AIMANT PERMANENT ANISOTROPE A BASE D'ALLIAGES MN-AL-C
La présente invention concerne des aimants permanents et plus particulièrement des aimants permanents anisotropes d'alliages manganèse-aluminium-carbone (Mn-Al-C).
Des aimants précédemment connus à base d'alliage Mn-Al, contenant 60 à 75 % en poids de Mn (ci-après appelé plus simplement %),le reste étant de l'aluminium sont tels que la phase métastable ferromagnétique (quadratique à face centrée, constante de maille
a = 3,94 A, C = 3,58 A, c/a = 0,908 et un point de Curie de 350 à
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1 ment thermique tel qu'un procédé de contr8le du refroidissement ou
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se métastable qui apparaît entre la phase haute température (phase hexagonale compacte, constante de maille a = 2,69 A, c = 4,38 A; ciaprès désignée sous le nom de phase [pound] ) et la phase à température ambiante (une phase dans laquelle l'alliage est séparé en phase AlMn( V ) et en phase P-Mn). Cette phase intermédiaire a été découverte par Nagasaki, Kono et Hirone en 1955. (Digest of the Tenth Annual Conférence of the Physical Society of japan, Volume 3, 162, Octobre, 1955).
Cependant, les alliages Mn-Al précédents présentent des caractéristiques magnétiques qui sont faibles c'est-à-dire de l'or-
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par la suite, on a développé un procédé de frittage de l'alliage pulvérulent dans la phase % ce qui permet d'augmenter par pulvérisation la forc.e coercitive; cependant, les caractéristiques magnétiques de ces alliages sous la forme isotrope au mieux sont faibles
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BHC = 1250 Oe. En plus, comme les produits sont préparés à partir d'une poudre, leurs résistances mécaniques sont faibles, ce qui rend ces produits peu pratiques pour une utilisation commerciale.
Par ailleurs, on a proposé un procédé pour améliorer les caractéristiques magnétiques de ces aimants à base d'alliage Mn-Al en appliquant un rapport élevé de forgeage à froid sur l'alliage dans
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est connu de sceller des aimants à base d'alliage Mn-Al sous forme
de baguettes en phase <1>_- dans des tuyaux non magnétiques en acier inoxydable, et que lorsqu'ils sont introduits dans lesdits tuyaux,ils sont soumis à un forgeage à froid tel qu'un estampage, à un taux de 85 à 95 %. Ce procédé est susceptible de donner un aimant permanent anisotrope présentant des caractéristiques magnétiques de l'ordre de Br = 4280 G, BHC = 2700 Oe, et (BH)max = 3,5 x 106 G.Oe dans la direction d'aimantation préférée, c'est-à-dire la direction de l'axe de la baguette. Comme des aimants d'alliage Mn-Al sont des composés intermétalliques présentant des caractéristiques mécaniques très dures et fragiles, cependant, même un forgeage à froid de moins de
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par ailleurs, comme le taux d'anisotropie obtenue dépend du degré de forgeage à froid il est nécessaire de forger à froid l'alliage à un taux élevé normalement supérieur à 80 %, afin d'obtenir les caractéristiques magnétiques satisfaisantes, et enfin d'être capable de réaliser une telle phase de forgeage à froid, l'opération de forgeage à froid doit être conduite lorsque l'alliage est scellé dans un tube non magnétique en acier inoxydable.
Un aimant permanent anisotrope obtenu en utilisant le procédé ci-dessus est compliqué en ce que l'alliage Mn-Al à l'intérieur du tube doit être finement pulvérisé sous forme d'une poudre et en plus il est difficile d'obtenir des baguettes de section transversale uniforme. Le procédé est par conséquent coûteux et présente peu de valeur pratique.
Afin de surmonter les difficultés précédentes, on a proposé un procédé d'obtention d'un aimant d'alliage Mn-Al anisotrope
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liage Mn-Al à une extrusion hydrostatique à une température inférieure à 200[deg.]C mais les caractéristiques magnétiques de tels alliages sont faibles et sont de l'ordre de(BH)max = 2,5 à 3,6 x 106 G.Oe
dans la direction de l'aimantation préférée. Ce procédé nécessite également une opération d'extrusion hydrostatique très compliquée et il est également un procédé très peu pratique.
Pour remplacer les aimants d'alliage Mn-Al mentionnés cidessus on a inventé des aimants d'alliage manganèse-aluminium-carbone sous forme massique présentant d'excellentes caractéristiques magnétiquement Isotropes, ces aimants étant décrits dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique n[deg.] 3.661.567. Par conséquent, selon le brevet des Etats-Unis d'Amérique n[deg.] 3.661.567,les aimants d'alliage Mn-Al-C peuvent être obtenus sous forme d'aimants permanents isotropes sous forme massique présentant d'excellentes caractéristiques <EMI ID=8.1>
magnétiques, une stabilité, une résistance au vieillissement et des propriétés mécaniques excellentes. Ces alliages peuvent être des alliages multicomposants contenant des impuretés ou des additifs au-
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composants indispensables, le rapport des composés Mn,Al et C dans ces alliages à multicomposants étant compris dans l'intervalle suivant :
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lesquels alliages sont fabriqués dans des conditions restrictives décrites ci-dessous.
Par conséquent, Mn, Al et C sont mélangés de telle sorte que chaque composé tombe dans l'intervalle respectif de la composition mentionnée ci-dessus puis le mélange est chauffé à une tempéra-
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un produit fondu homogène avec du carbone qui y est dissous en force, ensuite l'alliage fondu est moulé dans un moule approprié. Le lingot ainsi obtenu est chauffé au-dessus de 900[deg.]C pour donner sa phase à haute température, ensuite il est trempé par un refroidissement rapide d'une température supérieure à 900[deg.]C, jusqu'à une température inférieure à 600[deg.]C avec une vitesse de refroidissement supérieure à 300[deg.]C/mn. L'alliage trempé est ensuite recuit en le chauffant à une température comprise entre 480[deg.]C et 650[deg.]C pendant un temps approprié. Un aimant d'alliage Mn-Al-C en forme massique obtenu de cette façon présente des caractéristiques magnétiques supérieures à
(BH)max = 1,0 x 106 G.Oe, tout en étant à l'état isotrope.
Cette caractéristique magnétique est deux fois aussi élevée que les caractéristiques magnétiques d'aimant d'alliage isotrope Mn-Al.
Les aimants d'alliage Mn-Al-C obtenus de cette façon sont isotropes dans leur état massique, avec la valeur (BH)max supérieure
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gement = 0, résistance en compression = 100 kg/mm et résistance transversale = 7 kg/mm<2>.
Les aimants d'alliage Mn-Al-C présentent cependant de sérieux inconvénients à savoir qu'au cours d'essais pour améliorer encore plus leurs caractéristiques magnétiques par n'importe quel procédé de forgeage à froid ci-dessus mentionné ou de fabrication de poudre, les caractéristiques magnétiques peuvent être faiblement
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tiques par voie d'anisotropisation ne peut être envisagée.
La présente invention est relative à des aimants d'allia-' ge Mn-Al-C qui sont supérieurs à ceux décrits dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique n[deg.] 3.661.567.
par conséquent, un objet de la présente invention est de fournir de nouveaux aimants permanents anisotropes à haute performance présentant des caractéristiques magnétiques améliorées d'une façon marquante.
Un autre objet de la présente invention est de fournir des aimants anisotropes d'alliage Mn-Al-C présentant des caractéristiques magnétiques telles que la valeur (BH)max soit supérieure à
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Un autre objet de la présente invention est de fournir des aimants permanents anisotropes très bons qui présentent une masse spécifique aussi faible que 5,1 et qui présentent des énergies magnétiques par unité de poids comparablesà celles de la classe la meilleure des aimants permanents connus,comme par exemple présentant des énergies par unité de volume de 2 à 3 fois supérieures celles des aimants anisotropes de ferrite (Br, Sr) et 1,5 à 2 fois supérieures
à celles des aimants AlNiCo.
Un autre objet de la présente invention est de fournir des aimants permanents anisotropes présentant d'excellentes caractéristiques mécaniques.
La demanderesse a trouvé que dans des aimants d'alliage Mn-Al-C, qui habituellement ne présentent pas de plasticité, il existe une nouvelle phase particulière donnant une plasticité anormalement
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reste étant de l'aluminium. En se basant sur ces découvertes, la demanderesse a obtenu avec succès des aimants d'alliage Mn-Al-C qui sont anisotropes dans leur état massique et qui présentent des caractéristiques magnétiques extraordinaires et inattendues, grâce à une déformation plastique de l'alliage dans un intervalle anormalement
<EMI ID=16.1> ce du carbone.
L'amélioration marquante des caractéristiques magnétiques
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un nouveau phénomène basé sur le mécanisme particulier que présentent des aimants d'alliage Mn-Al-C. Par exemple dans le cas des aimants d'alliage Mn-Al, on confirme que la plasticité apparat! faiblement au-
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tient absolument pas d'amélioration des caractéristiques mécaniques; et on obtient plutôt une dégradation importante des caractéristiques magnétiques.
La présente invention sera bien comprise lors de la description suivante faite en liaison avec les dessins ci-joints dans lesquels :
La figure 1 représente un graphique de relation entre le diamètre des particules des cristaux et la quantité de carbone dans les moulages d'alliage Mn-Al-C comprenant 72,0 % de Mn, 0,1 à 2,5 % de C, le reste étant de l'aluminium; La figure 2 représente une photographie d'une microstructure optique de la phase [pound]. c (M); La figure 3 donne un graphique de relation entre le temps de pression et le taux de déformation dans la direction de la pres- <EMI ID=19.1>
plastique; La figure 4 représente des diagrammes représentant le processus de changement dans la structure cristalline soumis à la <EMI ID=20.1> La figure 5 représente une photographie d'une microstruc- <EMI ID=21.1> La figure 6 est un graphique de la relation entre le taux de déformation de saturation et la direction de la pression; La figure 7 montre la relation entre la quantité de Mn et le taux d'anisotropie obtenue; et La figure 8 représente un diagramme de composition d'un système ternaire Mn-Al-C.
La demanderesse a étudié et analysé les raisons pour lesquelles les caractéristiques, magnétiques des aimants d'alliage Mn-Al-c sont améliorées plus particulièrement lorsque les conditions de fabrication sont restrictives comme il est décrit dans le brevet
<EMI ID=22.1> apporté des éclaircissements en ce que cette amélioration est due à l'état particulier de l'existence du carbone dans des aimants d'alliage Mn-Al-C, c'est-à-dire que les conditions de fabrication et les caractéristiques magnétiques obtenues sont en relation étroite. Par conséquent, dans des conditions de fabrication qui rendent la présence du carbone insuffisante, on peut fabriquer des aimants présentant des caractéristiques faibles qui sont du même ordre que cellesdes aimants d'alliage isotrope Mn-Al, même si le rapport de la composition
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La demanderesse a découvert que pour obtenir des aimants permanents isotropes à partir des alliages Mn-Al-C présentant des caractéristiques magnétiques excellentes, il est nécessaire que les phases présentes- dans ces alliages comprennent principalement :
(1) une phase magnétique contenant du carbone dissous en force au-dessus de sa limite de solubilité; et
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les granulées ou réticulaires et que cette phase (2) est séparée et finement dispersée sous forme granuleuse ou réticulaire dans la phase (1) qui représente sa matrice. On a prouvé que lorsque des alliages sont fabriqués suivant les conditions de phase décrites ci-dessus; on peut fabriquer des aimants présentant des caractéristiques magnétiques fortement améliorées, lesquels alliages présentent une phase magnétique stabilisée. Cet état d'existence du carbone comme il est décrit ci-dessus est confirmé au moyen des techniques de diffraction aux rayons X, de la microscopie optique et de la microscopie électronique.
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ne cubique à phase centrée, d'un type perovskite (constante de maille A = 3,87 A), mais compte tenu de ce que son point de Curie est de
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ne contribue pas à l'intensité d'aimantation des aimants d'alliage Mn-Al-C.
<EMI ID=27.1> fie que des carbures du type perovskite apparaissent dans les alliages Mn-Al-C contenant une quantité de carbone supérieure à sa limite de solubilité ou une substance précipitée présentant des caractéristiques chimiques semblables à celles desdits carbures mais qui ne donne pas un carbure parfait.
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contenant Mn dans l'intervalle de 68,0 à 73,0 % et une quantité de carbone en excès par rapport à (1/3 Mn - 22,2)�. Il est formé à des températures supérieures au peint de fusion des alliages Mn-Al-C ) mais il n'est ni formé ni détruit par traitement thermique dans l'in-
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qui est hydrolyse par l'humidité de l'air, etc..., provoque des fissures dans les alliages, donnant lieu finalement à l'altération des alliages au fur et à mesure que l'hydrolyse se produit.
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liages Mn-Al-C, la limite de solubilité du carbone dans la phase magnétique, déterminée par mesure des constantes de maille par diffraction aux rayons X et par mesure du point de Curie en utilisant une balance magnétique est de 0,6 % pour la composition à 72 % Mn, 0,4 % pour la composition à 70 % de Mn, à 0,2 % pour la composition à 68,0 %
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position de 68,0 à 73,0 % de Mn peut être représentée par la formule mathématique (1/10 Mn-6,6)�.
