko izhodišče za racionalno uporabo tega materiala. 2. LABORATORIJSKO DELO Iz primarnih surovin je bila v laboratorijski indukcijski peči ost. železo izdelana zlitina s sestavo: 0.01 % C, 0.19 % Mn, 10.5 % Co in 32 % Cr. Količina nečistoč ogljika in mangana je bila pod mejo, ki jo priporoča literatura (7,8), vsebnost kroma pa je nekoliko nad ciljano 28%, vendar še vedno sprejemljiva, ker je še v območju spi-noidalne premene sistema Fe-Cr-Co (2,9). Oba bloka smo predelali z vročim valjanjem v platini z debelino 15 mm, iz njih z vzdolžnim rezanjem, struženjem in brušenjem izdelali palice; te smo homogenizirali pri 1200°C, gasili v vodi, izvršili prvo fazo toplotne obdelave pri 615°C, vlekli skozi votlice do deformacije 80%, izvršili drugo fazo toplotne obdelave in izmerili magnetne lastnosti v radialni in v aksialni smeri. 3 REZULTATI DELA 3.1. Vlečenje pri povišani temperaturi Na sliki 5 spodaj je prikazana odvisnost med stopnjo deformacije in trdoto. Pri enaki deformaciji je trdota treh vzorcev nekoliko različna zaradi različnega trajanja spi-noidalne premene. Čim daljši je čas zadržanja pri temperaturi spinodalnega razpada, tem večja je trdota. Vzrok je naraščanje razlike v sestavi med obema spinodalnima fazama (4). Zlitina, ki je bila deformirana z valjanjem, ni bila podvržena pinodalni premeni. Utrditev je enaka pri toplem vlečenju in pri hladnem valjanju. To je znak, da med vlečenjem kljub povišani temperaturi ni bilo poprave in tudi ne nadaljevanja spinodalnega razpada. V prvem primeru bi bila utrditev manjša, v drugem pa večja pri vlečenju kot pri valjanju. Na sliki 5 zgoraj je prikazana trdota zlitine, ki je bila po različno dolgem zadržanju pri temperaturi spinodalne premene vlečena in končno termično obdelana. V primerjavi s trdoto po vlečenju je razlika presenetljivo velika, pa tudi odvisnost od deformacije je drugačna, kot na Slika 5 Vpliv deformacije z vlečenjem in z valjanjem na trdoto po deformaciji in po končni toplotni obdelavi Fig. 5 Influence of the deformation by dravving and by rolling on the hardness after deformation, and after final heat treatment sliki 5, posebno je manjši narastek trdote po majhni deformaciji. Pri vlečenju je trdota zrastla od ca. 250 na povprečno 325 HV, torej za 75 HV enot. Po končanem staranju pa je trdota med 400 in 445 Hv, kar je več, povprečno 150 za HV enot, razlika zaradi deformacije pa znaša le 45 HV enot. Iz tega sklepamo, da se med končno termično obdelavo nekoliko zmanjša utrditev zaradi hladne deformacije in da prevlada generiranje trdote med končno termično obdelavo zaradi nadaljevanja spinodalne premene. 3.2 Magnetne lastnosti Na sliki 6 so prikazane razmagnetilne krivulje za serijo vzorcev, ki so bili zadržani 30 min. pri spinodalni temperaturi, vlečeni z različno deformacijo in nato končno toplotno obdelani. Razmagnetilna krivulja postaja pri ak-sialnem magnetenju vse bolj pravokotna, čim bolj raste stopnja deformacije z vlečenjem, medtem ko postaja pri radialnem magnetenju vse bolj poševna. Na sliki 7 vidimo, da raste pravokotnost razmagnetilne krivulje pri ak-sialnem magnetenju, ki smo jo izrazili z razmerjem med indukcijo pri 90% koercitivne sile (B09Hc) in remanenco (Br) do deformacije ca. 70%. Pri nadaljnji rasti deformacije postaja oblika razmagnetilne krivulje znova manj pravokotna. Pri magnetenju v radialni smeri postaja oblika razmagnetilne krivulje vse bolj trikotna z naraščanjem deformacije. Na sliki 8 je prikazan vpliv deformacije z vlečenjem na magnetne lastnosti, koercitivno silo, remanenco in energijski produkt v aksialni in v radialni smeri. Rema-nenca v aksialni smeri se zmanjša z naraščanjem deformacije do ca. 10%, nato raste in doseže maksimum pri ca. 50 % deformacije. Podoben je vpliv deformacije na energijski produkt, medtem ko koercitivna sila enako- Br ITI 14 Vzorec def "/, 72 64 56 iS 40 32 24 