O vroči preoblikovalnosti Al, Mn, C zlitin UDK: 669.018.58:669.715:620.173:620.18 ASM/SLA: Dlb, D1 In, J28g, C, 2-60, EGj44 F. Vodopivec, D. Gnidovec, J. Žvokelj in M. Grašič Izdelano je več magnetnih zlitin te vrste z različno sestavo in strjevalno strukturo. Peritektik y, in evtektoid Yi + P Mn močno zmanjšata preoblikovalnost z vročim krčenjem. Karbidi, ki se izločijo iz faz e in r, preprečujejo deformacijo z ekstruzijo. Odvisnost sila-deformacija je podobna kot pri kovinah. Aktivacijska energija za proces deformacije je 80 kJ/mol pri zlitini z matriksom iz y, faze in 45,5 kJ/mol pri zlitini z matriksom iz e faze. 1. UVOD Zlitine aluminija, mangana in ogljika so sodobne zlitine za permanentne magnete. V primerjavi s klasičnimi kovinskimi magneti iz AlNiCo zlitin se odlikujejo po tem, da nimajo strateško pomembnih sestavin in da se dajo obdelovati z odvzemanjem ostružkov, AlNiCo zlitine pa se samo brusijo. Zlitine AIMnC dobijo primerne magnetne lastnosti z vročim preoblikovanjem, ki v njih ustvari magnetno anizotropijo; lastnosti v podol-žni smeri valjaste palice so zato drugačne kot v radialni smeri. V procesu izdelave anizotropnih zlitin AIMnC je zato vitalna in najtežja tehnološka operacija iztiskanje (ekstruzija) pri temperaturi okoli 700°C (1, 2, 3, 4). Precej dela je bilo vloženega v razjasnitev vpliva parametrov ekstruzije na magnetne lastnosti (4, 5, 6, 7), samo omejeni podatki so na voljo do danes o deformacij-skem procesu zlitin (8), nič pa nismo našli o vplivu mikrostrukture strjevanja in mikrostrukture ogrevanja na preoblikovalnost. Prav to vrzel skušamo zapolniti v tem prispevku. Strjevalna mikrostruktura je po pravilu iz faze e. Iz te faze se z dvostopenjsko premeno, ki je sorodna mar-tenzitni, ustvari i faza z uporabnimi trdomagnetnimi lastnostmi (4, 8, 10, 11, 12, 13). Po binarnem faznem diagramu AlMn nastane e faza pri ravnotežnem strjevanju zlitin z 69 do 76 % Mn (12, 14, 15). Praksa pa kaže, da so zlitine pri strjevanju industrijskih blokov, torej pri neravnotežnem strjevanju, podvržene izcejanju. Na primer v srednjem delu pozkusnega bloka s 50 mm premera iz zlitine z 72,5 % Mn smo našli v matriksu faze t fazo Y/ v meddendritnih poljih, v dendritih, ki so bogatejši z manganom, pa tudi fazo 8 Mn (si. 1). V enakem bloku iz zlitine z 72,8 % Mn najdemo po homogenizaci-ji mnogo faze 8 Mn (si. 2) lamelame oblike. V AlMn zlitine se dodaja ogljik zaradi stabilizacije faze e, torej za zaviranje evtektoidne premene e—►Vi + P Mn pod 870° C. Če je ogljika veliko, vendar še vedno v količinah, ki jih pokriva patentna zaščita (1,2), nastanejo že pri strjevanju lamele aluminij-manganovega karbida (si. 3). Praksa kaže, da so zlitine z mnogo tega karbida, ki je v bloku neprimerno porazdeljen, neobstojne na zraku. Zara- Slika I pov. 100 x . Mikrostruktura zlitine z 72 % Mn in 0,96 % C. Ma-triks iz t faze, v dendritih vidimo lamele 5 Mn v meddendritskih prostorih pa polja yi faze. Fig. I Magn. 100 x. Microstructure of alloy with 72 % Mn and 0.96 % C. Matrix is phase t, in dendrites the lamellae of 8 Mn are evident, and in interdendritic spaces the areas of yi phase. Slika 2 Mikrostruktura zlitine 3 po homogenizaciji pri 1050" C. Matriks iz faze e, črvičaste lamele aluminij magnanovega karbida in ravne lamele verjetno 8 Mn. Fig. 2 Microstructure of alloy 3 after homogenizing at 1050" C. Matrix is phase £, vvorm-like lamellae are of aluminium magnanese car-bide, and straight lamellae probably are 8 Mn. di