Par ailleurs, la limite de solubilité du carbone dans la phase à haute température est presque la même que la limite de solubilité du carbone dans la phase magnétique à une température de 830[deg.]C, mais dans un intervalle de température de 900 à 1200[deg.]C, la limite de solubilité du carbone dans cette phase est supérieure à (1/10 Mn-6,6)� de carbone; cependant, en refroidissant par trempe à une température supérieure à 900[deg.]C, on peut obtenir une phase [pound] dans laquelle plus
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La phase à haute température dans laquelle le carbone est dissous en force en quantités supérieures à la limite de solubilité
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ture élevée contenant du carbone en quantité dans la limite de solubilité. De même, la phase ferromagnétique dans laquelle le carbone est dissous en force en quantité supérieure à la limite de solubi- <EMI ID=34.1>
prise dans la limite de solubilité. En soumettant les alliages de cette phase [pound] il un recuit comme il est décrit ci-dessus, la struc-
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se cubique à face centrée qui lui est semblable est finement dispersée sous forme granuleuse ou réticulaire dans ces alliages, la phase
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froidissement un refroidissement progressif est réalisé avec une vitesse de refroidissement inférieure à 10[deg.]C par minute, dans l'intervalle de température de 830 à 900[deg.]C, puis la trempe étant réalisée à - partir de cette température ou lorsque l'alliage est porté dans un intervalle de température de 830 à 900[deg.]C pendant plus de 7 minutes, de préférence plus de 10 minutes, et que la trempe est réalisée à
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observation au microscope optique et par diffraction aux rayons X que cette phase lamellaire Mn-AlC présente une relation d'orientation cristalline de :
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le microscope électronique,on confirme sous miscroscope électroni- ' que mais on ne peut pas faire la distinction sous microscope opti-
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une phase cubique à face centrée qui lui est semblable est déposée sous forme de lamelles comme il est décrit ci-dessus, c'est-à-dire le traitement thermique dans lequel les alliages sont refroidis à une vitesse de refroidissement inférieure à 10[deg.]C par minute dans l'intervalle de température de 830[deg.]C à 900[deg.]C ou portésdans l'intervalle de température de 830 à 900[deg.]C pendant plus de 7 minutes, est plus particulièrement désigné sous le nom de traitement M, et la
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bique à face centrée qui lui est semblable déposée par le traitement <EMI ID=42.1>
un niveau faible de caractéristiques magnétiques du même ordre
que les caractéristiques magnétiques des alliages isotropes Mn-Al. Les caractéristiques magnétiques des aimants d'alliage Mn-Al-C
sont relatives à la condition d'existence du carbone, comme il est mentionné ci-dessus. De la même façon,les caractéristiques magnétiques et la forgeabilité des aimants anisotropes d'alliage Mn-Al-C rendues anisotropes par déformation plastique à chaud selon la présente invention sont relatives à la condition d'existence du carbone.
D'autres objets, caractéristiques et avantages de la présente invention apparaîtront plus complètement à partir de la description détaillée suivante et des exemples.
EXEMPLE 1
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C de 1,08 %, déterminée par analyse chimique.
Comme résultat des études des différents facteurs concernés par l'obtention du monocristal [pound], de cet alliage Mn-Al-C, on
a éclairci que la croissance du cristal nécessaire pour la monocristallisation dépend des quantités de carbone.
Par conséquent, une condition indispensable pour l'obtention du monocristal E est que la quantité de carbone soit comprise dans l'intervalle de (1/10 Mn-6,6)% à (1/3 Mn-22,2)% (pourvu que Mn soit dans l'intervalle de 68,0 à 73,0 %), et que le processus de chauffage au-dessus de 1380[deg.]C et jusqu'à 1500[deg.]C (la température de fusion nécessaire pour fondre et introduire le carbone en force dans sa solution solide) spit réalisé au moins pendant un cycle. On a trouvé par exemple que tandis que la phase [pound]. dans laquelle la quan-tité de carbone dans sa solution solide est inférieure à (1/10 Mn-6,6)%, la croissance des cristaux dans l'alliage se produit avec difficulté.
Cependant, dans des alliages Mn-Al-C dans lesquels le carbone en quantité supérieure à la limite de solubilité de (1/10 Mn6,6)% est fondu en force dans sa solution solide à une température de fusion supérieure à 1380[deg.]C, le grossissement des grains cristallins est notable. Par conséquent, on peut obtenir facilement le monocristal [pound] c par refroidissement du métal fondu de cet alliage, à partir de son extrémité par la méthode de Bridgman ou par le procédé du moule refroidi.
En ce qui concerne la croissance des cristaux de la phase
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tions de moulage habituelles, comme il est représenté dans la figure 1, contenant du carbone en quantité supérieure à la limite de solubilité, le grossissement des grains cristallins devient notable, et la taille de grain des cristaux crott en même temps que croit la quantité de carbone dissous en force, mais si la quantité de carbone dépasse (1/3 Mn-22,2)%, l'excès de carbone donne du carbure d'alumi-
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tés requises de carbone pour obtenir des monocristaux [pound] c sont limitées dans l'intervalle de (1/10 Mn-6,6)% à (1/3 Mn-22,2)% comme il
est mentionné ci-dessus.
Afin d'introduire et de fondre en force le carbone dans la solution solide, on doit chauffer à une température supérieure à
1380[deg.]C. A des températures de fusion inférieures à 1380[deg.]C, il n'est pas possible de dissoudre en force le carbone dans sa solution solide en quantités supérieures à sa limite de solubilité.
Par conséquent, dans le cas de l'obtention des monocristaux [pound]. les éléments respectifs sont mélangés et transformés en alliage par chauffage au-dessus de 1380[deg.]C, puis, l'alliage est monocristallisé. Par ailleurs, un alliage Mn-Al-C dans lequel le carbone est dissous au préalable dans sa solution solide à une température supérieure à 1380[deg.]C, est refondu et monocristallisé. Dans ce dernier cas, la température de chauffage pour la monocristallisation de [pound] c n'est pas nécessairement requise au-dessus de 1380[deg.]C, puisque le chauffage à une température supérieure à son point de fusion de 1210 à
1250[deg.]C est suffisant .
Les conditions de contrôle de la température pour obtenir le monocristal [pound] c par refroidissement du métal fondu d'un alliage Mn-Al-C à partir d'une de ses extrémités sont choisies comme suit :
Le métal fondu est solidifié à une vitesse de descente
de 0,5 à 10 cm/heure sous un gradient de température de 5 à 200[deg.]C/cm dans un intervalle de température de 1.150 à 1250[deg.]C ou bien est solidifié à partir d'une extrémité avec une vitesse de refroidissement
de 10 à 100[deg.]C/h dans l'intervalle de température mentionné ci-dessus, et le monocristal est ensuite refroidi à 900[deg.]C, et ensuite refroidi d'une température de 900[deg.]C à une température inférieure à 500[deg.]C en le refroidissant dans l'intervalle de température de 900 à 500[deg.]C sous une vitesse de refroidissement de 300 à 3000[deg.]C/mn. De cette façon, on peut
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35 mm de diamètre extérieur.
A partir du monocristal [pound] obtenu de cette façon, on découpe un échantillon d'essai cubique de 8 x 8 x 8 mm présentant des
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pendant 1 heure. On trouve que l'échantillon d'essai recuit est magnétiquement isotrope, en mesurant ses caractéristiques magnétiques. Les caractéristiques magnétiques trouvées sont :
Br = 2.750 G, BHC = 1.350 Oe, et (BH)max = 1,1 x 106 G.Oe, qui sont équivalentes aux caractéristiques magnétiques des aimants isotropes d'alliage Mn-Al-C du type ordinaire polycristallin. Par observation au microscope optique de la structure de l'échantillon d'essai
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mant isotrope ordinaire. Cependant, à partir des résultats de la diffusion par rayons X, comme l'intensité des lignes de diffraction à partir de la phase Mn3AlC diffère, en fonction des surfaces de diffraction de l'échantillon d'essai, il existe une petite quantité de la
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En plus, on trouve que tous les autres échantillons d'essai soumis à des expériences semblables à celles décrites ci-dessus en découpant d'autres surfaces et en modifiant les conditions de recuit, sont des aimants isotropes sur lesquels on n'a pas reconnu d'améliorations de leurs caractéristiques magnétiques.
EXEMPIE-2
On soumet un monocristal obtenu dans l'exemple 1 au traitement M dans lequel il est porté à une température de 830[deg.]C pendant 20 minutes puis il est ensuite refroidi de cette température sous une vitesse de refroidissement de 300[deg.]C à 3000[deg.]C par minute. Le mono-
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forme de lamelles dans le plan (0001) du monocristal [pound] comme il est décrit ci-dessus. On trouve que la relation d'orientation est :
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comme il est décrit ci-dessus, ce qui est confirmé par diffraction aux rayons X , micro-analyse aux rayons X, microscopie optique et analyse chimique.
La figure 2 représente une photographie de la microstructure optique (grossissement : 1.000) représentant un état dans lequel <EMI ID=52.1>
Après avoir décidé de l'orientation du cristal, en utilisant la structure lamellaire et la diffraction aux rayons X, à par-
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découpe un échantillon d'essai cubique de 8 x 8 x 8 mm présentant des surfaces d'orientation (0001), (1100) et (1120), et l'échantillon est soumis à un recuit à 570[deg.]C pendant 1 heure pour obtenir la
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pas détruite.
Les caractéristiques magnétiques de l'échantillon d'essai
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inférieures aux caractéristiques magnétiques des aimants isotropes habituels d'alliage Mn-Al-C du type polycristallin. On a trouvé que tous les autres échantillons observés, la face étant coupée et les conditions de traitement ayant largement varié , sont isotropes, et on n'a pas reconnu d'amélioration des caractéristiques magnétiques dans ces échantillons d'essai.
EXEMPLE 3
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terminé par analyse chimique, de la même manière que celle de l'exem-ple 2, et à partir de ce monocristal dans la phase [pound] c(M), on découpe quelques échantillons d'essai cubique, chacun de dimension
10 x 10 x 10 mm, présentant 3 surfaces respectivement parallèles aux trois plans cristallins (3304) (1120) et(3308). Lorsque l'on soumet un de ces échantillons d'essai à la pression à une température de
550[deg.]C et à une pression de 30 kg/mm<2> dans la direction perpendiculaire au plan (3304) en utilisant une presse hydraulique à huile pour le déformer d'une façon plastique sous forme de phase � c(M), on trouve qu'il se produit un retrait rapide dans la direction de la pression en quelques minutes (point B) après que la pression ait été appliquée (point A), ce qui donne lieu à une déformation plastique rapide et notable. (voir la courbe de déformation de la figure 3).
Ce retrait rapide dans le sens de la pression atteint un point de saturation (point C) pour un taux de retrait de 15 %, qui est exprimé par le rapport de la longueur de l'échantillon d'essai avant et de la longueur de l'échantillon d'essai après la pression, et subit à peine un changement (point D), même si le temps de pression dépasse ce point. On mesure les caractéristiques magnétiques de cet échantillon d'essai après qu'on l'ait soumis à une opération de déformation à chaud et on trouve qu'elles sont faibles, mais en soumettant cet
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un aimant anisotrope présentant d'excellentes caractéristiques magnétiques orientées dans une direction avec sa direction préférée de magnétisation sous à peu près des angles droits par rapport à la direction de la pression.
Afin de réaliser des études détaillées sur le phénomène d'apparition d'une déformation plastique rapide et importante par déformation à chaud de la 'phase [pound] c(M) et sur le phénomène d'obtention d'aimants anisotropes orientés dans une direction, par recuit après cette déformation, on réalise des expériences semblables à celles décrites ci-dessus, en faisant varier le taux de déformation comme il est décrit ci-dessous afin d'examiner la phase de l'échantillon d'essai dans le processus de déformation.
Tout d'abord,l'échantillon d'essai déformé par pression
au point B juste avant que ne commence la déformation plastique
<EMI ID=58.1> mé par pression juste avant le point C où se termine la déformation
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la forme des échantillons d'essai après qu'ils aient été soumis à cette déformation à chaud, les taux d'allongement sont différents dans les directions de mesure; dans chaque échantillon d'essai, plus parti-
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dans la direction correspondante à la direction perpendiculaire au plan (3308) avant leur mise en pression sont importants, mais on reconnaît seulement des déformations faibles dans la direction correspondant à la direction perpendiculaire au plan (1120) avant leur mise en pression.
Lorsque l'on examine la phase de ces quatre échantillons d'essai après qu'ils aient été déformés, par diffraction aux rayons
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me de diffraction assez nouveau qui n'a jamais été observé au préalable soit à partir des alliages Mn-Al ou des alliages Mn-Al-C. On trouve que ce diagramme assez nouveau de diffraction en tant que résultat de son analyse est dû à l'existence d'une nouvelle phase de structure orthorhombique avec des constantes de maille de a = 4,371A, b = 2,758 A et c = 4,582A, structure cristalline qui s'apparente au type B19
(type MgCd) dans l'expression du type Struktur-Bericht, ce qui met
en évidence l'existence d'une phase relativement nouvelle différente
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cristalline orthorhombique.
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en plus, il devient apparent que la phase est une phase cristal-line orientée dans une direction, et que, entre la phase c o de la
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après la mise en pression, il existe les relations d'orientation cristalline :
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<EMI ID=66.1> <EMI ID=67.1>
cristalline spécifique telle que :
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<EMI ID=69.1>
aux angles des lignes diffractées à partir de la phase ordinaire
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quent, on observe quelques différences dans les constantes des mailles.
Lorsque ces échantillons d'essai après avoir été déformés
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les caractéristiques magnétiques de l'échantillon d'essai après avoir été recuit s'améliorent avec l'augmentation du temps de recuit; on obtient des aimants anisotropiques excellents présentant respectivement les caractéristiques magnétiques représentées dans le tableau 2,
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Il faut noter que la direction normale (l) dans le tableau
2 dénote la direction de mesure sous un angle droit par rapport à la
) direction de la pression et correspond à la direction perpendiculaire au plan (1120) avant la mise en pression, et la direction normale
(2) la direction de mesure sous un angle droit par rapport à la direction de pression mais correspondant à la direction perpendiculaire. au plan (3308) avant la mise en pression.
