Способ производства высокопрочного градиентного материала

Изобретение относится к металлургии, в частности к производству высокопрочных градиентных материалов, и может быть использовано в электромашиностроении. Способ производства высокопрочного градиентного сплава на основе Fe-Cr-Ni аустенитно-мартенситного класса с заданной топологией ферро- и парамагнитных областей включает выплавку сплава, перевод сплава из парамагнитного состояния в ферромагнитное путем холодной деформации, нагрев локальных зон сплава для получения в них парамагнитного аустенита. Выплавляют сплав на основе Fe-Cr-Ni с содержанием 0,06-0,09% углерода, перед холодной деформацией сплава производят горячую прокатку сплава в интервале 900-1150°C с суммарным обжатием 75-80%. Холодную деформацию осуществляют прокаткой при комнатной температуре со степенью обжатия 66-80% без промежуточных отжигов, а нагрев локальных зон, соответствующих расположению участков парамагнитного аустенита, проводят до температуры 750-850°C со скоростью 300-1000°C/мин с последующим естественным охлаждением до комнатной температуры. Материал имеет высокие значения магнитных и механических характеристик. 2 пр.

 

Изобретение относится к металлургии, в частности к производству высокопрочных сплавов с заданным сочетанием ферро- и парамагнитных областей (т.н. градиентных материалов), и может быть использовано, в частности, в электромашиностроении.

Управляя структурой и, соответственно, свойствами этих областей, регулируя их количество, размер и относительное расположение, можно повысить эксплуатационные показатели электрических машин.

Материал должен находиться одновременно в двух структурных состояниях, существенно различающихся по уровню магнитных свойств. В качестве основы таких материалов можно использовать сплавы аустенитно-мартенситного класса, в которых имеют место полиморфные α→y и y→α превращения, в результате которых формируется структура, состоящая из ферромагнитной а (мартенсит) и парамагнитной у (аустенит) структур. Между этими областями возникают зоны с плавным изменением параметров. Материалы, содержащие такие зоны, можно назвать градиентными материалами.

Известен способ единственного и необратимого формирования парамагнитных либо ферромагнитных зон путем температурного воздействия на локальные участки исходного материала [Справочник «Постоянные магниты» под ред. Пятина Ю.М. М.: Энергия, 1980 г.].

Недостатками известного способа являются неудовлетворительные магнитные параметры и механическая прочность относительно заданных величин и плохая воспроизводимость этих результатов.

Наиболее близким по технической сущности является способ производства градиентного материала из находящегося в парамагнитном состоянии сплава аустенитно-мартенситного класса, который переводят в ферромагнитное состояние холодной деформацией с обжатием не менее 65%. Локальные парамагнитные области получают путем нагрева расфокусированным лазерным лучом до температуры 1000-1200°C с последующим естественным охлаждением [Патент РФ №2400907 «Способ изготовления ротора высокооборотной электрической машины», 27.09.2010 г., авторы: Левин А.В., Либман М.П., Лившиц Э.Я. и др.].

Недостатком такого способа является то, что он не обеспечивает стабильного и гарантированного получения необходимого уровня магнитных и механических свойств градиентного материала, содержащего ферро- и парамагнитные области. Полученные по такому способу значения намагниченности насыщения часто не достигают значений 1,25-1,3 Тл, а предел текучести - 800 МПа, получаемые результаты характеризуются нестабильностью заявленным свойствам.

Задачей, на решение которой направлено изобретение, является повышение содержания ферромагнитной α-фазы градиентного материала, а следовательно, повышенных значений намагниченности насыщения ферромагнитных областей до 1.35-1,40 Тл за счет холодной пластической деформации, гарантированной фиксации в соответствующих областях, парамагнитного аустенита вплоть до комнатной температуры, повышение механической прочности (предела текучести) всех структурных областей градиентного сплава до 1000 Н/мм².

Решение указанной задачи достигается тем, что в способе производства высокопрочного градиентного материала с заданной топологией ферро- и парамагнитных областей на основе сплава аустенитно-мартенситного класса, включающем перевод сплава из парамагнитного состояния в ферромагнитное путем холодной деформации, нагрев отдельных участков холоднодеформированного сплава для получения в них парамагнитной составляющей градиентного материала, согласно изобретению используют Fe-Cr-Ni сплав с содержанием 0,06-0,09% углерода, производят его горячую прокатку в интервале 900-1150°C с суммарным обжатием 80%, затем холодную пластическую деформацию (прокатку) при комнатной температуре со степенью обжатия 66-80% без промежуточных отжигов, далее нагрев до температур 750-850°C со скоростью 300-1000°C/мин с последующим естественным охлаждением локальных зон, в которых необходимо сформировать парамагнитный аустенит.

Реализация схем получения таких структур может быть осуществлена в Fe-Cr-Ni сплавах аустенитно-мартенситного класса.

Для получения ферромагнитной составляющей градиентного материала использовали горячую и холодную прокатку литой заготовки (сутунки) исходного Fe-Cr-Ni сплава аустенитно-мартенситного класса, например, состава (%): С=0,06-0,09; Cr=16,0-16,4; Ni=7,6-7,8; Mn=0,80-0,99; Si=0,2-0,4; V=0,4; Fe - остальное

Температурный интервал горячей прокатки сплава при 1150-900°C обеспечивал при режиме с суммарным обжатием 75-80% получение полос, например, толщиной около 4 мм удовлетворительного качества поверхности.