občutljivosti karbida za vlago zlitina v nekaj dneh razpade v prah (16). Na drugi strani prihaja do sprememb mikrostrukturne oz. fazne sestave tudi pri segre- Slika 3 pov. 100 x. Mikrostruktura zlitine z 69,5 % Mn in 1,1 % C. Matriks iz e in faz in črvičaste lamele aluminij-manganovega karbida. Fig. 3 Magn. 100 x. Microstructure of alloy with 69.5 % Mn and 1.1 % C. Matrix is composed of e and yi phases, and worm-like lamellae are of aluminium manganese carbide. Slika 4 pov. 100 x. Zlitina z 71,7 % Mn in 0,7 % C. Mikrostruktura v delu preiskušanca, ki je po ekstruziji z začetkom pri 900" C ostal v orodju. Matriks iz £ faze in karbidna zrna ter razpoke po mejah. Fig. 4 Magn. 100 x. AIloy with 71.7 % Mn and 0.7 % C. Microstructure of the test piece which remained in the tool at extrusion with the initial temperature 900" C. Matrix is of e phase, carbide grains, and cracks on boundaries. vanju zlitine pred vročo ekstruzijo. V zlitinah z ogljikom nad 0,5 % v z ogljikom prenasičeni e fazi so drobni karbidni izločki po mejah strjevalnih zrn (si. 4). Pri temperaturah med 700 in 500° C pa se v z ogljikom prenasičeni fazi t pojavi reakcija, ki po mejah zrn ustvari mrežo zelo trdne mikrostrukturne komponente (si. 5). 2. EKSPERIMENTALNO DELO Zlitine smo izdelali s taljenjem v indukcijski peči iz mangana, aluminija in MnC predzlitine. Sestava in mikrostruktura zlitin, ki so bile uporabljene za preizkuse preoblikovanja, je v tabeli 1. Za razlago nekaterih dognanj smo uporabili tudi drugačne zlitine, njihova sestava pa je v tekstu. Slika 5 pov. 200 x. Ista zlitina kot si. 4. Mikrostruktura po gašenju s 1050" C in 30 min. žarjenju pri 600° C. Matriks iz t faze in še neidentificirana komponenta mikrostrukture. Fig. 5 Magn. 200 x. The same alloy as in Fig. 4. Microstructure after quenching from 1050° C and 30 minute annealling at 600° C. Ma-trix is of t phase, and a stili not indentified microstructure com-ponent. Strjevalna mikrostruktura zlitin 1 in 2 je bila iz ovalnih primarnih zrn faze e in iz polj peritektične faze yt. Ponekod v mikrostrukturi so bila zrna faze £ obdana z mrežo peritektika Y/(s'- 6). Med homogenizacijo zlitin 1 in 2 pri 1050° C so v notranjosti zrn e faze nastala drobna polja sekundarne y, faze, ker se v binarnem diagramu Al-Mn polje stabilnosti faze e zožuje, ko se niža temperatura (12, 14, 15). Mikrostruktura zlitine 3 je bila iz matriksa faze e, iz lamel aluminij manganovega karbida in iz lamel, ki so se pojavile po homogenizaciji pri 1050°C, in zato domnevamo, da so 5 Mn (si. 2). Mikrostruktura zlitine 4 je bila po strjenju izključno iz faze e, po držanju med 900 in 800° C oz. v začetni fazi ekstruzi-je pa so se iz z ogljikom prenasičene raztopine izločila drobna karbidna zrna (si. 4). V isti zlitini je pri žarjenju še pri nižji temperaturi nastala že omenjena premena faze t, o kateri bomo še razpravljali kasneje. Slika 6 pov. 50 x. Mikrostruktura zlitine 1. Peritektična faza Y! okoli okroglih zrn e faze. Fig. 6 Magn. 50 x. Microstructure of alloy 1. Peritectic phase yi around the round grains of e phase. Deformacijo smo izvršili z vročim krčenjem preizku-šancev s premerom in višino 20 mm ali pa z ekstruzijo valjev s premerom 28 mm skozi matrico s premerom 15 mm v orodju, segretem na 600° C. Ekstruzija ni uspela, ker je bila zaradi prevelike hitrosti površina palice močno razpokana. Pri preizkusih krčenja smo pestič in podlogo segreli na cca 500° C. Ne glede na to in mazanje z grafitom se ni