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De ces échantillons d'essai, on trouve que l'échantillon
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de magnétisation facile de la phase T de la matrice, orienté dans la direction faisant un angle d'environ 82[deg.] par rapport à la direction de la pression. Lorsque l'on coupe cet échantillon d'essai et lorsque l'on mesure ses caractéristiques magnétiques dans la direction de magnétisation facile (direction de l'axe C) on trouve qu'il est excellent :
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Lorsque l'on découpe dans ces échantillons d'essai monocristallin un échantillon d'essai sous forme d'un disque comprenant la direction d'aimantation facile dans la direction parallèle à la surface ; dudit disque, et que l'on mesure son couple magnétique, on trouve que sa valeur, est de 1,07 x 107 dyne-cm/cm<3> (elle correspond à une constante d'anisotropie). En plus, on mesure de la même façon le
<EMI ID=76.1>
recuits.Les valeurs sont respectivement, 0,93 x 107 dyne-cm/cm<3>, ) 0,97 x 107 dyne-em/cm<3> et 0,95 x 10' dyne-cm/cm<3> et comme le taux d'anisotropie obtenue est exprimé par leur rapport à la valeur du couple magnétique du monocristal c'est-à-dire, la valeur 1,07 x 10' dyne-cm/cm mentionnée ci-dessus, tous ces échantillons d'essai présentent des taux très élevés d'anisotropie obtenue, comme par exemple )Plus de 0,9.
<EMI ID=77.1>
été recuite, est la même que la direction cristalline de la phase
T avant le recuit, et la variation dans la direction du cristal de
<EMI ID=78.1>
En plus, comme résultat d'études détaillées sur le phénomène de déformation plastique rapide, dans la déformation à chaud de la
<EMI ID=79.1>
des aimants anisotropes orientés d'une façon unidirectionnelle,il devient évident que ces phénomènes sont basés sur la transformation
<EMI ID=80.1>
line spécifique.
Par conséquent, lorsque l'on met en pression un monocris-
<EMI ID=81.1> <EMI ID=82.1>
d'orientation cristalline :
<EMI ID=83.1>
<EMI ID=84.1>
B dans la digure 3, et le retrait dans la direction de la pression n'est pas important d'une manière excessive.
<EMI ID=85.1>
(100) glisse dans la direction du plan [001] à une distance spécifique.
Le glissement du plan dans la direction spécifique se pro; duit rapidement par décrochement brutal et provoque un retrait rapide dans la direction de la pression entre le point B et le point C.
Ensuite, au point pour le temps pour lequel le glissement de tout le plan dans le monocristal est terminé c'est-à-dire que toutes les par-
<EMI ID=86.1>
de déformation, même lorsque l'on continue à appliquer la pression.
La figure 4 représente un diagramme représentant le processus de variation de la structure cristalline dans la transformation
<EMI ID=87.1>
perpendiculairement à ses plans (lll) et (110). Les traits pleins désignent les mailles cristallines, les lignes pointillées la relation de localisation des atomes; et les flèches, les directions de
<EMI ID=88.1>
tions des atomes de Al et Mn dans la structure ordonnée. On a omis les positions des atomes de carbone qui-sont à l'état de solution solide.
<EMI ID=89.1>
téristiques magnétiques faibles, mais elle se transforme lorsqu'elle est recuite en un aimant anisotrope présentant d'excellentes caractéristiques magnétiques.
Il est apparent que basé sur un tel mécanisme, le phénomène de déformation plastique rapide se produit, et que l'on forme un aimant anisotrope orienté dans une seule direction. Par conséquent, on trouve que la microstructure optique de l'échantillon d'essai après avoir été soumis à la déformation à chaud est assez uniforme et régulière bien que l'on observe l'existence de la phase lamellaire Mn-AlC comme il est représenté sur la photographie de la structure sous un grossissement de 1.000 sur la figure 5, et on n'observe pas de structure fragmentée ou brisée de cristaux due aux lignes de glissement ou à une structure double qui est observée dans la structure des alliages ordinaires.
Il devient évident que la déformation plastique rapide
<EMI ID=90.1>
tion due au glissement ou à une structure double qui est observée dans la déformation plastique ordinaire ou dans d'autres métaux ou alliages, mais que la déformation est basée sur la transformation
<EMI ID=91.1>
déformation est basée sur un mécanisme entièrement différent de celui de la saturation de la déformation ordinaire due au durcissement par forgeage des métaux et alliages. En plus, il apparaît clairement que l'anisotropie d'allongement de l'échantillon d'essai après avoir été travaillé comme il est mentionné ci-dessus est due au glissement du plan spécifique dans une direction spécifique dans la transformation
<EMI ID=92.1>
retraits dans la direction de la pression précédemment appliquée
<EMI ID=93.1>
5,5 % de S2 un retrait de 6,0 % après le recuit comparé aux échantillons avant le recuit. Une interprétation vraisemblable de ce phénomè-
<EMI ID=94.1>
sion. Cependant, afin d'obtenir des aimants orientés dans une seule direction présentant les caractéristiques magnétiques les meilleures, il est essentiel de procéder à une déformation à chaud juste avant d'atteindre la déformation de saturation c'est-à-dire juste avant le point C sur la figure 3.
EXEMPIE 4
On réalise une expérience de déformation plastique à chaud de la même façon que celle de l'exemple 3 en modifiant la direction de la pression, la température de pression et la contrainte de pression.
On fabrique de la même façon que dans l'exemple 2 un mono-
<EMI ID=95.1>
tillon d'essai monocristallin cubique ou rectangulaire que l'on va soumettre à la pression et qui mesure entre 5 et 12 mm de c8té. L'échani tillon d'essai que l'on va soumettre à la pression est coupé de telle sorte qu'il ait ses 3 faces (a), (b) et (c) faisant un angle l'un par rapport à l'autre :
(a) une face perpendiculaire à la direction de la pression;
(b) une face parallèle à la face de cristal contenant la <EMI ID=96.1>
(c) une face faisant des angles droits par rapport à (a) et (b).
Les échantillons découpés sont déformés en appliquant une pression comprise entre 10 et 40 kg/mm<2> sur une presse hydraulique à huile dans un intervalle de température de 500 à 850[deg.]C et ensuite, ils sont en plus soumis à un recuit dans un intervalle de température de 550 à 650[deg.]C. La direction préférée d'aimantation des échantillons d'essai après avoir été recuits est déterminée par diffraction aux rayons X et mesure du couple magnétique ou mesure des courbes d'aimantation dans différentes directions, et on mesure ses caractéristiques magnétiques dans la direction préférée de l'aimantation.
Le tableau 3 représente les conditions de déformation à chaud (pression, direction, température de pression, taux de déformation dans la direction de la pression) et les valeurs de ses caractéristiques magnétiques dans la direction préférée de l'aimantation après recuit. On distingue en plus la direction de la pression en ex-
<EMI ID=97.1> l'angle fait par l'axe projeté de la direction de la pression sur la
<EMI ID=98.1>
au plan [pound]. (1100) et la direction de la pression perpendiculaire au plan (3304) dans l'exemple 3 est exprimée approximativement par
<EMI ID=99.1>
TABLEAU 3
<EMI ID=100.1>
En considérant la symétrie du cristal hexagonal on suppose
<EMI ID=101.1>
bant à l'extérieur de ces intervalles d'angle peuvent être remplacées .en termes de direction de pression tombant dans les intervalles d'angle ci-dessus mentionnés, sur la base de la symétrie du cristal hexagonal.
Les résultats des expériences réalisées en modifiant la direction de la pression sont que la plupart des directions de pres-sion sont efficaces dans la préparation d'aimants anisotropes mais on peut reconnattre des différences importantes dans les valeurs des caractéristiques magnétiques en fonction de la direction de la pression. Plus particulièrement lorsque la direction de la pression tombe
<EMI ID=102.1>
tient des aimants anisotropes présentant des caractéristiques magnétiques excellentes avec (BH)max dans leur direction préférée d'aimanta-
<EMI ID=103.1>
les aimants obtenus sont à peu près isotropes, donnant seulement une légère prédominance des caractéristiques magnétiques dans la directi.on formant un angle droit avec la direction de la pression. La direction préférée d'aimantation ou apparaissent des valeurs maximales des caractéristiques magnétiques dépend de la direction de la pres-
<EMI ID=104.1>
direction préférée d'aimantation se trouve dans la direction de la
<EMI ID=105.1>
<EMI ID=106.1>
faisant un angle d'environ 37[deg.] par rapport à la direction de la pression comme centre de symétrie.
Les caractéristiques magnétiques des cristaux 1: c(M) qui
<EMI ID=107.1>
bidirectionnelle est formée lors de la transformation suivante <EMI ID=108.1>
anisotropes présentant des caractéristiques magnétiques (BH)max supérieures à 6,0 x 106 G.Oe.
Lorsque l'on utilise des températures de mise en pression variables, dans le cas où l'en utilise des directions de pression tom-
<EMI ID=109.1>
dans l'intervalle de température de 530 à 830[deg.]C, on obtient des aimants anisotropes présentant d'excellentes caractéristiques magnétiques de (BH)max supérieures à 6 x 10 G.Oe, mais en-dessous d'une température de 500[deg.]C, il ne se produit pas d'anisotropie avec une plasticité presque négligeable, et au-dessus de 850[deg.]C les caractéristiques magnétiques sont à peu près isotropes, en perdant leur plasticité. Par ailleurs, la vitesse de déformation augmente lorsque la température augmente jusqu'à 750[deg.]C.
En examinant la relation entre le taux de déformation et les caractéristiques magnétiques, les caractéristiques magnétiques des échantillons d'essai restent faibles, lorsque les échantillons d'essai soumis à des pressions dans les directions tombent dans
<EMI ID=110.1>
un retrait au-delà du taux de déformation de saturation décrit ciaprès, comme il est décrit précédemment dans l'exemple 3, ou lorsque le taux de déformation n'atteint pas un dixième du taux de déformation de saturation.
Le taux de déformation de saturation est donné par un
calcul théorique, sur la base du mécanisme de transformation de l'exemple 3, le taux de déformation est mesuré lorsqu'il atteint la satura-
<EMI ID=111.1>
tion spécifique mentionnée dans l'exemple 3. Par conséquent le taux de déformation de saturation diffère en fonction de la direction de la pression. Par exemple, le taux de déformation de saturation obte-
<EMI ID=112.1>
et et Des échantillons d'essai déformés au-dessus des taux de leur déformation de saturation présentent un allongement isotropique, ne sont pas orientés directionnellement dans leurs caractéristiques magnéti-
<EMI ID=113.1>
directionnellement orientée comme il résulte de l'examen par diffraction aux rayons X.
EXEMPLE 5
<EMI ID=114.1>
pendant 5 minutes. La structure de phase de cet échantillon d'essai est examinée par diffraction aux rayons X; et comme résultat on recon-
<EMI ID=115.1>
l'échantillon d'essai.
Cet échantillon d'essai est soumis à une pression et déformé à une température de 550[deg.]C, à une pression de 35 kg/mm<2> dans la di-
<EMI ID=116.1>
ques magnétiques. Les caractéristiques magnétiques trouvées dans la direction de la pression sont :
<EMI ID=117.1>
Ensuite, cet échantillon d'essai est à nouveau porté à une température de 600[deg.]C pendant une heure et comme résultat on obtient un aimant anisotrope présentant des caractéristiques magnétiques de :
<EMI ID=118.1>
EXEMPLE 6
Un alliage Mn-Al-C ayant la phase unidirectionnelle
<EMI ID=119.1>
à une déformation plastique à chaud en faisant varier la direction de la pression.
<EMI ID=120.1>
d'une trempe dans l'exemple 4 est soumis à nouveau à une pression en appliquant une pression de 40 kg/mm<2> à une.température de 600[deg.]C
dans la même direction que celle de la pression initiale. Dans cette opération, il se produit une déformation négligeable. Ensuite, en continuant d'appliquer la pression, la pression est augmentée en plus à 80 kg/mm<2>, l'échantillon d'essai prend un retrait de 8 % dans la direction de la pression et s'allonge isotropiquement sous un angle droit par rapport à la direction de la pression. La mesure des caractéristiques magnétiques de l'échantillon d'essai après avoir été soumis à la pression montre que l'orientation unidirectionnelle de la
<EMI ID=121.1>
nouveau soumis à une pression en appliquant une pression de 40 kg/ mm<2> à une température de 600[deg.]C dans la direction parallèle à la direction de l'aimantation facile qui est approximativement à angle droit par rapport à la direction de la pression initiale, on observe une déformation plastique rapide atteignant la saturation semblable
à celle de la figure 3. Le taux de retrait dans la direction de la pression atteint -27% tandis que l'allongement dans la direction perpendiculaire à la direction de la pression est aussi important que
28 % dans la direction parallèle à la direction de la pression initiale et on reconnaît seulement un allongement d'environ 1 % dans une autre direction formant un angle droit; par conséquent, il est évident qu'il existe une différence directionnelle dans l'allongement.
Lorsque l'on mesure les caractéristiques magnétiques de cet échantillon d'essai, la direction préférée d'aimantation change énormément par rapport à la direction dans laquelle se produit un allongement important, c'est-à-dire la direction essentiellement parallèle à la direction de la pression initiale et par conséquent, les caractéristiques magnétiques dans la direction préférée d'aimantation observées avant d'appliquer la pression, c'est-à-dire la direction de la pression,baissent d'une façon distincte.