0 HcIkA/m) Slika 6. Oblika razmagnetilne krivulje za aksialno in radialno magnetenje za različne stopnje deformacije z vlečenjem. Zlitina 1 po vlečenju in končno termično obdelana. AK-aksialna smer, ra-radialna smer Fig. 6 Shape of the demagnetizing curve for axial and radial magneti-zation for various degrees of deformation by dravving. Alloy 1 after dravving and as finally heat treated. AK — axial direction, ra-radial direction ip. BQ9Hc Br aksiatno o\ radialno o ' 20 60 80 40 Deformacija ,*/. Slika 7. Vpliv deformacije z vlečenjem na razmerje med indukcijo pri 90 % koercitivne sile in remanenco pri aksialnem in radialnem magnetenju. Zlitina 1 je bila 30 min. zadržana na temperaturi 615°C, deformirana s toplim vlečenjem in končno termično obdelana Fig. 7 Influence of the deformation by dravving on the ratio betvveen the induction at 90 % coercive force and the remanence at axial and radial magnetization. Alloy 1 was 30 min. held at 615°C, deformed by hot dravving, and finally heat treated 40 Deformacija . 7. Slika 8. Odvisnost med deformacijo s toplim vlečenjem in magnetnimi lastnostmi v aksialni (akj in radialni (ra) smeri. Trajanje spinodalne premene 30 min. Br-remanenca, Hc-koercitivna sila, (BH)m-energijski produkt Fig. 8 Relationship betvveen the deformation by hot drawing and the magnetic properties in axial (ak) and radial (ra) direction. Dura-tion of spinoidal transformation 30 min. Br-remanence, Hc-coercive force, (BH)m — energy product merno raste z naraščanjem deformacije. Vse lastnosti v radialni smeri se zmanjšujejo z naraščanjem deformaci- je' a Ce ocenjujemo material s stališča uporabnosti, je odločilna lastnost energijski produkt (BH)m. S tega stališča se pokaže najbolj primerna 50 do 60 % deformacija z vlečenjem. V tem primeru dosežemo naslednje magnetne lastnosti: Br nad 1.1 T, Hc nad 320 A/cm in (BH)m nad 24 kJ/m3. V primerjavi z izhodnim stanjem, torej z izotropno zlitino, pomeni to za ca. 10 % boljšo remanen- co, za ca. 30 % boljšo koercitivno silo in za več kot 100% večji energijski produkt. Upravičen je torej sklep, da se s kombinacijo termične obdelave in deformacije z vlečenjem pomembno izboljšajo magnetne lastnosti. 3.3. Anizotropija v magnetnih lastnostih Po nekaterih virih so magnetne lastnosti odvisne od velikosti in od sestave spinoidalnih faz (1, 2, 5). V že objavljenem delu (4) smo pokazali, da sta velikost spinodal-nih faz in razdalja med njimi približno 20 nm, če zlitino zadržimo 30 min. na spinodalni temperaturi 615°C. Pri deformaciji z vlečenjem se spreminja oblika in porazdelitev spinoidalnih faz. Po spinoidalni premeni so delci faze a2 izotropno porazdeljeni v matriksu iz faze a,. Pri deformaciji se delci faze a2 razvrščajo v osi vlečenja in se tudi podaljšajo (5). Z zmanjševanjem premera vlečene palice se zmanjšuje razdalja med delci faze a2, zmanjšuje pa se tudi presledek iz faze a, med njimi. To se odraža na magnetnih lastnostih, kar jasno kaže slika 8, zmanjšuje pa se tudi difuzijska pot za nadaljevanje razmešanja sestavnih elementov zlitine pri končni termični obdelavi po vlečenju. Na sliki 9 je prikazana odvisnost med podaljškom pri vlečenju (podaljšek je izražen z razmerjem površine preseka palice pred vlečenjem in po njem ter indeksom anizotropije, ki je izražen z razmerjem remanence in ko-ercitivne sile v aksialni in radialni smeri vlečene palice. Indeks anizotropije za remanenco raste linearno s podaljškom, torej IAb = f(d2/dk)2; indeks anizotropije za koercitivno silo pa linearno s polovično vrednostjo podaljška, torej IAHc = f 1/2 (dz/dk)2. Linearnost je ohranjena, dokler rastejo magnetne karakteristike, torej do deformacije ca. 70 %. Nad to deformacijo ni več linearnosti, temveč je anizotropija manjša, kot če bi jo ekstrapolirali iz nižje deformacije. Odklon nastane pri deformaciji, pri kateri se začnejo slabšati tudi lastnosti