bilo mogoče izogniti zelo hitri ohladitvi cca 1 mm debelega sloja zlitine v stiku z orodjem. Zato se preizku-šanci niso deformirali na stiku z orodjem in so dobili sodčasto obliko (si. 7). Da bi omejili napako zaradi spremembe oblike, smo deformacijo s krčenjem omejili na 3,5 mm oz. 17,5 % začetne višine valjastega preizku-šanca. Kljub majhni deformaciji in nenormalnemu oblikovanju preizkušanca med krčenjem nam je uspelo zabeležiti zelo uporabne in zanesljive odvisnosti sila-de-formacija, opredeliti posamične faze procesa deformacije in oceniti vpliv komponente mikrostrukture na pre-oblikovalnost. Ekstruzijski poizkusi so omogočili oceno vpliva karbidov, ki so nastali v e fazi in premene t faze. Slika 7 Vzorec iz zlitine 1 krčen pri 980° C. Fig. 7 Test piece of aloy 1, upset at 980° C. 3. ODVISNOST MED SILO IN DEFORMACIJO, POVEZAVA MED PREOBLIKOVALNOSTJO IN MIKROSTRUKTURO Odvisnosti sila-deformacija za krčenje zlitin 1 in 3 sta prikazani na si. 8. Oblika odvisnosti je podobna kot tiste, kijih v virih 17 in 18 najdemo za vročo deformacijo jekla s krčenjem in z ekstruzijo. Na njih vidimo vse značilnosti procesa vroče deformacije kovin. V začetnem elastičnem področju s deformacija sorazmerna sili, nato sledi faza, ko odvisnost med silo (S) in defor- 150 100 z O C >8 L. J£ O <Š> 50 ° 0 1 2 3 4 Zmanjšanje višine preizkušanca,mm Slika 8 Odvisnost sila-deformacija za dve zlitini in temperaturi. Fig. 8 Force-deformation relationship for two alloys and temperatures. macijo (d) opisuje parabolična enačba z obliko S = k| + k2 dl/2. V tej fazi deformacije dinamična poprava sproti zmanjšuje deformacijsko utrditev (19). Pri maksimalni sili, napetost v tej točki smo poimenovali deformacijsko trdnost, se proces mehčanja pospeši zaradi dinamične rekristalizacije (17, 18, 19) in sila pada pri naraščajoči deformaciji do neke vrednosti, ko ostaja nespremenjena, ko deformacija dalje raste. Dosežena je meja tečenja, ko si v ravnotežju procesa deformacijske utrditve in dinamičnega mehčanja zlitine z rekristalizacijo in popravo. Zlitina se torej obnaša kot kovine pri ekstruziji in krčenju. Mikrostruktura krčenih preizku-šancev je potrdila, da so v njih potekali med deformacijo le dinamični procesi in ni bilo nobene izmerljive spremembe v velikosti zrn. V ekstrudirani zlitini 4 je bila po ekstruziji mikrostruktura iz drobnih poligonalnih zrn e faze (si. 9). To seveda pove, da je končna stopnja procesa preoblikovanja pri zadostni temperaturi, hitrosti in količini deformacije, statična rekristalizacija faze e. Magnetna anizotropija pa se razvije le, če se prepreči statična rekristalizacija in se pri ekstruziji doseže mikrostruktura in podolgovatih zrn x faze (si. 10). To je seveda razlaga, zakaj se le pri ekstruziji pri zelo majhni hitrosti in razmeroma nizki temperaturi dosegajo dobre magnetne lastnosti (7). Kopičenje deformacije mora sproti izravnavati dinamična poprava do mere, daje nemogoča dinamična rekristalizacija med ekstrizijo in statična rekristalizacija po njej. Iz krivulj, ki so podobne tistim na si. 8, smo določili odvisnost med temperaturo deformacije (T, °K) in deformacijsko trdnostjo (DT) oz. mejo tečenja na si. 11. Ta odvisnost sledi Arheniusovi enačbi DT = k3 eksp ( —Q/RT), v kateri so: k3 konstan- Slika 9 pov. 100 x. Poligonalna zrna v £ fazi, ki je rekristalizirala po ekstruziji. Fig. 9 Magn. 100 x. Polygonal grains in £ phase vvhich recrystallized after extrusion. Slika 10 pov. 100 x. Podolgovata zrna i faze