Les phénomènes de déformation plastique importants se produisent lorsque l'échantillon d'essai monocristallin dans la phase
<EMI ID=122.1>
tion et les phénomènes de variation importante de la direction préférée d'aimantation, comme on peut le voir par examen par diffraction aux rayons X et observation au microscope électronique, sont éclaircis et ils sont basés sur la réversibilité de la transforma-
<EMI ID=123.1> <EMI ID=124.1>
dans la direction opposée à la direction spécifique dans laquelle le glissement du plan d'atomes s'est produit dans la transformation pré-
<EMI ID=125.1>
surface ne présente pas de glissement. On trouve que la structure après avoir appliqué la pression, comme il résulte des examens au microscope optique, est une structure uniforme régulière sauf pour
<EMI ID=126.1>
ple 3 et on n'observe pas des structures telles que celles présentant des lignes de glissement et des anomalies semblables. On trouve que les
<EMI ID=127.1>
plastique rapide atteignant la saturation semblable à celle de la figure 3, et on reconnaît une différence directionnelle dans l'allongement. Lorsque l'échantillon d'essai qui a été soumis à une pression est examiné par diffraction aux rayons X,on confirme que cet échan-
<EMI ID=128.1>
ment décrite. On trouve que la direction préférée d'aimantation de l'échantillon d'essai qui a été déformé est identique à la direction
<EMI ID=129.1>
qui montrent une valeur de Br améliorée, comparée aux caractéristiques magnétiques dans la direction préférée d'aimantation observée avant la déformation. En outre, on détermine qu'il est difficile de provo-
<EMI ID=130.1>
EXEMPLE 7
<EMI ID=131.1>
<EMI ID=132.1>
que, qui a été fabriqué par un procédé semblable à celui de l'exemple 1, on découpe des échantillons d'essai cubique^ ou rectangulaire présentant des faces cristallines variées et dont les côtés mesurent entre 5 et 12 mm, et chaque échantillon est soumis à des essais semblables à ceux des exemples 3 et 4. Ensuite, on observe des résultats montrant qualitativement les tendances similaires observées dans les exemples 3 et 4 dans la relation entre la direction de la pression et le taux de déformation, dans la relation entre la direction de la pression et le taux d'anisotropie, etc... et on confirme par diffrac-
<EMI ID=133.1>
Les résultats expérimentaux obtenus avec un échantillon d'essai dans la phase ne présentant pas de phase lamellaire
<EMI ID=134.1>
rée en lamelles, montrent que sa déformation est faible et en -conséquence, tandis que dans les cas des exemples 3 et 4, il est nécessai-
<EMI ID=135.1> la déformation dans ce cas, il est nécessaire d'appliquer une pres-
<EMI ID=136.1>
de pourcent par rapport à celle mentionnée ci-dessus et que l'on trouve que même l'aimant anisotrope compte tenu de la faible orientation
<EMI ID=137.1>
tiques inférieures à celles des exemples 3 et 4.
Par exemple lorsque l'on soumet à une pression un échantillon d'essai monocristallin � c comprenant la composition ci-dessus men-
<EMI ID=138.1>
rection de la pression est de -1,9 $, et les mesures de ses caractéristiques magnétiques montrent qu'il est relativement non magnétique. Lorsque l'échantillon qui a été soumis à une pression est examiné par diffraction aux rayons X dans différentes directions, on observe seulement le diagramme de diffraction dans la phase 6. et on trouve
<EMI ID=139.1>
la pression mais il n'est pas identifié en tant que monocristal. Ensuite, lorsque l'on observe sa phase sous microscope optique, on reconnaît une structure essentiellement entrecroisée sur la surface de l'échantillon d'essai,et on observe un cristal en phase [pound]' différent du point de vue de sa direction cristalline. Lorsque l'échantillon d'essai qui a été soumis à une pression est soumis à un recuit à 570[deg.]C pendant 4 heures on obtient un aimant anisotrope avec sa direction préférée d'aimantation dans la direction de la pression.
On trouve que ses caractéristiques magnétiques dans la direction de la pression sont :.
<EMI ID=140.1>
d'appliquer la pression, les caractéristiques magnétiques sont :
<EMI ID=141.1>
Dans une autre direction formant un angle droit avec la direction de la pression,les caractéristiques magnétiques sont :
<EMI ID=142.1>
En comparant ces valeurs de caractéristiques magnétiques avec les valeurs des caractéristiques magnétiques obtenues dans l'ex-
<EMI ID=143.1>
plus faible dans la direction préférée de l'aimantation, (BH)max environ la moitié et le taux d'angularité de la courbe d'aimantation dans le sens cadran est diminué ce qui contre un taux diminué d'anisotropie obtenue à partir de celui de l'exemple 4.
En plue, même lorsque l'on modifie les conditions mentionnées ci-dessus de température, de pression, de contrainte de pression et de taux de déformation, et les conditions de recuit après avoir appliqué la pression, on reconnaît une amélioration supplémentaire des caractéristiques magnétiques.
) En plus, lorsque l'on fait varier largement la direction de la pression, chaque échantillon d'essai, comparé à ceux de l'exemple
<EMI ID=144.1>
plus faible et de (BH) maximum d'environ la moitié, ce qui montre qu'il existe une différence essentielle due à l'existence de la phase
<EMI ID=145.1>
Lorsque l'on examine les causes de la différence dans les caractéristiques magnétiques entre l'exemple 4 et l'exemple 7 par microscopie optique et diffraction aux rayons X, on détermine que dans le processus de déformation à chaud de l'exemple 4, la phase
<EMI ID=146.1>
été recuite comme il a été observé dans l'exemple 4 est supérieure à celle de l'exemple 7, ce qui montre une amélioration remarquable des caractéristiques mécaniques par rapport aux résultats de l'exemple 7.
Comme on l'a décrit ci-dessus, la phase Mn-AlC séparée en lamelles par le traitement M a non seulement un effet sur la facilité du glissement du plan d'atomes dans des alliages Mn-Al-c, ce qui rend possible la-déformation à chaud avec une faible pression mais également, elle présente l'effet d'amélioration de la directionnalisation en contrôlant l'orientation dans la formation du cristal. Par conséquent, il devient évident que l'existence de la phase lamellai-
<EMI ID=147.1>
d'un taux d'anisotropie obtenue élevé et qui présenter* des caractéristiques magnétiques relativement excellentes.
EXEMPIE 8
Une tentative a été faite pour préparer le monocristal E à partir d'un alliage Mn-Al ayant une composition de 71,81 % de Mn,
23,19 % d'Al, (déterminée par analyse chimique) par le procédé de fusion et de refroidissement comme dans l'exemple 1. L'alliage obtenu est un alliage polycristallin dans lequel la phase restante $¯ est très petite en quantité; la plus grande partie consiste en phase
<EMI ID=148.1>
tionnée ci-dessus lorsque l'on fait largement varier la composition
de Mn et de Al, les conditions de fusion et de refroidissement, et il 1 se développe de nombreuses fissures lorsque l'alliage est refroidi dans l'eau à partir d'une température élevée telle qu'au-dessus de 900[deg.]C
<EMI ID=149.1>
alliage binaire Mn-Al de même composition que celle décrite ci-dessus, pendant une semaine à une température de 1.100 à 1.200[deg.]C pour accélé-
<EMI ID=150.1>
di dans l'eau à partir de cette température, l'échantillon d'essai présente de nombreuses fissures mais on ne peut pas obtenir la phase présentant des diamètres de particules d'environ 3 à 5 mm. A partir de ce cristal en phase 9- on découpe des échantillons d'essai cubiques de dimension 3 x 3 x 3 mm ayant des surfaces parallèles au plan (3304),
(1120) et (3303) qui sont choisis dans des endroits présentant des grains cristallins relativement importants et les échantillons sont soumis à une pression avec un taux de déformation de -14,7 % dans des conditions de pression sous une contrainte de 40 kg/mm<2>, à une tempéra-
<EMI ID=151.1>
dans la direction perpendiculaire au plan (3304).
On trouve que l'échantillon d'essai est un aimant isotrope; son allongement est isotrope, et ses caractéristiques magnétiques sont :
<EMI ID=152.1>
Lorsque l'échantillon d'essai après avoir été déformé est examiné par diffraction aux rayons X, l'existence des lignes diffrac-
<EMI ID=153.1>
évidente, mais on reconnaît à peine l'orientation de la phase.
Même lorsque la température de mise en pression, la pression et le taux de déformation varient largement, une tendance semblable à celle mentionnée ci-dessus prévaut, et on ne peut pas obtenir des échantillons d'essai étant seulement en phase � ce qui met en <EMI ID=154.1>
à la faible stabilité de la phase ce. et de la phase \: . De même il est difficile dans les alliages Mn-Al, différents des alliages Mn-Al-C, que la phase'1: existe au-dessus de 530[deg.]C, et également leur décomposition dans la phase AlMn( � ) et dans la phase P-Mn est accélérée par la déformation à chaud. En plus, il n'y a pas d'effet de contrôle directionnel par la phase lamellaire Mn3AlC décrite ci-dessus.
EXEMPLE 9
On fabrique un monocristal ou un polycristal présentant
des grains cristallins importants en phase [pound] ou en phase [pound]. c(M) d'alliages Mn-Al-C avec une composition en Mn, Al et C variant dans l'intervalle de 67,0 à 74,0 % pour Mn et 0,1 à 2,5 % pour C, et à partir de ces cristaux on découpe des échantillons monocristallins en
<EMI ID=155.1>
<EMI ID=156.1>
Dans le tableau 4, on présente respectivement les valeurs des compositions obtenues par analyse chimique et les valeurs des caractéristiques magnétiques dans la direction préférée d'aimantation mesurées après recuit suivant la mise en pression.
<EMI ID=157.1>
en quantité inférieure à sa limite de solubilité (1/10 Mn-6,6)% deviennent à peine anisotropes et avec la phase AlMn( � ) et la phase Mn-(3 séparées leurs caractéristiques magnétiques sont faibles en isotrope.
<EMI ID=158.1>
les deux échantillons sont faibles du point de vue de leur taux d'anitropie obtenue et ils donnent des caractéristiques magnétiques fai-
<EMI ID=159.1>
taux d'anisotropie obtenue même après avoir été déformés et donne des caractéristiques magnétiques approximativement isotropes. Dans tous
<EMI ID=160.1>
phase AlMn( Y ).
Même lorsque la condition de mise en pression de la direc.tion, la température et le taux de déformation et les conditions de recuit variant en réalisant l'expérience avec des échantillons d'essai donnant moins de BHmax = 2,0 x 106G.Oe, on obtient seulement des caractéristiques magnétiques faibles telles qu'en dessous de BHmax = 2,0 x 106G.Oe.
TABLEAU 4
<EMI ID=161.1>
D'après les résultats expérimentaux décrits ci-dessus, il devient évident que pour obtenir d'excellentes caractéristiques
<EMI ID=162.1>
être limitée dans les intervalles suivants :
<EMI ID=163.1>
EXEMPLE 10
<EMI ID=164.1>
est fondu à environ 1.400[deg.]C pendant 20 minutes, puis est ensuite moulé dans un moule par la technique de moulage par refroidissement du moule.
<EMI ID=165.1>
déterminé par analyse chimique, et on observe des cristaux colonaires au microscope électronique dans les parties solidifiées initialement. Lorsque le moulage est soumis à un traitement M à 850[deg.]C pendant 20 minutes, et puis est ensuite refroidi à partir de cette température,
<EMI ID=166.1>
cristallins colonaires, la structure lamellaire présentant des grains cristallins abondants qui font environ un angle droit avec la direction de croissance des cristaux colonaires. Lorsque l'on examine ce moulage par diffraction aux rayons X, on détecte les lignes diffractées
<EMI ID=167.1>
A partir de ce moulage, on découpe un échantillon d'essai cubique de dimension 6 x 6 x 6 mm présentant une surface perpendiculaire à la direction de croissance du cristal colonaire et on le soumet à une pression à une température de 650[deg.]C sous 45 kg/mm .
On trouve que le taux de déformation de l'échantillon d'essai dans la direction de la pression est de -25,5 %. L'échantillon d'essai après avoir été soumis à la pression est non magnétique, mais lorsqu'il est recuit à 570[deg.]C pendant 4 heures, il se transforme en un aimant anisotrope avec sa direction préférée d'aimantation faisant un angle droit avec la direction de pression. On trouve que ses caractéristiques magnétiques mesurées dans la direction de la pression sont :
<EMI ID=168.1>
Dans une direction faisant un angle droit avec la direction de pression et parallèle à la direction de croissance du cristal colonaire avant d'être soumis à la pression, les caractéristiques magnétiques sont :
<EMI ID=169.1>
Dans une autre direction faisant un angle droit avec la direction de pression :
<EMI ID=170.1>
EXEMPLE 11
On fabrique par fusion et moulage des baguettes moulées
<EMI ID=171.1>
ports de composition représentés dans le tableau 5. La fusion est obtenue en maintenant à une température de l430[deg.]C pendant 30 minutes pour dissoudre le carbone dans sa solution solide. A partir des moulages on découpe des échantillons d'essai cylindriques de dimensions
<EMI ID=172.1>
d'essai coupé au traitement thermique dans lequel après chauffage à une température de 1.150[deg.]C pendant 2 heures il est refroidi progressivement de cette température à 830[deg.]C sous une vitesse de refroidissement de 10 à 15[deg.]C/mn il est ensuite porté à 830[deg.]C pendant 20 minutes et refroidi de 830[deg.]C à une vitesse de refroidissement de 300[deg.]C à
3000[deg.]C/mn, puis il est ensuite soumis à un traitement thermique de recuit à 600[deg.]C pendant 1 heure. Lorsque chaque échantillon d'essai qui a été soumis au traitement thermique est examiné du point de vue de sa structure de phase par diffraction aux rayons X, microscopie optique et microscopie électronique, dans les échantillons d'essai des compositions de P3 à P9 contenant du carbone en excès par rapport à sa limite de solubilité (1/10 Mn - 6,6)%, on reconnaît clairement
<EMI ID=173.1>
sai des compositions Pl à P2 avec une quantité de carbone inférieure à la limite de solubilité, on ne voit pas du tout la phase lamellai-
<EMI ID=174.1>
Ces échantillons d'essai sont respectivement soumis à la déformation à chaud suivante.
<EMI ID=175.1>
soumis à une pression à une température de 680[deg.]C, une pression de
50 lcg/mm<2> dans la direction axiale du cylindre avec un taux de déformation de -25 % dans la direction de la pression. Dans l'échantillon d'essai qui a été soumis à la déformation,il se développe de nombreuses fissures. Ses caractéristiques magnétiques diminuent fortement et s'éloignent de la caractéristique (BH)max = 0,6 x 10 G.Oe,
lui a été mesurée avant d'appliquer la pression, vers :
<EMI ID=176.1>
ce qui montre qu'il est isotrope. Lorsque cet échantillon d'essai est examiné par diffraction aux rayons X on reconnaît des quantités
<EMI ID=177.1>
plémentaire de recuit détermine encore une légère baisse de ses caractéristiques magnétiques.