pri aksialnem o £ £ o L. o N C o l/i v T3 r. Slika 9. Odvisnost med podaljškom pri toplem lečenju in razmerjem med remanenco (Br) ter koercitivno silo (Hc) v aksialni in radialni smeri, ki smo ga poimenovali indeks anizotropije. Zlitina je bila različno dolgo zadržana pri temperaturi spinodalne premene 615°C Fig. 9 Relationship between the elongation in hot dravving and the ratio betvveen remanence (Br) and coercive force (Hc) in axial and radial direction, being called index of anisotropy. Alloy was held at the temperature of spinoidal transformation, 615°C, for various times magnetenju, predvsem remanenca, zato je logičen sklep, da sta oba pojava povezana. Če postavimo, da se med vlečenjem obe spinoidalni komponenti a, in a2 enako deformirata, potem lahko tudi postavljamo, da se presek delcev faze a2 menja obratnosorazmerno s podaljškom, debeline zrn te faze (daz) pa proporcionalno z zmanjšanjem debeline palice, torej je da2 = f (dz/dk). Na enak način se z naraščanjem deformacije zmanjšuje tudi razdalja med delci a2 faze, torej debelina sloja matriksa iz a,, ki jih loči med seboj. Anizotropija pa ni odvisna od linearne velikosti delcev faze a2, temveč od razmerja med presekom, ki ga ima idealizirani delec faze a2 z ob-dajajočo fazo a,, pred deformacijo in po njej na prečnem preseku vlečene palice. Če si predstavljamo, da je v primeru izotropnosti vsakemu delcu faze a2 prirejena neka krogla z delcem te faze v središču, ki se pri vlečenju spremeni v valj, je anizotropija proporcionalna ploščini osnovne ploskve tega valja. Obstajata dve fizikalni razlagi povezanosti anizotropije v magnetnih lastnostih in podaljška pri vlečenju; ena bazira na difuzijskem modelu, druga pa na modelu prila-goditvenih napetosti, ki smo jih že omenili. Poglejmo prvo razlago. Ce si predstavljamo spinoidalno strukturo kot periodično funkcijo z maksimumom koncentracije elementov v eni in minimumom v drugi fazi, potem je razlika v koncentraciji C = (Cma-Cmi) v eksponencialni odvisnosti od razdalje med maksimumi (10). V našem primeru je odvisnost parabolična. Iz tega sklepamo, da Br anizotropija ni odvisna od sprememb v sestavi med fazama med končno termično obdelavo zaradi deformacije z vlečenjem. In že omenjenih razlogov nastanejo med spinodalnima fazama napetosti, ki se izražajo v povečanju trdote zlitine (4). Te napetosti so odvisne od velikosti stične površine med fazama. Če gledamo v projekciji, pravokotni na os vlečenja, je fa površina sorazmerna ploščini osnovne ploskve valja, ki je prilagojen vsakemu zrnu faze a2. Ta ploščina se menja obratnosorazmerno s podaljškom, torej enako, kot se menja anizotropija remanence. Lahko torej sklepamo, da je remanenca odvisna od velikosti preseka zrn faze a2 v projekciji, pravokotni na smer vlečenja. Pri končni termični obdelavi se inducirajo nove napetosti, dokaz zanje je povečana trdota materiala v primerjavi s trdoto po vlečenju. Te napetosti lahko nastanejo samo zaradi povečanja razlike v sestavi med obema spinodalnima fazama. Zaradi kratkih difuzijskih poti so v vlečeni zlitini gradienti koncentracije večji, zato so tudi napetosti večje. Poskusimo sedaj odgovoriti na vprašanje, zakaj se lastnosti, z njimi pa tudi proporcionalnost med podaljškom in anizotropijo, spremenijo, ko deformacija prekorači določeno mejo. V tem trenutku se zdi najverjetnejša hipoteza, da pride pri določeni deformaciji do lepljenja zrn faze a2 med seboj, s tem zraste njihova povprečna velikost in se zmanjšajo magnetne lastnosti. Kvalitativno potrdilo te razlage najdemo v vplivu deformacije na remanenco. Po 15- do 30-min. zadržanju na temperaturi spinodalne premene se remanenca v aksialni smeri začne zmanjševati pri ca. 50 % deformaciji, medtem ko je zmanjšanje opazno po 60-min. zadržanju pri temperaturi spinodalne premene šele, ko deformacija prekorači ca. 74 %. Povedali pa smo