v zlitini z 70,5 % Mn in 0,5 % C. Fig. 10 Magn. 100 x. Elongated grains of t phase in the a!loy with 70.5 % Mn and 0.5 % C. ta, Q aktivacijska energija procesa deformacije in R univerzalna plinska konstanta. Iz naklona črt na si. 11 smo izračunali aktivacijsko energijo 45,5 kJ/mol za zlitino 3 in 80,1 kJ/mol za zlitini 1 in 2. Odvisnost temperatura-deformacijska trdnost je zelo podobna pri zlitinah 1 in 2 in drugačna pri zlitini 3. To razliko razlagamo kot različnost v mikrostrukturi, ki je že bila opisana. Zlitino 3 je bilo mogoče deformirati tudi pri najnižji temperaturi 695° C, pri enakem poizkusu pa so se preizkušanci zlitin 1 in 2 zdrobili brez izmerljive deformacije pri temperaturi 800° C in nižje. Mikro-struktura je razložila razliko v preoblikovalnosti. V zlitinah 1 in 2 so že pri krčenju pri temperaturi 850° C v poljih faze y, nastale mikrorazpoke, vendar se je njihovo napredovanje ustavilo v fazi e (si. 12) in krčenje je bilo mogoče. Pri 800° C pa se napredovanje razpok in faze y, v fazo e ni ustavilo, temveč so se preizkušanci zdrobili. Zato sta mogoči dve razlagi. Po eni je pri temperaturi 800° C in nižje preoblikovalnost e faze premajhna, da bi se ustavile mikrorazpoke, nastale v fazi E o z J* tn o o! o. a Slika 11 Odvisnost med temperaturo deformacije ter deformacijsko trdnostjo (DT) oz. mejo tečenja (MT) v zlitinah 1, 2 in 3. Fig. 11 Relationship betvveen the temperature of deformation and the deformation strength (DT) or yield point (MT) in a!loys 1, 2, and 3. Y/. Po drugi se med segrevanjem preizkušanca pri temperaturi 800° C izvrši evtektoidna premena e—<-yj + p Mn, kot določa binarni fazni diagram Al-Mn in je pravzaprav nepreoblikovalen lamelami evtektoid y, + (3 Mn. Dve eksperimentalni dejstvi potrjujeta drugo razlago. Najprej smo lamelami evtektoid res opazili v zdrobljenem preizkušancu (si. 12), drugič pa ima faza e v zlitini 3 tudi pri temperaturi 695°C zadostno preoblikovalnost, da preprečuje širjenje razpok, ki jih predstavljajo nedeformabilne lamele mangan-aluminijevega karbida. V isti zlitini so se brez zloma precej deformirale lamele 5 Mn tudi pri temperaturi 695° C (si. 13). Lahko torej na osnovi krčilnih preizkusov sklepamo, da imajo slabo preoblikovalnost peritektična faza y,, lamelami evtektoid Y/ + P Mn ter karbidne lamele. Velja še omeniti, da je pri sobni temperaturi trdota faze Y/ 770 HV 0,2, trdota faze e 590 HV 0,2, trdota iz nje nastale faze t pa 480 H V 0,2. Faza y, je torej najtrša. Če- Slika 12 pov. 100 x. Mikrorazpoke v fazi v zlitini I krčeni pri 800" C. Fig. 12 Magn. 100 x . Microcracks in the alloy 1 upset at 800" C. Temperatura , °C Slika 13 pov. 200 Mikrostruktura zlitine 3 po krčenju pri 740" C. Fig. 13 Magn. 200 x. Microstructure of the alloy 3 after upsetting at 740' C. Slika 14 Odvisnost med temperaturo krčenja in deformacijo pri deforma-cijski trdnosti in pri meji tečenja. Fig. 14 Relationship between the temperature of upsetting and the defor-mation at the deformation strength and the yield point. prav ni mogoče razmerij med trdotami neposredno prenašati na višje temperature, velja, da je razmerje trdot tako, da je manjša deformabilnost peritektične faze y, razumljiva. Deformacijska trdnost zlitine 1 je nekoliko nižja od deformacijske trdnosti zlitine 2. Ni jasno, ali naj to razlagamo z vplivom bakra in niklja na silo ekstruzije, kot navaja vir 1, ali z razliko v količini mangana, ki se seveda odraža tudi v različni količini faz e in y ter v strjevalni