TABLEAU 5
<EMI ID=178.1>
<EMI ID=179.1>
à une déformation à un taux de -50 % en le soumettant à une pression
à une température de 710[deg.]C, pression de 55 kg/mm<2> dans la direction
de l'axe du cylindre. On trouve que l'échantillon d'essai qui a été soumis à cette déformation est pulvérisé et ses grains grumeleux présentent à peine des caractéristiques magnétiques lorsque l'on approche un aimant. Lorsque cet échantillon d'essai qui a été soumis à cette déformation est examiné par diffraction aux rayons X, on ne reconnatt
<EMI ID=180.1>
est accélérée par cette déformation à chaud juste comme dans le cas
<EMI ID=181.1>
à une déformation par compression à un taux de déformation de -40 % en le soumettant à une pression de 50 kg/mm<2>, à une température de
630[deg.]C dans la direction de l'axe du cylindre. L'échantillon d'essai qui a été soumis à cette déformation présente sa direction préférée d'aimantation dans la direction de son diamètre et les caractéristiques magnétiques trouvées dans cette direction sont seulement :
<EMI ID=182.1>
Par conséquent, on n'améliore pas ses caractéristiques mécaniques même par traitement de recuit additionnel. Lorsque l'échantillon d'essai qui a été soumis à cette déformation est examiné par ditfraction aux rayons X, on note la phase P-Mn en quantité importante et on pense que cette phase n'intervient pas dans le sens de l'augmen-tation de ses caractéristiques mécaniques.
<EMI ID=183.1>
dé à un taux de 65 %, à une pression de 40 kg/mm<2> et à une température de 720[deg.]C dans la direction de l'axe du cylindre. Le taux d'extrusion est exprimé comme étant le pourcentage de diminution de la surface transversale de l'échantillon d'essai mesuré avant et après extrusion. On trouve que l'échantillon d'essai qui a été soumis à l'extrusion est un aimant anisotrope excellent avec sa direction préférentielle d'aimantation dans la direction de l'axe de la direction d'extrusion, à savoir la direction axiale de l'échantillon d'essai cylindrique et ses caractéristiques dans la direction préférée d'aimantation sont :
<EMI ID=184.1>
Lorsque l'échantillon d'essai qui a été soumis à l'extrusion est ; examiné du point de vue de sa structure de phase par diffraction aux rayons X, et par observation au microscope optique, on trouve
<EMI ID=185.1>
parallèle à la direction de l'extrusion. Un échantillon d'essai ayant
<EMI ID=186.1>
tion -53 � en appliquant une contrainte de pression de 45 kg/mm<2> dans la direction de l'axe du cylindre à 650[deg.]C. On trouve que la direction préférentielle d'aimantation de l'échantillon déformé est dans le sens de la direction de son diamètre avec des caractéristi, ques magnétiques qui sont :
<EMI ID=187.1>
<EMI ID=188.1>
à une compression à un taux de déformation -65 % en appliquant une contrainte de pression de 45 kg/mm<2> dans la direction axiale de son ) cylindre à 680[deg.]C. On trouve que.la direction préférentielle d'aimantation de l'échantillon déformé est dans la direction de son diamètre et que ses caractéristiques magnétiques sont :
<EMI ID=189.1>
<EMI ID=190.1>
dre à 630[deg.]C. On trouve que la direction préférentielle d'aimantation
3 de l'échantillon extrudé est dans la direction de l'extrusion avec des <EMI ID=191.1>
caractéristiques magnétiques de :
<EMI ID=192.1>
<EMI ID=193.1>
mis à une extrusion avec un taux d'extrusion de 50 % dans la direction axiale du cylindre, avec la température d'extrusion variant dans l'intervalle compris entre 500[deg.]C et 850[deg.]C. Le tableau 6 donne la relation entre la température d'extrusion et les propriétés magnétiques dans la direction préférentielle de l'aimantation. En-dessous de la température d'extrusion de 500[deg.]C; juste comme dans le cas de l'exemple 4, l'échantillon d'essai a une plasticité faible, son extrusion est difficile, on note le développement de fissures et il se dégrade pour devenir anisotrope. Egalement à une température supérieure à 830[deg.]C, il présente une diminution de plasticité, s'accompagne de fissures et il se dégrade pour devenir anisotrope.
Ensuite dans l'intervalle de température d'extrusion de 5800 à 830[deg.]C, on obtient des aimants anisotropes excellents donnant des valeurs (BH)max supérieures à 4,8 x 106 G.Oe.
TABLEAU 6
<EMI ID=194.1>
<EMI ID=195.1>
pression sous une contrainte de 40 kg/mm<2> à une température de 700[deg.]C dans la direction axiale du cylindre. L'échantillon d'essai qui a été soumis à cette déformation présente les caractéristiques magnétiques suivantes dans la direction de l'extrusion :
<EMI ID=196.1>
Lorsque cet échantillon d'essai qui a été soumis à l'extrusion est à nouveau extrudé à un taux d'extrusion de 25 % en appliquant une contrainte de pression de 25 kg/mm<2> dans la même direction et à une température de 700[deg.]C on trouve que ses caractéristiques magnétiques dans la direction de l'extrusion deviennent :
<EMI ID=197.1>
Un échantillon d'essai ayant la composition P7 est extru- <EMI ID=198.1>
température de 780[deg.]C. Sur l'échantillon d'essai qui a été soumis à cette extrusion, il se développe des fissures essentiellement perpendiculaires à la direction de l'extrusion. On trouve que ses caractéristiques magnétiques dans la direction de l'extrusion, et par consé-
<EMI ID=199.1>
<EMI ID=200.1>
<EMI ID=201.1>
à une compression à un taux de déformation de -76 % en appliquant
une contrainte de pression de 50 kg/mm<2> dans la direction axiale du cylindre à une température de 750[deg.]C. Sur l'échantillon d'essai qui a été soucis à cette compression, il se développe des fissures dans le sens du diamètre autour de son périmètre. On trouve sa direction préférentielle dans le se:ns du diamètre de l'échantillon d'essai, et ses caractéristiques magnétiques sont :
<EMI ID=202.1>
Cet échantillon d'essai présente une phase A14C3 séparée et il commence à se désintrégrer quelques jours plus tard. Un échantillon d'essai ayant la composition P9 est soumis à une compression à un taux de déformation d3 -35 % en appliquant une contrainte de pression de 55 kg/mm<2> dans le sens axial du cylindre à 700[deg.]C. On trouve la direction préférée d'aimantation de l'échantillon déformé dans la direction de son diamètre, et ses caractéristiques magnétiques sont :
<EMI ID=203.1>
<EMI ID=204.1>
désintégrer au bout de quelques jours.
Comme on l'a démontré par les exemples décrits ci-dessus,
<EMI ID=205.1>
deviennent hautement anisotropes par la déformation à chaud et par conséquent ces échantillons d'essai sont identifiés comme des aimants anisotropes présentant d'excellentes caractéristiques magnétiques. Par
<EMI ID=206.1>
que leur plasticité n'est pas appropriée, le taux de leur anisotropie est également faible, et leurs caractéristiques magnétiques sont fai-bles.
Par conséquent, comme condition pour obtenir d'excellents aimants anisotropes, il est nécessaire que leurs compositions soient dans les intervalles de 68,0 à 73,0 % pour Mn, (1/10 Mn - 6,6)� à
<EMI ID=207.1>
tervalles de 70,5 à 72,5 % Pour Mn, C(l/10 Mn - 6,6) à (1/3 Mn - 22,2)% pour C, le reste étant Al. De même, il est nécessaire de soumettre la
<EMI ID=208.1>
plastique à chaud dans l'intervalle de température allant de 530 à 830[deg.]C plus particulièrement par une extrusion à un taux d'extrusion de 40 à
65 %. Les aimants anisotropes résultants présentent des caractéristiques magnétiques excellentes, c'est-à-dire (BH)max supérieur à 4,8 x
106 G.Oe. En plus, les propriétés mécaniques mesurées après la déforma- . tion à chaud présentent une amélioration marquée,et également l'aptitude à la mise en oeuvre est excellente.
EXEMPLE 12
A partir d'un moulage semblable à celui de l'exemple 11
<EMI ID=209.1>
re de 1.000[deg.]C pendant 5 heures, Il est refroidi à 835[deg.]C avec une vitesse de refroidissement de 10[deg.]C/mn, puis ensuite il est refroidi de cette température avec une vitesse de refroidissement de 300 à 3.000[deg.]C/mn. Ensuite, lorsque cet échantillon d'essai est porté à 500[deg.]C pendant 10 minutes, on confirme à l'aide de la diffraction aux rayons X, et par observation au microscope optique de sa structure de phase, qu'envi-
<EMI ID=210.1>
Cet échantillon d'essai est extrudé à un taux d'extrusion de 40 % en appliquant une contrainte de 40 kg/mm<2> à une température
de 730[deg.]C dans la direction axiale du cylindre. On trouve que les caractéristiques magnétiques dans la direction de l'extrusion de l'échantillon d'essai après extrusion sont faibles, et on reconnaît l'existence de la phase par diffraction aux rayons X; ensuite, il est
en plus recuit à 600[deg.]C pendant 2 heures. De cette façon, on obtient un aimant anisotrope ayant d'excellentes caractéristiques magnétiques avec sa direction préférentielle d'aimantation dans la direction de son
axe. On trouve que ses caractéristiques mécaniques dans la direction préférentielle d'aimantation sont :
<EMI ID=211.1>
L'échantillon d'essai présente après l'extrusion une résistance mécanique et une aptitude à la mise en oeuvre élevées, donnant des valeurs égales ou supérieures à celles obtenues dans l'exemple 11.
EXEMPLE 13
A partir du même moulage de l'exemple 11 ayant la composi-
<EMI ID=212.1>
température de 1150[deg.]C pendant 2 heures et qui est refroidi de cette température avec une vitesse de refroidissement dans l'intervalle de
300 à 3.000[deg.]C/mn.
L'échantillon d'essai qui est en phase 6 âpres avoir été refroidi est extrudé à un taux d'extrusion de 40 % en appliquant une contrainte de pression de 60 kg/mm<2> à une température de 730[deg.]C dans la direction de l'axe du cylindre. Sa vitesse de déformation est inférieure à celle donnée dans l'extrusion de l'échantillon d'es-
<EMI ID=213.1>
ce qui montre une aptitude faible à la déformation. On trouve que l'échantillon d'essai après avoir été extrudé est en phase et en
<EMI ID=214.1>
On trouve que les caractéristiques magnétiques de l'échantillon d'essai après extrusion, mesurées après recuit à 600[deg.]C pendant 2 heures, dans la direction de l'extrusion, sont :
<EMI ID=215.1>
On l'identifie comme étant un aimant anisotrope avec sa direction préférentielle d'aimantation dans la direction de l'extrusion. Cet échantillon d'essai présente une résistance mécanique et une aptitude à la mise en oeuvre élevées, en donnant des valeurs égales ou supérieures à celles obtenues dans les exemples 11 et 12.
EXEMPIE 14
A partir des moulages identiques de l'exemple 11 présen-
<EMI ID=216.1>
découpe des échantillons d'essai cylindriques de dimensions
<EMI ID=217.1>
froidis à 830[deg.]C sous une vitesse de refroidissement de 10[deg.]C/mn après les avoir portés à 1150[deg.]C pendant 2 heures, et ensuite ils sont soumis au traitement M dans lequel ils sont portés à une température de 830[deg.]C pendant 20 minutes, puis ensuite refroidis sous une vitesse de refroidissement de 1000[deg.]C par minute à partir de cette température.
Lorsque la structure de phase de ces échantillons d'essai qui ont été refroidis est examinée par diffraction aux rayons X, microscopie optique et microscopie électronique, on reconnaît dans
<EMI ID=218.1>
trée qui lui est semblable, mais dans les échantillons d'essai des
<EMI ID=219.1>
Ces échantillons d'essai après avoir été traités thermiquement sont respectivement soumis à la déformation à chaud décrite ci-après puis sont en plus soumis à un recuit approprié pour des échantillons d'essai respectifs.
<EMI ID=220.1>
à une température de 630[deg.]C dans la direction axiale du cylindre. L'échantillon d'essai après avoir été extrudé est à l'état pulvérisé sous forme de grains grumeleux de dimension 0,5 à 2 mm qui ne gardent pas leur configuration d'origine. A partir de grains importants, on découpe un échantillon cubique de dimension 1 mm, qui est en plus recuit à 500[deg.]C pendant 30 minutes. Les mesures de ses caractéristiques magnétiques montrent qu'il est isotrope en donnant les valeurs suivantes :
<EMI ID=221.1> Les résultats d'examen de cet échantillon d'essai au moyen de diffraction aux rayons X montrent qu'il est essentiellement en pha-
<EMI ID=222.1>
est accéléras par la déformation à chaud.
<EMI ID=223.1>
kg/mm<2> à une température de 780[deg.]C dans la direction axiale du cylindre. On trouve que l'échantillon d'essai, après avoir été comprimé
se pulvérise et ne garde pas sa forme d'origine. Les résultats de l'examen de cet échantillon d'essai après avoir été comprimé montrent qu'il
<EMI ID=224.1>
par la déformation à chaud.
<EMI ID=225.1>
un taux de déformation de -50 % en appliquant une contrainte de 40 kg/ mm<2> à une température de 580[deg.]C dans la direction axiale du cylindre. L'échantillon d'essai étant comprimé, on détecte une faible quantité
de fissures dans la direction de son diamètre autour du périmètre, son magnétisme étant faible. Les caractéristiques magnétiques de cet échantillon d'essai mesurées après recuit à 570[deg.]C pendant 3 heures montrent que sa direction préférentielle d'aimantation est dans la direction
de son diamètre, mais présente des valeurs faibles telles que :
<EMI ID=226.1>
Les résultats de l'examen de ces échantillons d'essai après avoir été comprimés et après avoir été recuits montrent qu'ils présen-
<EMI ID=227.1>
l'échec dé l'obtention d'une amélioration de leurs caractéristiques magnétiques.