že, da raste velikost delcev faze a2 s trajanjem spinodalne premene (4). Logična je predpostavka, da bo pri tem večji deformaciji prišlo do dotika med zrni faze a2, čim večja je začetna razdalja med njimi. Velja opozoriti, da raste koercitivna sila pri aksialnem magnetenju proporcionalno s trdoto po zaključni termični obdelavi. To kaže, da je koercitivna sila v aksialni 2 3 4 Podaljšek -60 min 615 °C A / 30 min 615°C 15 min 615°C Magn. lastnosti aks. - Magn. lastnosti rad. smeri odvisna od napetosti, ki jih spinodalna premena med končno termično obdelavo ustvari v materialu. To ujemanje je lahko samo slučajno iz dveh razlogov; eden je dejstvo, da bi se moral vpliv napetosti odražati na podoben način tudi na koercitivni sili v radialni smeri, drugi pa je, da je anizotropija v koercitivni sili proporcionalna podaljšku in ne deformaciji. Vse kaže, da se v koercitivni sili odraža več dejavnikov. Eden je razlika v sestavi obeh spinodalnih faz, zaradi katere raste trdota, drugi je razdalja med spinodalnima fazama, od katere je odvisen gradient koncentracije, tretji pa narava ali smer notranjih napetosti, ki jih inducira kombinacija vlečenja in zaključne termične obdelave. SKLEP V zlitini smo s kombinacijo termične obdelave in vlečenja pri povišani temperaturi dosegli močno anizitropijo magnetnih lastnosti. Vse lastnosti: remanenca, koerciti-vna sila in energijski produkt so večje v aksialni kot v radialni smeri. V primerjavi z izotropnim stanjem se je po vlečenju pri aksialnem magnetenju remanenca povečala za ca. 10 %, koercitivna sila za ca. 30 % in energijski produkt za več od 100%. Najboljše magnetne lastnosti so dosežene po 30-min. zadržanju pri temperaturi spinodalne premene 615° C, deformaciji 50 do 60 % in končni termični obdelavi. Z naraščanjem hladne deformacije rastejo do neke meje magnetne lastnosti v aksialni smeri, zmanjšujejo pa se magnetne lastnosti v radialni smeri. Anizotropija v remanenci je proporcioalna podaljšku pri vlečenju, je torej proporcionalna razmerju kvadratov za- četnega in končnega premera vlečene palice, dokler deformacija ne prekorači neke mejne vrednosti. Anizotropija v koercitivni sili je proporcionalna polovici podaljška pri velečenju. Fizikalne narave anizotropije nam ni uspelo opredeliti. Vse kaže, da je odvisna od razdalje med delci spinodalne faze a2, pa tudi od napetosti, ki so posledica spinodalne premene, in od napetosti, ki jih v materialu inducira deformacija z vlečenjem. LITERATURA: 1. S. Jin, G. V. Chin in B. C. Wonsiewicz: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 16, 1980,139—146. 2. W. Ervvens: Techn. Mitt. Krupp Forsch. Hefte 40, 1982, 109—126. 3. M. L. Green, R. C. Shervvood, G. Y. Chin, J. H. VVernick in J. Bernardini: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 16, 1980, 1053-1055. 4. F. Vodopivec, M. Pristavec, J. Žvokelj, D. Gnidovec in F. Grešovnik: Zeitschrift tur Metallkunde 79, 1988, 648-653. 5. S. Yin, N. V. Gayle in J. E. Bernardini: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 16, 1980, 1050-1052. 6. F. Vodopivec, D. Gnidovec, M. Torkar in B. Breskvar: bo objavljeno. 7. T. S. Chin, C. Y. Chang in T. S. Wu: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 18, 1982, 781—788. 8. T. S. Chin, C. Y. Chang, T. S. Wu in Y. H. Chang; IEEE Transactions on Magnetics Mag. 19, 1983, 2035—2037. 9. M. Homma, M. Okada, T. Minovwa in E. Hirikoshi: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 17, 1981, 3473—3478. 