strukturi zlitin. Deformacijska trdnost in meja tečenja imata nekoliko različno odvisnost od temperature. Razlika med obema vrednostma se zmanjšuje, ko raste temperatura krčenja, in pri temperaturi 980°C med njima ni razlike. Razlaga je v naravi dinamičnih mehčal-nih procesov. Za tvorbo točkastih napak in njihovo migracijo na vijačne dislokacije, to je začetek procesa mehčanja, je potrebno nekaj časa (19). Pri nižji temperaturi je mobilnost atomov v kristalni mreži nižja, zato je potrebno večje kopičenje deformacije, da se doseže potrebni tok vrzeli. V zlitini 3 je bila 17,5 % deformacija zadostna za dosego meje tečenja le pri dveh najvišjih temperaturah, 850 in 880° C. Pri obeh temperaturah je razlika med maksimalno silo in silo tečenja večja kot pri zlitinah 1 in 2. Iz tega sklepamo, da kljub temu, da ima faza y, manjšo preoblikovalnost, se pri temperaturi, kjer je preoblikovalna, v njej že pri manjši deformaciji sproži proces dinamične rekristalizacije, kot v bolj preoblikovalni fazi e. Deformacija pri deformacijski trdnosti raste na podoben način v vseh zlitinah, ko se znižuje temperatura krčenja (si. 14). Pri isti temperaturi je večja v zlitinah 1 in 2 kot v zlitini 3. Nasprotno pa je deformacija pri meji tečenja večja v zlitini 3, kot v zlitinah 1 in 2. Razlika v sili in v deformaciji pri obeh značilnih točkah odvisnosti sila-deformacija, pri deformacijski trdnosti in pri meji tečenja kaže na pomembno razliko v deformacijskem ponašanju faz e in y,. Na sliki 15 vidimo, da osnovni parametri deformacije, sila in deformacija, pri deformacijski trdnosti in pri meji tečenja rastejo, ko se veča hitrost krčenja. Pri povečanju hitrosti krčenja za 1 red velikosti (od 0,5 na 5 mm/sek.) se deformacijska trdnost poveča za okoli Slika 15 Odvisnost med hitrostjo krčenja zlitine 1 pri 940° C in deforma-cijsko trdnostjo, mejo tečenja in deformacijo pri deformacijski trdnosti. Fig. 15 Relationship between the upsetting rate of the alloy I at 940° C and the deformation strength, yield point, and deformation at the deformation strength. 80 %. Poveča se tudi razmerje deformacijska trdnost/sila tečenja. Vpliv povečanja hitrosti je podoben vplivu znižanja temperature, kar je podobno kot pri jeklu (18, 19). Omenili smo že, da se doseže anizotropija v magnetnih lastnostih le, če se pri izstiskanju doseže mikrostruktura iz podolgovatih zrn faze t z dolgo osjo v smeri deformacije in primerno odžarjena, da je dosežena popolna e—*-x premena (si. 10). Če se ekstruzija izvrši pri večji hitrosti ali visoki temperaturi, se odprava deformacijske utrditve izvrši s statično rekristalizacijo in doseže se poligonalna mikrostruktura iz enakomernih zrn e faze (si. 9) oz. zrn faze t po popuščanju. V primerih majhnih deformacij smo opazili, da se je premena e—<-t začela ob mejah zrn e faze in na presečiščih drsnih paketov v notranjosti zrn te faze (si. 16 in 17). Pri poizkusih ekstruzije se je pokazalo, da tudi tvorba karbidov v fazi e med žarjenjem pred deformacijo ali med ekstruzijo močno zmanjša preoblikovalnost zlitine 4. Ob mejah zrn faze, kjer je nastalo mnogo takih tečenja 800 900 Temperatura, °C Deformacijska trdnost Meja tečenja Skrček pri deforma cijski trdnosti i 2 3 1 5° Hitrost krčenja, mm/s Slika 16 pov. 200 x. Mikrostruktura zlitine 4 na drugem mestu istega preiskušanca, kot si. 4. Premena e—-t po mejah zrn in ponekod v njihovi notranjosti. Fig. 16 Magn. 200 x. Microstructure of the alloy 4 at some other point of the same