<EMI ID=228.1>
température de 720[deg.]C dans la direction axiale du cylindre. L'échantillon d'essai,après avoir été extrudé, montre par diffraction aux rayons
<EMI ID=229.1>
l'extrusion sont :
<EMI ID=230.1>
Il est identifié comme étant un aimant anisotrope très bon avec sa direction préférentielle d'aimantation dans la direction d'extrusion. Lorsque l'on examine la structure de phase de cet échantillon d'essai par diffraction aux rayons X et observation en microscopie
<EMI ID=231.1>
serve la configuration en stries de la phase lamellaire Mn3AlC qui se développe à peu près parallèlement à la direction d'extrusion.
<EMI ID=232.1>
à un taux de déformation de -45 % en appliquant une contrainte de 45 kg/mm<2> à une température de 650[deg.]C dans la direction axiale du cylindre. L'échantillon d'essai après avoir été comprimé est recuit à
600[deg.]C pendant 3 heures, et en tant que résultat de la mesure de ces caractéristiques magnétiques il est identifié comme étant un aimant anisotrope dont la direction préférentielle d'aimantation est la direction de son diamètre. On trouve que ses caractéristiques magnétiques dans la direction préférentielle d'aimantation sont :
<EMI ID=233.1>
Un échantillon d'essai de la composition P- est extrudé à un taux d'extrusion 50 % en appliquant une pression de 45 kg/mm<2> à une
<EMI ID=234.1>
est examiné après recuit à 550[deg.]C pendant 20 heures, il est identifié comme étant un aimant anisotrope. avec sa direction préférentielle d'aimantation dans la direction de l'extrusion, ses caractéristiques étant :
<EMI ID=235.1>
<EMI ID=236.1>
bleau 7, on montre ses caractéristiques magnétiques dans la direction de l'extrusion mesurées après l'avoir recuit après extrusion,
par rapport à la température de déformation. Lorsque la température de déformation est inférieure à 500[deg.]C, il présente une plasticité faible, juste comme dans le cas des exemples 4 et 11, ce qui pose des difficultés pour son extrusion, présente un développement important de fissures, et ne devient pas anisotrope par le recuit. Même à des tempé-
<EMI ID=237.1> s'accompagne de développement de fissures, et on n'arrive pas à le rendre anisotrope. Dans les intervalles de température de 530 à 830[deg.]C, on obtient un excellent aimant anisotrope (BH)max supérieur à 5,2 x
10 G.Oe avec un taux d'extrusion plus faible que dans le cas de l'exemple 11.
TABLEAU 7
<EMI ID=238.1>
Un échantillon d'essai de la composition P6 est extrudé à un
<EMI ID=239.1>
650[deg.]C dans la direction axiale du cylindre. Après avoir été extrudé, l'échantillon est recuit à 620[deg.]C pendant 2 heures, puis est identifié comme étant un aimant anisotrope avec sa direction privilégiée d'aimantation dans la direction de l'extrusion. On trouve que ses caractéristiques magnétiques dans cette direction sont :
<EMI ID=240.1>
<EMI ID=241.1>
à un taux de déformation de -35 % en appliquant une contrainte de
45 kg/mm<2> à une température de 800[deg.]C dans la direction axiale du cylindre. L'échantillon d'essai après avoir été comprimé est recuit à
5500C pendant 12 heures, et il est identifié comme étant un aimant anisotrope avec sa direction privilégiée d'aimantation dans la direction du diamètre. Cependant, on trouve que ses caractéristiques magnétiques donnent des valeurs aussi faibles que :
<EMI ID=242.1>
<EMI ID=243.1>
à un degré de déformation de -18 % en appliquant une contrainte de
50 kg/mm<2> à une température de 730[deg.]C dans la direction axiale du cylindre. L'échantillon d'essai après avoir été comprimé est recuit à 570[deg.]C pendant 6 heures, et il est identifié comme étant un aimant anisotrope avec sa direction privilégiée d'aimantation dans la direction du diamètre. Cependant, on trouve que ses caractéristiques magnétiques don-nent des valeurs aussi faibles que :
<EMI ID=244.1>
Cet échantillon commence à se désintégrer au bout de quelques jours.
<EMI ID=245.1>
d'essai après avoir été extrudé présente des fissures lamellaires perpendiculaires à la direction de l'extrusion. Après avoir recuit cet alliage à 600[deg.]C pendant 4 heures il est identifié comme étant un i aimant anisotrope avec sa direction préférentielle d'aimantation dans la direction de l'extrusion, mais on trouve que ses caractéristiques magnétiques sont aussi faibles que :
<EMI ID=246.1>
Cet échantillon d'essai, également, se désintègre au bout 5 de quelques jours.
En plus, on découpe des échantillons d'essai sous forme de disques avec leur direction préférentielle d'aimantation dans la direction parallèle à la surface du disque à partir des échantillons d'essai respectifs présentant les caractéristiques magnétiques men) tionnées ci-dessus, et on mesure leurs moments magnétiques. Chaque échantillon d'essai donne une courbe de couple magnétique unidirectionnelle. On trouve que les couples magnétiques de ces échantillons d'essai sont compris dans l'intervalle de 0,63 à 0,86 x 107 dyne/cm/
<EMI ID=247.1>
l'exemple 3, tous ces échantillons d'essai donnent des taux d'anisotropie obtenue élevés tel qu'au-dessus d'environ 0,6.On trouve que plus particulièrement l'échantillon d'essai avec (BH)max = 6,3 x 10 G.Oe
<EMI ID=248.1>
tation et est par conséquent identifié comme un aimant anisotrope ayant un très haut taux d'anisotropie obtenue.
Comme on peut le voir d'après les exemples décrits ci-dessus,
<EMI ID=249.1>
<EMI ID=250.1>
et à partir de ces alliages on obtient des aimants anisotropes ayant d'excellentes caractéristiques magnétiques par une déformation plasti-
<EMI ID=251.1>
pour un taux de déformation de 20 à 30 % Inférieur à celle du cas de <EMI ID=252.1>
l'exemple 11, on obtient des aimants anisotropes présentant des caractéristiques magnétiques égales ou 10 à 20 % supérieures à celles de l'exemple 10, par comparaison avec les caractéristiques magné-
<EMI ID=253.1>
Par conséquent, comme condition pour obtenir des aimants anisotropes suffisants ayant une composition comprise dans l'intervalle de 68,0 à 73,0 % de Mn de (1/10 Mn - 6,6)% à (1/3 Mn - 22,2)% de C le reste étant de l'aluminium, de préférence dans l'intervalle
<EMI ID=254.1>
C, le reste étant de l'aluminium, il est indispensable dans ce cas également, et des aimants permanents ayant des caractéristiques magnétiques excellentes telles que (BH)max supérieur à 5,2 x 106 G. Oe sont obtenus plus particulièrement à l'aide de l'extrusion réalisée
à un taux d'extrusion de 30 à 50 %. Leur résistance mécanique et leur aptitude à la mise en oeuvre mesurées après la déformation à chaud et le recuit additionnel présentent une amélioration notable atteignant des résultats équivalents ou supérieurs à ceux des cas des exemples
11, 12 et 13.
Lorsque l'on mesure les couples magnétiques des échantillons d'essai présentant des caractéristiques magnétiques de (BH)max supé-
<EMI ID=255.1>
sentent tous des taux d'anisotropie obtenue aussi élevés qu'au-dessus d'environ 0,4, lorsque le taux d'anisotropie obtenue est exprimé sous forme du rapport de ces valeurs à la constante d'anisotropie obtenue
<EMI ID=256.1>
3.
EXEMPLE 15
<EMI ID=257.1>
de dissoudre complètement le carbone dans sa solution solide et les produits sont ensuite coulés pour donner un moulage sous forme de baguette d'un alliage Mn-Al-C. La composition de moulage ainsi obtenu est telle que représentée dans le tableau 8 sous forme de la valeur de son analyse chimique.
TABLEAU 8
<EMI ID=258.1>
A partir de chacun de ces moulages, on découpe un échantillon d'essai cubique de dimensions 10 x 10 x 10 mm et on le transforme
<EMI ID=259.1>
fage à 1150[deg.]C pendant 2 heures et ensuite on le refroidit de 900[deg.]C
ou plus sous une vitesse de refroidissement supérieure à 10[deg.]C par minute dans l'intervalle de température de 830 à 900[deg.]C. Après avoir réalisé ce traitement thermique, chaque échantillon d'essai est examiné par diffraction aux rayons X, microscopie optique et microscopie électronique pour déterminer sa structure de phase. Les résultats sont les suivants :
(1) Des échantillons d'essai dans lesquels on reconnatt
<EMI ID=260.1>
(2) Des échantillons d'essai de ceux mentionnés en (1) qui sont une matrice défisse unique E. comprennent les numéros 6, 12, 13,
19 et 26.
(3) Des échantillons d'essai dans lesquels on reconnatt le dépôt de la phase AlMn( � ) comprennent ceux des numéros 1, 2, 3 et
5.
(4) On trouve que des échantillons d'essai autres que
<EMI ID=261.1>
Ces échantillons d'essai sont recuits dans l'intervalle de température de 480 à 830[deg.]C. Lorsque la durée du temps de recuit est de 30 minutes, les propriétés magnétiques diminuent d'une façon appréciable au-dessus de 780[deg.]C pour tous les échantillons d'essai de
<EMI ID=262.1>
te d'une façon stable varie largement en fonction de la composition; lorsque la durée du temps de recuit est de 30 minutes, il est inférieur à 750[deg.]C.
On trouve que les caractéristiques magnétiques de chaque échantillon d'essai obtenu lorsqu'il-est recuit à 700[deg.]C pendant 30 minutes sont telles que représentées dans le tableau 9.
TABLEAU 9
<EMI ID=263.1>
TABLEAU 9 (Suite)
<EMI ID=264.1>
Comme résultat de l'examen de la structure de phase de chacun des échantillons d'essai du tableau 9 après qu'ils aient été recuits on trouve que dans chaque échantillon d'essai No. 1, 2, 3, 5, 7,
14, 20; 27, 34 et 35, c'est-à-dire, des échantillons d'essai d'une teneur en Mn inférieure à 68,0 % ou de C inférieure à 0,2 %, on ob-
<EMI ID=265.1>
que la valeur de Br de ces échantillons d'essai est inférieure à simplement 2000 G. Par ailleurs, dans des échantillons d'essai autres que ceux mentionnés ci-dessus, c'est-à-dire des échantillons d'essai d'une teneur en Mri supérieure à68,0 % ou de C supérieure à 0,2 %, la stabi-
<EMI ID=266.1>
situe au-dessus de 2.000 G ou plus, jusqu'à 750[deg.]C, lorsque le temps de recuit est de 30 minutes, mais lorsque l'on dépasse 750[deg.]C la trans-
<EMI ID=267.1>
firme par diffraction aux rayons X, microscopie optique et microscopie élec tr onique .
Pour l'échantillon d'essai No. 17 on observe les caractéristiques magnétiques et la phase principale après qu'il ait été recuit pendant 30 minutes dans l'intervalle de température de 480
à 830[deg.]C. Ces résultats sont montrés dans le tableau 10.
TABLEAU 10
<EMI ID=268.1>
EXEMPLE 16
A partir de chacun des moulages No. 1 à 39 de l'exemple 15, on découpe un échantillon d'essai cylindrique de (b 20 mm x 35 mm. Chaque échantillon est soumis à une homogénéisation et à un refroidissement semblables à ceux de l'exemple 15 et ensuite il est recuit à
600[deg.]C pendant 30 minutes; ensuite, il est extrudé à l'aide d'une presse hydraulique à huile sous une pression d'extrusion de 12,6 tonnes
en utilisant une filière avec un pourcentage de réduction de surface
de 75 % dans l'intervalle de température de 500 à 800[deg.]C.
Pour une température d'extrusion inférieure à 530[deg.]C tous les échantillons d'essai se transforment en poudre de telle sorte que l'on n'a pas pu mesurer les caractéristiques magnétiques des échantillons d'essai. A des température supérieures à 530[deg.]C mais inférieures à
600[deg.]C, les échantillons d'essai fissurent ou ne fissurent pas. Même lorsqu'il ne se produit pas de fissure, la déformabilité est faible
et le taux d'anisotropie obtenue comme par exemple le rapport (BH)max entre la direction de l'extrusion et la direction faisant un angle droit avec elle est faible.
<EMI ID=269.1>
ques diminuent rapidement, et le taux d'anisotropie obtenue diminue éga-lement.
par ailleurs, en ce qui concerne la relation entre la composition et les caractéristiques magnétiques, lorsque C est compris entre 0,2 et (1/3 Mn - 22,2)%, le taux d'anisotropie obtenue est élevé; dans l'intervalle de 68,0 à 70,5 % de Mn, et on obtient un aimant anisotrope avec une direction préférentielle d'aimantation dans la direction de l'extrusion.
Lorsque la quantité de Mn est supérieure à 70,5 % mais inférieure à 73,0 %, il se produit seulement un faible taux.d'anisotropie obtenue ou l'anisotropie ne se produit pas.
<EMI ID=270.1>
à un traitement d'homogénéisation et à un traitement de refroidissement-semblable à ceux de l'exemple 15 et à un recuit à 600[deg.]C pendant
30 minutes après refroidissement et de la même façon que dans l'exemple précédent, il est extrudé avec une pression d'extrusion de 12,6 tonnes avec un pourcentage de réduction de surface de 75 %. Les caractéristiques magnétiques dans la direction de l'extrusion obtenues après que ce traitement ait été réalisé sont représentées dans le tableau 11.
TABLEAU 11
<EMI ID=271.1>
L'échantillon d'essai représenté par le numéro de code a
est pulvérisé, de telle sorte qu'on n'a pas pu mesurer ses caractéristiques magnétiques. Les échantillons d'essai sous les numéros de
code b, cet k sont presque isotropes et les échantillons d'essai d
et j sont plus faibles du point de vue de leur taux d'anisotropie obtenue que ceux des échantillons e à j.