10. P. G. Shewmon: Diffusion in solids; Mc Graw-Hill, New York, 1963. ZUSAMMENFASSUNG Durch die Kombination thermischer Behandlung und Verfor-mung durch Ziehen haben wir in der Legierung in axialer Rich-tung folgende Eigenschaften erziehalt. Remanenz Br 1, 1 T, Korerzitivstarke Hc 320 A/m, und Energieprodukt (BH)m> 24 kJ/m3. Die Eigenschaften in der Radialrichtung sind viel nied-riger, desvvegen hat die Legierung eine starke magnetische Anisotropie und eine sehr rechteckige entmagnetisierungs-kurve. Optimale Eigenschaften vverden erziehlt durch die Aufhaltung von 30 min. bei der Temperatur der Spinodalen Umvvandlung von 615°C, Abschrecken, Ziehen mit einer Verfor-mung von 58 bis 60 %, und nach der thermischen Endbehand-lung. Bei hoherer Verformung vvird die Remanenz niedriger. Die Anisotropie in der Remanenz ist proportional der Verlangerung beim Ziehen das heisst, dass sie proportional dem Verhalniss der Ouadrate des Anfangs und Endquerschmittes des gezo-genen Materiales ist, so lange bis die Verformung einen gewissen Grenzvvert nicht uberschreitet. Es vvird vorausgesetzt, dass die Remanenz abhangig ist von der Ouerschnittsflache, von der Verformung der verlanegerten Korner der a2 Phase an dem Stabquerschnitt rechteckig auf die Ziehrichtung. Es vvird vveiter vorausgesetzt dass, die Remanenz kleiner wird vvenn vvahrend des Ziehens zum gegenseitigen Kontakt der Korner der a2 Phase kommt. Die Anisotropie in der Koerzitivstarke wachst proportional der Halfte der Verlangerung, und ahnlich wie die Remanenz bis zu einer gemeinsamen Verformung. Uber dieser Grenze besteht die Proportionalitat nicht mehr. SUMMARY Combining heat treatment and the deformation by draving enabled to obtain the follovving properties of the alloy in the axi-al direction: remanence Br>1.1T, coercitive force Hc> 320 A/cm, and energy product (BH)m > 24 kJ/m3. Values in radial direction are much lower, thus the alloy exhibits high magnetic anisotropy and a very rectangular demagnetising curve. Optimal properties are obtained after holding for 30 min. at the temperature of spinodal transformation, i. e. at 615° C, quenching, dravving with the deformation degree of 50 to 60 %, and after final heat treatment. At higher deformations the remanence is again reduced. Anisotropy of remanence is proportional to the elongation in dravving., i. e. proportional to the ratio of squares of initial and final cross section of the drawn rod, till the deformation does not exceed some limiting value. It is supposed that remanence depends on the cross section area of grains of phase a2 being elongated due to the deformation and vvhich was measured on the cross section of rod perpendicular to the direction of dravving. Further supposition can be made that remanence is reduced if grains of phase a2 come into mutual contact during the dravving. Aniso-tropy of coercive force is increased proportionally to the half value of elongation to some overall deformation, like it was the čase vvith remanence. Over that limit the proportionality does not exist anymore. 3AKnKDMEHME B KOM6nHaL(Mn c TepMH4ecKOfi o6pa6oTKoPi m aecfiopMaMMeM c BO/TOMeKneM m bi b cn/iaBe no/iy4n/iM cneayiou4Me CBoPiCTBa b oceBOM HanpaB^eHnn: ociaioMHbiM MarHeTH3M B, > 1.1. T, KoapuHTHBHaH cM/ia Hc >320 A/cm m h aHepreTMHecKMM npoflyKT (BH)m > 24kJ/ m3 CBoPIcTBa b pa^Ha^bHOM HanpaB/ieHMM ropa3flo cnačee, xoth cn/iaB MMeeT cn^bHo Bbipa>neHHyio. OnTMMa/ibHbie CBoPiCTBa floc™rhytbi cnycTH 30-tm MMHyT 3aaep>KMBaHMFi npn TeMnepaType cnMHoaa/ibHoro nepexoaa 615°C, ratueHnn, bo/io-4eHHM c fleKeHHM BOJIOMeHMH, lino 3h3hmt OHa nponopuno-Ha/lbHa OTHOLUGHMIO KBaflpaTOB nepBOHOMa/lbHOrO H KOHeMHOTO CGMeHMH BonoMGHHoro npyTKa, nona flect>opMaunfl He nepenaeT HeKOToporo rpaHMMHOro 3HaMeHns. llpeflnonaraeTCH, mto ocTa-TOMHblM MarH6TM3M 3aBMCHT OT Be/lMHHHbl nOBepXHOCTM CeHeHMti ot fleopMai4MM yannHeHHbix 3epeH (})a3bi 02 npyTKa npnMO-yro/ibHo k HanpaBneHMio BonoMeHHn. Taione npeano/ioraeTCfl, mto 0ctat0hhafl hamarhmhehoctb ymehbiuaetcfli ec/in bo bpemn BonoMeHMfl HacTynnT B3aMMHoe conpMKocHOBeHMe 3epeH <(>a3bi a.2- B KoapuMTMBHoCi cn;ie B03pacTaeT aHM30Tp0nnfl nponopuno-Ha/lbHO nO/lOBMHbl y,qJlMHeHMfl M CXOflHa KaK M OCTaTOMHbIM MarHeTM3M flO HeKOTOpOM COBMeCTHOpi ae