test piece as in Fig. 4. Transformation e into t on grain boundaries and somewhere inside grains. praktično onemogočajo. Vzporedno s premeno e—-t poteka predvsem po kristalnih mejah neka premena, ki ustvarja mrežo zelo trde mikrostrukturne sestavine (si. 5), ki je še nismo identificirali. V zlitini, žarjeni pri 600° C, je bila trdota matriksa iz t faze v povprečju 480 HV 0,2, trdota agregata po mejah pa tudi preko 1000 H V 0,2. Po viru 13 je zaporedje reakcij pri izo-termnem zadržanju faze e pri 600°C naslednje: po 9 minutah je končana premena e—>-t, po 90 min. se pojavi faza Mn, po 120 min. pa še faza y, in karbidi. V naši zlitini so bile reakcije mnogo hitrejše, saj je že po žarje-nju, ko je premena e—>t dosegla komaj 50 % (15 min pri 550°C), v fazi t nastalo že veliko trde komponente po mejah zrn. Zato te komponente ni mogoče identificirati na osnovi TTT diagrama za fazo e v viru 13. Upoštevati pa moramo, daje bilo v zlitini v viru 13 le 0,5 % C, v naši zlitini pa 0,7 % C. Ni zato izključeno, daje bila stabilnost faze t zmanjšana zato, ker se je zaradi prenasiče-nosti hitreje začel proces izločanja karbida. Osiromaše-nje z ogljikom v raztopini je toliko zmanjšalo stabilnost faze t, da je bila relativno hitro dosežena ravnotežna mikrostruktura karbida, faza y, in faza Mn. Slika 17 pov. 200 x. Isti preiskušanec kot si. 16. Premena e^t na presečiščih drsnih paketov. Fig. 17 Magn. 200 x . The same test piece as in Fig. 16. Transformation of s into t on intersections of sliding packs. karbidnih zrn, se že pri majhni deformaciji odprejo razpoke (si. 4). Pri sobni temperaturi smo v karbidnih področjih izmerili trdoto do 850 HVO, 2, trdota faze e v področju brez karbidov v istem vzorcu pa je znatno nižja, le 570 HVO, 2. Velja zato, da izločanje karbidov v fazi e zmanjša preoblikovalnost zlitine AlMn pod mejo, ki je potrebna za ekstruzijo. Pri nižjih temperaturah, med 700 in 500° C, se v fazi t v zlitini z ogljikom nad mejo topnosti izvršijo premene, ki preoblikovalnost Tabela 1: Sestava in strjevalna mikrostruktura zlitin 2. ZAKLJUČKI Z namenom, da bi opredelili vpliv mikrostrukturnih komponent, ki jih lahko srečamo v industrijskih AIMnC zlitinah za permanentne magnete, smo raziskali deformabilnost 4 zlitin, ki smo jih izbrali tako, da je bilo mogoče ločeno oceniti preoblikovalnost faz e, yh 5 Mn, evtektoida Y; + P Mn, aluminijmanganovega karbida, ki nastane pri strjevanju, ter karbidov, ki nastanejo iz z ogljikom prenasičenih trdnih raztopin ogljika v fazah e in t. Sklepi dela so naslednji: — odvisnost sila-deformacija ima pri vročem preoblikovanju AIMnC zlitin enake značilnosti kot pri deformaciji kovin, torej elastično in plastično deformacijo, deformacijsko trdnost in mejo tečenja ter določene deformacije v teh točkah; — faza y, ima mnogo manjšo preoblikovalnost kot faza e. Kljub temu pa se v fazi y, pri temperaturah, ko je še preoblikovalna, sproži proces dinamične rekristali-zacije pri nižji deformaciji. Tudi meja tečenja je dosežena pri nižji deformaciji. Zlitino, bogato s fazo yh je nemogoče preoblikovati pri 800° C in nižje, nasprotno se e faza preoblikuje še pri temperaturi 695°C; — pri povišanju temperature se eksponencialno zmanjšujejo deformacijska trdnost in meja tečenja ter deformacija v obeh teh točkah. Deformacijska trdnost in meja tečenja rasteta, ko se veča hitrost deformacije. — aluminij manganov karbid je krhek, vendar je in-herentna preoblikovalnost faze e zadostna, da tudi pri Element