C'est-à-dire, seulement par la déformation à chaud entre
600 et 780[deg.]C, de préférence entre 650 et 780[deg.]C, on obtient des aimants anisotropes présentant un taux élevé d'anisotropie obtenue.
Tous les échantillons d'essai des No. 1 à 39 de l'exemple
15 sont recuits à 600[deg.]C pendant 30 minutes après les avoir soumis
<EMI ID=272.1>
l'exemple 15, puis ensuite, ils sont extrudés à 70[deg.]C avec une pression de 12,5 tonnes et un pourcentage de réduction de surface de 75 %. Les caractéristiques magnétiques dans la direction de l'extrusion de l'échantillon d'essai traité de cette façon sort représentées dans le tableau
12.
TABLEAU 12
<EMI ID=273.1>
Les résultats d'examen de la structure de phase réalisé
par diffraction aux rayons X, microscopie optique et microscopie électronique sont les suivants :
(1) des échantillons d'essai dans lesquels on reconnaît
<EMI ID=274.1>
comprennent ceux des No. 1, 2, 3, 5, 7, 14, 20, 27, 34 et 35, c'està-dire les échantillons d'essai dont la teneur en Mn est inférieure
à 68,0 % ou la teneur en C inférieure à 0,2 %. A partir des résultats de diffraction par rayons X de ces échantillons d'essai, on trouve
<EMI ID=275.1>
rapport à celle donnée dans le tableau 9.
(2) Des échantillons d'essai dans lesquels on reconnaît
<EMI ID=276.1>
13, 19 et 26, c'est-à-dire des échantillons d'essai dont les compositions tombent dans l'intervalle de teneur en carbone dépassant
(1/3 Mn - 22,2)%.
Ces échantillons d'essai se dégradent entre quelques jours et quelques semaines plus tard. Dans des échantillons d'essai dans lesquels A14C3 est présent, leur plasticité diminue, et leur taux d'anisotropie obtenue diminue également.
<EMI ID=277.1>
et (2) mentionnés ci-dessus, c'est-à-dire les échantillons d'essai des numéros 4, 8, 9, 10, 11, 15, 16, 17, 18, 21, 22,23, 24, 25, 26,
28, 29, 30, 31, 32, 33, 36, 37, 38 et 39 pour l'essentiel, on
<EMI ID=278.1>
(4) Dans des échantillons d'essai ci-dessus mentionnés en
(3) on trouve Mn-AlC et/ou une phase cubique à face centrée qui lui est semblable dans des échantillons d'essai des numéros 4, 9, 10, 11,
16, 17, 18, 23, 24, 25, 30, 31, 32, 33, 36, 37,38 et 39 qui ont une composition contenant une quantité de carbone supérieure à (1/10 Mn 6,6)% respectivement, et on reconnaît une tendance telle que la quan-
<EMI ID=279.1>
semblable est légèrement supérieure à celle qui est présente dans les échantillons d'essai avant la déformation à chaud.
De la même façon, dans l'intervalle de composition de Mn compris entre 68,0 et 70,5 %, de C compris entre (1/10 Mn - 6,6) et
(1/3 Mn - 22,2)%, le reste étant de l'aluminium, les aimants anisotropes obtenus par déformation pla stique des alliages de cet exemple qui ont été refroidis et recuits, sont excellents du point de vue de leurs caractéristiques magnétiques comparés aux aimants anisotropes obtenus par déformation plastique des alliages recuits après le traitement
M mentionné dans l'exemple 11.
La cause de ce phénomène est inconnue et dans le cas de
<EMI ID=280.1>
se présente dans des échantillons d'essai de l'exemple 11 avant sa déformation plastique, mais on ne pourrait pas la trouver dans la phase de cet exemple.
<EMI ID=281.1>
cuit à 550[deg.]C pendant 30 à 240 minutes après avoir été extrudé comme dans l'exemple 16. Les caractéristiques magnétiques dans la direction de l'extrusion obtenues comme résultat sont représentées dans le tableau 13.
Par ailleurs, dans le cas de variation de la température
de recuit dans l'intervalle de température de 480[deg.]C à 750[deg.]C,ses caractéristiques magnétiques sont améliorées plus que juste après l'extrusion en le maintenant dans les conditions de recuit pendant un temps approprié.
TABLEAU 13
<EMI ID=282.1>
EXEMPLE 18
A partir du moulage n[deg.] 24 de l'exemple 15, on découpe des échantillons d'essai, chacun de dimensions 0 20 mm x 35 mm. Ils sont recuits à 600[deg.]C pendant 30 minutes après avoir été soumis à un refroidissement semblable à celui de l'exemple 15. Ensuite,
<EMI ID=283.1>
température de 730[deg.]C. On trouve que les caractéristique magnétiques dans la direction de l'extrusion sont :
<EMI ID=284.1>
L'autre partie est extrudée de la même façon avec un pourcentage de réduction de surface de 25 % à 730[deg.]C puis est à nouveau extrudée de telle sorte que le pourcentage de réduction de surface soit au total de 65 % à la même température.
On trouve que les caractéristiques magnétiques dans la direction d'extrusion après avoir pratiqué la deuxième extrusion sont :
<EMI ID=285.1>
On trouve que les caractéristiques magnétiques dans la direction de l'extrusion obtenues en soumettant en plus l'échantillon d'essai deux fois extrudé à un recuit à 550[deg.]C pendant 30 minutes sont :
<EMI ID=286.1>
On obtient une amélioration plus importante pour (BH)max lorsque l'on réalise l'extrusion en plus de 2 cycles par rapport
à ce que l'on obtient lorsque l'extrusion est réalisé en un seul cycle.
EXEMPLE 19
L'échantillon d'essai No. 39 de l'exemple 15 est extrudé dans les marnes conditions que dans l'exemple 18.
Après l'extrusion avec un pourcentage de réduction de surface de 65 %, les caractéristiques magnétiques dans la direction de l'extrusion et sous des angles droits par rapport à la direction de l'extrusion sont :
<EMI ID=287.1>
Les caractéristiques magnétiques obtenues après la seconde extrusion avec un pourcentage total de réduction de surface de 65 %
(l'extrusion étant réalisée de la même façon que dans l'exemple 18) à la fois dans la direction de l'extrusion et dans les directions faisant des angles droits avec la direction d'extrusion sont :
<EMI ID=288.1>
On trouve que les caractéristiques magnétiques dans la direction de l'extrusion de l'échantillon d'essai qui a été soumis à la seconde extrusion, obtenues après un recuit ultérieur à 550[deg.]C pendant 30 minutes sont :
<EMI ID=289.1>
EXEMPLE 20
On moule de la même façon que dans l'exemple 15 un échantil-
<EMI ID=290.1>
(1/5 Mn - 13,3) � 0,03 % de C par rapport à la quantité de Mn, le res-
<EMI ID=291.1>
tillon d'essai cylindrique de dimensiors � 20 mm x 35 mm. Il est soumis à un traitement d'homogénéisation et à un refroidissement comme dans l'exemple 15 et il est ensuite recuit à 600[deg.]C pendant 30 minutes.
<EMI ID=292.1>
sion de 12,5 tonnes avec un pourcentage de réduction de surface de 75 %.
Pour l'échantillon d'essai qui a subi les traitements mentionnés ci-dessus on trouve que la relation entre la quantité de Mn
et le taux d'anisotropie obtenue est tel que représenté sur la figure 7. Par conséquent, on obtient un taux d'anisotropie très élevé dans l'intervalle de Mn compris entre 68,0 et 70,5 %.
Le taux d'anisotropie obtenue, comme dans la description précédente est exprimé par le rapport de (BH)max entre la direction d'extrusion, c'est-à-dire la direction axiale de l'échantillon d'essai et la direction faisant un angle droit avec la direction de l'extrusion, c'est-à-dire la direction du diamètre de l'échantillon d'essai.
EXEMPLE 21
A partir du moulage No. 24 de l'exemple 15, on découpe un
<EMI ID=293.1>
traitement d'homogénéisation et de refroidissement semblable à celui de l'exemple 15, puis est extrudé sous une pression de 15 tonnes en utilisant une filière ayant un pourcentage de réduction de surface de
75 % à 700[deg.]C après avoir été recuit à 600[deg.]C pendant 30 minutes. On trouve que les caractéristiques magnétiques dans la direction d'extrusion de l'échantillon d'essai obtenues de cette façon sont :
<EMI ID=294.1>
EXEMPLE 22
A partir du moulage No. 10 de l'exemple 15 on découpe un échantillon d'essai de dimensions <b 20 mm x 35 mm. Il est recuit à
550[deg.]C pendant 30 minutes après l'avoir soumis au traitement d'homogénéisation et de refroidissement semblable à celui de l'exemple 15,
<EMI ID=295.1>
présente pas de fissure du tout. Dans la partie périphérique extérieure de cet échantillon d'essai, on découpe un cube de 8,8 x 8,8 x 8,8 mm. On trouve par mesure de ses caractéristiques mécaniques qu'il est un aimant isotrope avec sa direction préférentielle d'aimantation dans la direction du diamètre. Les caractéristiques magnétiques observées dans la direction préférentielle d'aimantation sont :
<EMI ID=296.1>
Par déformation plastique, on réalise en même temps une anisotropie magnétique et une transformation sous une forme prédéterminée.
EXEMPLE 23
On moule un échantillon d'essai sous forme d'une baguette
à base carrée de dimensions30 x 30 x 150 mm présentant un rapport
<EMI ID=297.1>
analyse chimique. Après l'avoir soumis à une homogénéisation à 1150[deg.]C pendant 2 heures, il est refroidi de 1000[deg.]C à 600[deg.]C à une vitesse de refroidissement de 400[deg.]C/mn, puis il est ensuite soumis à un recuit
à 600[deg.]C pendant 30 minutes. Cet échantillon d'essai est laminé par 5 cycles à une épaisseur de 10 mm sur des cylindres à cannelures de largeur de cannelures de 30 mm sans fissuration.
L'échantillon d'essai ainsi préparé devient un aimant anisotrope avec sa direction préférentielle d'aimantation dans la direction du laminage et on trouve que ses caractéristiques magnétiques dans la direction préférentielle d'aimantation sont :
<EMI ID=298.1>
EXEMPLE 24
A partir du moulage n[deg.] 16 de l'exemple 5, on découpe un
<EMI ID=299.1>
soumis à un traitement d'homogénéisation et à un refroidissement semblables à ceux de l'exemple 15, ensuite il est extrudé à 700[deg.]C sous une pression de 12,5 tonnes tout en appliquant un champ magnétique de 3000 Oe dans la direction de l'extrusion en utilisant un solénolde et il est ensuite recuit à 600[deg.]C pendant 30 minutes. L'échantillon d'essai obtenu de cette façon se transforme en un aimant anisotrope avec sa direction préférentielle d'aimantation dans la direction de l'extrusion. On trouve que les caractéristiques magnétiques dans la direction de l'extrusion sont :
<EMI ID=300.1>
EXEMPLE 25
A partir du moulage n[deg.] 10 de l'exemple 15, on découpe un échantillon d'essai de � 10 mm x 20 mm. Il est recuit à 600[deg.]C pendant 30 minutes après l'avoir soumis à un traitement d'homogénéisation et de refroidissement semblable à celui de l'exemple 15. Il est ensuite extrudé à 700[deg.]C en utilisant une filière ayant un pourcenta-
<EMI ID=301.1>
appliquée soit sur la filière ou sur le poinçon tout en pratiquant l'extrusion.
Les caractéristiques magnétiques observées dans la direction de l'extrusion lorsque l'on applique une vibration de 27 KHz sont :
<EMI ID=302.1>
EXEMPLE 26
A partir du moulage No. 16 de l'exemple 15, on découpe un échantillon d'essai de dimensions $6 10 mm x 20 mm. Il est recuit à
600[deg.]C pendant 1 heure après l'avoir soumis à un traitement d'homogénéisation et de refroidissement semblable à celui de l'exemple 15, puis il est extrudé sous vitesse élevée à 750[deg.]C en utilisant une filière ayant un pourcentage de réduction de 75 %. Lorsque la vitesse d'extrusion est de 10 m/sec, on trouve que les caractéristiques magnétiques dans la direction de l'extrusion sont :
<EMI ID=303.1>
On peut fabriquer l'échantillon d'essai sans fissure.
EXEMPLE 27
Les propriétés magnétiques des aimants habituels isotropes Mn-Al-C sont supérieures à celles des aimants Mn-Al, mais ils peuvent être usinés au tour, etc. seulement avec difficulté, leur résistance mécaniques étant à un niveau aussi bas qu'une résistance en traction de 2kg/mm<2>, un allongement de 0 et une résistance transversale de
7 kg/mm<2>.
par ailleurs, les échantillons d'essai qui ont subi les traitements respectifs de chaque mode de réalisation de la présente invention décrits dans les exemples précédents, présentent des résistances mécaniques qui sont remarquablement améliorées atteignant des niveaux tels qu'une résistance en traction de 20 à 30 kg/mm<2>, un allongement de 3 à 5 % et une résistance transversale de 30 à 40 kg/mm<2> et compte tenu de leur aptitude à l'usinage fortement améliorée, on peut réaliser des traitements d'usinage tels que le travail au tour
<EMI ID=304.1>
nière facile même lorsqu'ils sont magnétisés.