Zlitina--Mikrostruktura Mn C Cu Ni Al 1 69 0,34 _ _ razi. do 100% fazi e in j/ 69,4 0,3 — — razi. do 100 % fazi e in y, 73 0,94 1,2 1 razi. do 100 % fazi z in bMn in AlMn karbid 71,7 0,7 — — razi. do 100 % faza e 700° C ne dovoli, da bi se razpoke širile iz zdrobljenih lamel karbida, ki so nastale pri strjenju zlitine; — lamelama sestavina mikrostrukture, za katero domnevamo, da je 5 Mn, ima dobro preoblikovalnost; — karbidi, ki nastajajo iz prenasičene trdne raztopine oglika v e fazi, onemogočajo preoblikovanje z ekstruzijo. Podoben je vpliv trdih sestavin mikrostrukture, ki nastajajo s premeno faze t pri temperaturah med 700 in 500°C; — v industrijskih zlitinah se je potrebno izogibati fazi Ji. ne samo zaradi zmanjšanja magnetnih karakteristik temveč tudi zaradi zmanjšanja preoblikovalnosti. To raziskavo so finansirale Raziskovalna Skupnost Slovenije, Posebna raziskovalna Skupnost za Elektro-kovinsko industrijo ter ISKRA TOZD Kovinski magneti. VIRI 1. Matsushita El. Corp.: pat. No 1473373, The Patent Office, London, 1973. 2. S. Kojima, K. Kojima in S. Mitani: USA Pat. No 4, 133, 703 (1979). 3. T. Kubo, T. Ohtani, S. Kojima in N. Kato: JEE (1977), julij, 50. 4. T. Ohtani, N. Kato, S. Kojima, K. Kojima, Y. Sakamoto, I. Kanno, M. Tsukahara in T. Kubo: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 13 (1977), 1328. 5. Ja Shur, K. P. Rodionov, D. K. Buličev, M. I. Olejnik, L. V. Smirnov, G. S. Kandaurova, L. M. Mazat in N. N. Bihanova: Fizika Metallov i Metallovedenie 23(1977), 338. 6. M. P. Ravdelj, M. V. Veller in Ju. S. Konjajev: Metalli (1974), No. 1, 189. 7. W. Ervens: Techn. Mitt. Krupp Forsch. Berichte 40 (1982), 117. 8. A. V. Šangurov, M. A. Ujmin, A. E. Ermakov, V. L. Kol-mogorov, A. A. Ščupanov in S. P. Burkin: Izvestija Viših učebnih Zavedenij, Černaja Metallurgija 4 (1983), 47. 9. K. Kamino, T. Kavvaguchi in M. Nagamura: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 2 (1966), 506. 10. S. Kojima, T. Ohtani, N. Kato, K. Kojima, Y. Sakamoto, 1. Konno, M. Tsikahara in T. Kubo: Magnetism and Ma-gnetic Alloys, AIP Conference Proceedings (1974), 768. 11. E. N. Vlasova, E. A. Sizov in M. P. Ravdelj: Metalli (1984) No 2, 134. 12. E. N. Vlasova, G. S. Kandaurova, Ja. C. Shur in N. N. Bihanova: Fizika Metallov i Metallovedenie 51 (1981), 1127. 13. W. H. Dreizler in A. Menth: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 16(1980), 537. 14. W. Kiister in E. Wachtel: Z. Metallkunde 51 (1960), 271. 15. T. GOdecke in W. Koster: Z. Metallkunde 62 (1971), 727. 16. F. Vodopivec in D. Gnidovec: Tehnika, Rudarstvo, Geologija in Metalurgija, 36, 1985, 295. 17. R. P. Djajic in J. J. Jonas: Journal of ISI (210), 1972, 256. 18. A. K. Gupta, K. E. Hughes in C. M. Sellars: Metals Tech-nology 7(1980), 323. 19. H. P. Stiivve: ISI Publ. 108 (1968), I. ZUSAMMENFASSUNG Im Induktionsofen sind mehrere Legierungen dieser Art mit verschiedenem Gussgefuge und bekanntem Einfluss dieser Elemente auf das Gussgefuge und das Gefiige nach dem Glii-hen erzeugt worden. Die Peritektische Phase Yi und Eutektoid Yi + fi Mn verringern stark die Warmverformbarkeit desvvegen ist das Stauchen unter der Temperatur von 850°C unmoglich, dem gegentiber haben die Phasen e und y Mn eine genugende Verformbarkeit so, dass das Stauchen noch bei der Temperatur von 700° C moglich ist. Der Verformungsprozess dieser Legierungen beim Stauchen ist ahnlich wie bei den Metallen. In der Kraft — Verlaugerungs — Kurve konnen die Eigenarti-gen