EXEMPLE 28
On fabrique par fusion et moulage un moulage en forme de baguette d'un alliage Mn-Al ayant une composition de 71,62 % de Mn et 28,38 % d'Al. A partir de ce moulage on découpe un échantillon
<EMI ID=305.1>
porté à une température de 1.000[deg.]C pendant 1 heure il est refroidi dans l'eau. L'échantillon d'essai après avoir été refroidi développe de nombreuses fissures. L'échantillon d'essai après avoir été refroidi est examiné par diffraction aux rayons X pour examiner sa structure
<EMI ID=306.1>
Cet échantillon d'essai cylindrique dans la phase[pound] est comprimé à un taux de déformation de -50 % en appliquant une contrainte de pression de 45 kg/mm<2>, à une température de 650[deg.]C dans la direction axiale du cylindre. On trouve que l'échantillon d'essai après avoir été comprimé est isotrope, et qu'il donne les caractéristiques magnétiques faibles telles que :
<EMI ID=307.1>
L'échantillon d'essai après compression est examiné par diffraction aux rayons X et montre l'existence en abondance de la pha-
<EMI ID=308.1>
d'Al, déterminée par analyse chimique, on découpe un échantillon d'essai cylindrique de � 20 mm x 35 mm. L'échantillon d'essai est refroidi dans l'eau après l'avoir porté à une température de 1000[deg.]C pendant 1 heure. On trouve que la structure de phase de l'échantillon d'essai qui a été refroidi dans l'eau est une phase unique [pound] déterminée
<EMI ID=309.1>
ensuite il est extrudé à650[deg.]C sous une pression de 16 tonnes avec un pourcentage de réduction de 64 %. On trouve que l'échantillon d'essai formé est isotrope et que ses caractéristiques magnétiques sont :
<EMI ID=310.1>
Comme le montre l'analyse par diffraction aux rayons X de l'échantillon d'essai après qu'il ait été traité, on reconnaît des quantités importantes de phase P-Mn et de phase AlMn( � ) mais on
<EMI ID=311.1>
En plus les résultats sont sensiblement les mêmes quand on modifie la composition de Al et de Mn, les conditions de traitement thermique et les conditions de traitements; il est impossible d'obtenir une caractéristique magnétique de (BH)max supérieure à 1,0 x
<EMI ID=312.1>
gile.
Comme il a été décrit ci-dessus, dans les alliages Mn-Al,
<EMI ID=313.1>
plus faible que dans les alliages Mn-Al-C contenant des quantités de carbone supérieures à sa limite de solubilité, mais la transformation provoquée par la contrainte lorsque le traitement est réalisé dans un intervalle de température supérieur à 530[deg.]C, de telle sorte qu'il est virtuellement impossible de-préserver la phase le et en plus on n'obtient pas d'anisotropie compte tenu de l'absence de l'effet de contr8le de l'orientation ce qui fait que le taux
<EMI ID=314.1>
EXEMPLE 29
On réalise une expérience semblable à celle des exemples
11, 14 et 16 avec un où des alliages Mn-Al-C-X fabriqués en ajoutant un additif ou des additifs X à de l'alliage Mn-Al-C.
On fabrique par fusion un alliage Mn-Al-C-Nb sous la forme d'un cylindre de dimensions � 20 mm x 35 mm ayant une composition
<EMI ID=315.1>
minéepar analyse chimique en choisissant Nb pour X, en moulant et en traitant thermiquement d'une manière semblable à celle de l'exemple
11. Cet alliage est déterminé par diffraction aux rayons X et micros-
<EMI ID=316.1>
Lorsque cet échantillon d'essai est comprimé à un taux de déformation de -65 % dans la direction axiale du cylindre sous une
<EMI ID=317.1>
d'essai après avoir été comprimé est identifié comme un aimant aniso-trope avec sa direction préférentielle d'aimantation dans la direction du diamètre et il présente les caractéristiques magnétiques suivantes dans cette direction :
<EMI ID=318.1>
par conséquent, on reconnaît une amélioration dans la valeur (BH)max par rapport à la caractéristique magnétique obtenue dans la même expérience avec un alliage Mn-Al-C de l'exemple 11.
Ensuite, on fond et moule un alliage Mn-Al-C-Nb cylindrique de dimensions 0 20 mm x 35 mm comprenant 69,69 % de Mn, 21,14 % d'Al, 0,72 % de C et de 0,56 % de Nb du point de vue du rapport de la composition déterminé par analyse chimique en choisissant Nb pour X, puis il est soumis à un traitement d'homogénéisation et de refroidissement de la même façon que dans l'exemple 15. Cet échantillon d'essai est recuit à 600[deg.]C pendant 30 minutes. Ensuite, lorsque l'on examine sa structure de phase par diffraction aux rayons X, on ne reconnaît pas la phase AlMn( � ) et la phase P-Mn, mais on détecte essentiellement la phase � .
Lorsque cet échantillon d'essai est extrudé à 700[deg.]C sous une pression de 15 tonnes et un pourcentage de réduction de 75 %, l'échantillon d'essai formé devient un aimant anisotrope avec sa direction préférentielle d'aimantation dans la direction de l'extrusion. On trouve que ses caractéristiques magnétiques dans la direction préférentielle d'aimantation sont :
<EMI ID=319.1>
Ceci montre une amélioration de la valeur de (BH)max par rapport au résultat avec l'échantillon d'essai No. 31 de l'exemple
16.
De même, on fabrique divers alliages Mn-Al-C-X dans les-
<EMI ID=320.1>
Ni, Ce, Nb, Co, Pb, Zn, S, Ce et Sm, sont ajoutés, seuls ou en mélange de plus de 2 d'entre eux dans des rapports pondéraux à l'intérieur de 6, avec les alliages Mn-Al-C étant comptés à 100 ayant leur composition compris dans l'intervalle :
<EMI ID=321.1>
et avec ces alliages on réalise des expériences semblables à celles des exemples 11, 14 et 16. Les résultats sont particulièrement remar-quables en ce que l'alliage Mn-AI-C (Nb+Mo) avec un rapport en poids de 2,0 % de Nb et de 0,5 % de Mo présente une amélioration d'environ 10 % de la valeur (BH)max par rapport aux résultats dans les cas des exemples 11 et 14, et également dans des alliages Mn-Al-C-X contenant les additifs B, Ti, Fe, Mo, Ge, Co, Ni et Nb seul ou en mélange de plus de deux d'entre eux, on note des améliorations des caractéristiques magnétiques.
En plus, dans des alliages Mn-Al-C-Pb avec du plomb ajouté
en rapport mondéral de 3,0 % on trouve que leurs caractéristiques magnétiques sont essentiellement équivalentes ou quelque peu inférieures à
<EMI ID=322.1>
notablement supérieure. On observe une telle tendance également
dans des alliages Mn-AI-C-Zn contenant Zn comme additif.
De même, on observe des améliorations des caractéristiques magnétiques dans des alliages Mn-Al-C-B-Ti avec un rapport pondéral de Ti de 0,2 � et de B de 0,3 %, c'est-à-dire que la valeur (BH)max est améliorée d'environ 10 % par rapport à celle de l'alliage de l'exemple 16. Et également dans des alliages Mn-Al-C-X contenant comme ad-
<EMI ID=323.1>
en pourcent pondéral inférieur à 3 par rapport à 100 d'alliage Mn-AlC, on reconnaît des caractéristiques magnétiques améliorées.
En plus, dans des alliages Mn-Al-C-Pb avec Pb ajouté dans un rapport pondéral de 2,0 %, leurs caractéristiques magnétiques sont essentiellement égales ou légèrement inférieures à celles de l'exemple
16, mais leur plasticité est notablement améliorée. On observe une telle tendance également lorsque l'on ajoute Zn, c'est-à-dire dans des alliages Mn-Al-C-Zn.
Comme on l'a éclairci à l'aide des divers exemples variés décrits ci-dessus, la plasticité anormalement élevée entre 530 et
830[deg.]C des alliages Mn-Al-C contenant 68,0 à 73,0 % de Mn (1/10 Mn 6,6)% à (1/3 Mn - 22,2)% de C le reste étant de l'aluminium,est basée
<EMI ID=324.1>
déformation plastique et plus particulièrement sur la plasticité anisotrope anormalement importante de la phase [pound] . Le phénomène de cette plasticité anormale est appelé plasticité de transformation. L'aniDtropie importante obtenue par la déformation plastique à chaud en utilisant cette plasticité de transformation résulte du glissement du plan d'atomes dans la direction proche de [001] sur chacun des plans de cristaux suivants :
<EMI ID=325.1>
<EMI ID=326.1>
de phase décrite ci-dessus comme elle est détaillée en ce qui concerne le mécanisme de déformation, de transformation et de magnétisme dans
<EMI ID=327.1>
lamellaire sur le plan 6 (0001) il est possible de donner la priorité au glissement souhaitable du plan d'atomes sur les plans de cristaux ci-dessus mentionnés, de telle sorte que le taux d'anisotropie obtenue peut être remarquablement amélioré en tirant avantage de cet
<EMI ID=328.1>
La présente invention est relative à des alliages anisotropes Mn-Al-C obtenus en soumettant les alliages ayant des compositions dans les intervalles compris entre des lignes reliant les points A, B, C et D, comme il est représenté dans le diagramme ternaire Mn-Al-C de la figure 8, c'est-à-dire l'intervalle de composition 68,0 à 73,0 � de Mn (1/10 Mn - 6,6) à (1/3 Mn-22,2)� de C, le reste étant de l'aluminium, en les soumettant à une plasticité de transformation basée sur la transformation de phase entre 530 et 830[deg.]C.
Plus particulièrement, dans l'intervalle de composition compris entre les lignes reliant les points E, F C et D comme il est représenté dans le diagramme de la figure 8, c'est-à-dire l'interval-
<EMI ID=329.1>
mation plastique à chaud, le taux d'anisotropie obtenue mentionné ci-dessus.
En plus, dans l'intervalle de composition compris entre les lignes reliant les points A, B, F, et E comme il est représenté dans le diagramme de la figure 8, c'est-à-dire l'intervalle de composition de 68,0 à 70,5 % de Mn (1/10 Mn - 6,6) à (1/3 Mn - 22,2)% de C, le reste étant de l'aluminium, on peut obtenir par déformation plastique à chaud de l'alliage contenant une phase,plus particulièrement
la phase ayant la quantité appropriée de carbone obtenus par traitement thermique, un aimant ayant un .taux d'anisotropie obtenue très élevé et présentant d'excellentes caractéristiques magnétiques.
Bien que les mécanismes concernant des polycristaux peuvent être difficilement clarifiés sur le plan quantitatif, on peut inter-prêter qualitativement les divers phénomènes décrits dans les exemples ci-dessus mentionnés par les mécanismes de déformation, de transformation et de magnétisme semblables à ceux des monocristaux. Par conséquent, compte tenu de ce que des polycristaux nécessitent généralement la déformation requise pour la rotation et le mouvement du joint de grain, en plus de la déformation anisotrope dans chaque grain cristallin, ils peuvent être déformés à un taux plus important que des monocristaux. En plus, leurs caractéristiques magnétiques sont améliorées pour un taux de déformation de 30 à 65 %, et compte tenu de ce qu'ils sont polycristallin, les taux d'anisotropie obtenue-avec ces polycris-
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cristaux, mais l'intervalle de composition, la structure de phase et l'intervalle de température de déformation nécessaires pour la réalisation du phénomène décrit ci-dessus sont confirmés comme étant réellement les faits essentiels ordinaires. Enfin, on considère que le mécanisme d'anisotropie n'est pas seulement basé sur la texture induite
par la déformation.
L'existence du carbone en excès par rapport à sa limite de solubilité et l'état de son existence sont parmi les facteurs indispensables importants pour obtenir une anisotropie remarquablement inattendue et notable telle que celle décrite ci-dessus basée sur des mécanismes de déformation, transformation et de magnétisme, et sont définitivement indiqués- par les différents exemples décrits ci-dessus.
Selon la présente invention, des résistances mécaniques des aimants anisotropes donnant des taux - très élevés d'anisotropie obtenue avec
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fois plus que celles des aimants habituels Mn-Al-C; ils présentent une résistance élevée telle qu'ils peuvent être soumis à un usinage tel
que le fraisage ordinaire; ils présentent une excellente résistance au vieillissement, une excellente résistance à la corrosion, d'excellentes caractéristiques de stabilité et d'excellentes caractéristiques de température, et par conséquent ils représentent une valeur industrielle élevée.
En plus, la présente invention peut être réalisée en appliquant non seulement l'extrusion et la compression mais également toute autre déformation plastique, comprenant, par exemple l'étirage de câble, l'étirage, le laminage, le filage, le forgeage par refoulement à filière, etc... et par conséquent, tout en ouvrant la voie à la possibilité de <EMI ID=332.1>
f ournit des aimants anisotropes avec leur direction préférentielle d'aimantation dans toutes directions arbitraires sous toute forme souhaitée.
La présente invention n'est pas limitée aux exemples de réalisation qui viennent d'être décrits, elle est au contraire susceptible de variantes et de modifications qui apparaîtront à l'homme de l'art.
REVENDICATIONS
1 - Aimant permanent anisotrope d'un alliage, caractérisé en ce qu'il comprend la composition de 68,0 % à 73,0 % en poids de Mn, du carbone en quantité comprise entre la limite de solution solide et (1/3 Mn - 22,2)%, le reste étant de l'aluminium.
2- Aimant permanent anisotrope d'un alliage, caractérisé en ce qu'il comprend la composition de 68,0 % à 73,0 % en poids de manganèse, de (1/10 Mn - 6,6)% à (1/3 Mn - 22,2)% en poids de carbone, le reste étant de l'aluminium.
3 - Aimant permanent anisotrope d'un alliage, caractérisé en ce qu'il comprend de 68,0 % à 70,5 % en poids de manganèse, de (1/10 Mn - 6,6)% à (1/3 Mn - 22,2)% en poids de carbone, le reste étant de l'aluminium.
4 - Aimant permanent anisotrope d'un alliage, caractérisé en ce qu'il comprend la composition de 68,0 % à 73,0 % en poids de manganèse de (1/10 Mn - 6,6)% à (1/3 Mn - 22,2)% en poids de carbone et le reste étant de l'aluminium,et en ce que ledit alliage contient un
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5 - Aimant permanent anisotrope d'un alliage de composition de 70,5 % à 72,5 % en poids de Mn, de (1/10 Mn - 6,6)% à (1/3 Mn -
22,2)% en poids de carbone, le reste étant de l'aluminium, caractéri-
<EMI ID=334.1>