Punkte wie: Anfang der dynamischen Erholung, die Ver-formungsfestigkeit und die Fliesgrenze iiber vvelcher die Ver-formung bei konstanter Kraft vveiterlauft, bestimmt werden. Bei hoher Temperatur besitzen die Legierungen mit der Grundmasse aus der Phase yi eine kleinere Verformungsfestig-keit als die Legierungen aus der Grundmasse der e Phase, je-doch ist die Aktivationsenergie fiir die Verformung der Legierungen erster Reihe 80,1 kJ/Mol, fur die Verformung der Legierungen zvveiter Reihe 45,5 kJ/Mol. Die Verformbarkeit der Legierungen beim Straugpressen im VVarmen Zustand wird stark durch die Karbidbildung der durch Kohlenstoff iibersat-tigten e und t Phasen vermindert. Die Stauchgeschvvindigkeit vergrossert die Grundverfor-mungsparameter. Bei genugender Temperatur und Verfor-mungsgeschvvindingkeit rekristallisiert die Phase in gleichmas-sige poligonale Korner. Der Verformungsprozess beschleunigt auch die £—<-t Umvvandlung. SUMMARY In induction furnace a number of such alloys vvith various solidification structures was prepared, and the influence of elements on the solidification structure, and structure after annealing was determined. Peritectic phase Yi and the Yi + 0Mn eutectoid highly reduce the workability. Thus the up-setting below 850° C is not possible. On contrary, the phases e and p Mn have sufficient workability that the upsetting is possible even at 700°C. Deformation process during upsetting these alloys is similar to that vvith metals. In the relation force-deformation the follovving characteristic points can be found: beginning of dynamic recovery, deformation strength and yield point, above which the deformation propagates at con-stant force. At high temperatures the a!loys vvith yi matrix have lovver deformation strength than those vvith e matrix, but the activation energy of deformation vvith the first alloys is 80.1 kJ/mole, and vvith the second ones 45.5 kJ/mole. Defor-mability of alloys in hot extrusion is highly reduced due to the formation of carbides from carbon oversaturated e and t phases. Upsetting rate increases the basic deformation par-ameters. At sufficient temperature and deformation rate the phase recrystallizes into uniform polygonal grains. Deformation process also accelerates the transformation of e into x. 3akjlfomehme B HHflyKUHOHHOH 3JieKTponeWH 6bIJ10 H3rOTOBJieHO He-CKOUbKo cnjiaBOB c pa3jiHHHOfi CTpyKTypo{i 3aTBepaeBaHHH, npHMeM onpeaeneHO BJinaHHe OTaeabHbix 3jie.MeHTOB Ha CTpyKTypy 3aTBepaeBaHHa h na CTpyKTypy nočne OT>KHra. rie-pHTeKTHHecKaa (jma yi h sBTeicroHa yi+(3 Mh cyiuecTBeHHo CHH5KaioT cnoco6HOCTb aeKeH npH T-pe 700° C. npouecc aetjiopMauHH 3thx cnjraBOB npH o™nre noaoGeH npoueccy ae(j>opMauHH MeTajUlOB. B 33bhchmocth ot OTHOLLieHHH'. CHJia — ae<}>opMa-UHH HaxoaHM xapaKTepHbie tohkh: Hanano aHHaMHHecKoro aeficTBHa, aeij)0pMauH0HHaa ba3k0ctb h npeaen TeKynecTH, CBbiuje KOTopoH ae ae({)0pMami0HHyK) ba3koctb b cpaBHeHHH c cnaaBaMH c ochoboh H3 e ({)a3bi, xoth 3Hepnia aKTHBH3auHH ana aetjjopMauHH cnjiaBOB nepBoro Biiaa cocTa-BJiaeT 80,1 Kfl>K, a BToporo Biiaa —45,5 Ka)K/.moji. aeopMH-pyeMOCTb cnaaBOB npn ropaneH 3KCTpy3HH yMeHbuiaeT 06-pa30BaHHe Kap6naoB h e h t (j)a3, cjihuikom HacbimeHHbix c yraepoaoM. BbicTpoTy o6>KaTHfl yBejiHHiiBaK>T 0CH0BHbie ae-(J)0pMauH0HHbie napaMeTpbi. ripn aoctatohhoh t-pbi h 6bi-CTpoTbi aetjiopMauna (J)a3a peKpncTaji.nH3auHH noaynaeTca b paBH0MepH0 noaHroHaabHbix 3epeH. npouecc aeijjopMaiiHH ycKopaeT TaK>Ke npeBpameHHe E--<-T.