Ключевой элемент способа - холодная пластическая деформация горячекатаной полосы, при которой происходит γ→α превращение с получением необходимого количества ферромагнитного мартенсита.

При холодной деформации сплава с содержанием углерода более 0,09% сплав существенно упрочняется. Металл таких плавок удалось деформировать при комнатной температуре лишь на 20-25%. Количество мартенсита, образующегося при такой деформации, составляет всего 45-50%, а уровень магнитных свойств - намагниченность насыщения - находится в диапазоне 0,36-0,44 Тл.

При холодной деформации сплава с углеродом ниже 0,06% сплав перестает удовлетворять требованиям по механической прочности.

Требуемая величина намагниченности насыщения (магнитной индукции) в холоднодеформированном сплаве должна составлять не менее 1,25 Тл, что достигается при количестве (доле) ферромагнитной α-фазы в материале не менее 85%.

При уменьшении степени деформации менее 66% количество (доля) ферромагнитной α-фазы падает существенно ниже 85%, а магнитные свойства уменьшаются ниже требуемых - 1,25 Тл.

Повышение степени деформации выше 80% нецелесообразно, т.к. указанная степень обжатия позволяет получать содержание ферромагнитной α-фазы 90-100%) и обеспечивает стабильное повышение намагниченности насыщения до значений в диапазоне 1,32-1,40 Тл при магнитной проницаемости (µ) не менее 100 Гс/Э.

Обратное α→γ превращение, приводящее к полному переходу мартенсита в парамагнитный аустенит с магнитной проницаемостью µ=1 Гс/Э, производят с нагревом до температур в интервале 750-850°C. Нагрев ниже 750°C не приводит к α→γ переходу и, соответственно, к образованию парамагнитного аустенита.

Нагрев выше 850°C разрушает дефектную структуру аустенита, наследуемую от деформированного мартенсита, резко снижая его механическую прочность.

Нагрев сплава в локальных областях образования парамагнитного аустенита производят со скоростью 300-1000°C/мин. Использование более низкой скорости не позволяет сохранить в образующемся аустените дефектную структуру мартенсита, что существенно снижает механическую прочность парамагнитных областей. Нагрев с более высокой скоростью снижает 100% воспроизводимость результатов по получению механической прочности материала, обеспечить которую практически невозможно на современном стандартном технологическом оборудовании.

Микроструктура сплава после холодной пластической деформации со степенью обжатия 66-80% представляет собой высокодисперсный мартенсит, который обеспечивает в ферромагнитных областях материала высокие значения предела текучести σ₀₂=1800-2000 МПа.

В результате отжига деформированного мартенсита в указанном интервале температур образующийся аустенит наследует дефектную структурумартенсита. Это приводит к образованию высокопрочного парамагнитного аустенита с пределом текучести σ₀₂=1000-1200 МПа.

Способ производства осуществляют следующим образом.

Пример 1. В 100 кг вакуумно-индукционной печи выплавляли сплав состава, %: [С]=0,06; [Cr]=16; [Ni]=7,6; [Mn]=0,99; [Si]=0,2; [V]=0,4. Металл разливали на сутунки толщиной 25 мм. Сутунки сплава подвергли горячей деформации при температуре 1150°C со скоростью 300 мм/с с суммарным обжатием 75%. Были получены горячедеформированные листы толщиной 4 мм удовлетворительного качества поверхности.

Затем осуществляли холодную прокатку листа со степенью деформации 80% без промежуточных отжигов. Данные рентгеноструктурного анализа и магнитных измерений показали, что в результате использованной обработки получено 98% ферромагнитной α-фазы, а уровень намагниченности насыщения составляет 1,4 Тл при величине магнитной проницаемости µ=110 Гс/Э. Наблюдаемая микроструктура ферромагнитной области представляет собой высокодисперсный мартенсит, что обеспечиввает значения σ₀₂=1800 МПа.

В локальных областях листа, соответствующих структуре парамагнитного аустенита, провели нагрев до температуры 850°C со скоростью 1000°C/мин. Установлено, что в термически обработанных областях происходит полный переход мартенсита в парамагнитный аустенит, который устойчив при охлаждении до комнатной температуры. При этом намагниченность насыщения равна нулю, а магнитная проницаемость - 1,0 Гс/Э.

Образовавшийся аустенит наследовал дефектную структуру мартенсита, что привело к высоким значениям предела текучести- σ₀₂=1000 МПа.

Пример 2. В 100 кг вакуумно-индукционной печи выплавляли сплав состава,%: [C]=0,09; [Cr]=17; [Ni]=7,8; [Mn]=0,8; [Si]=0,4; [V]=0,43. Металл разливали на сутунки толщиной 25 мм. Сутунки сплава подвергли горячей деформации с суммарным обжатием 80% при температуре 900°C со скоростью 300 мм/с с обжатием в 80%. Получено удовлетворительное качество поверхности горячекатаной полосы (листа) толщиной 4,2 мм.

Далее осуществляли холодную прокатку листа 4,2 мм до толщины 1,45 мм со степенью деформации 66% без промежуточных отжигов. Данные рентгеноструктурного анализа и магнитных измерений показали, что получено 90% ферромагнитной α-фазы и уровень намагниченности насыщения 1,35 Тл при величине магнитной проницаемости µ=105 Гс/Э. Наблюдаемая микроструктура ферромагнитной области является высокодисперсной и обеспечила значения σ₀₂=2000 МПа.

В локальных областях листа, соответствующих структуре парамагнитного аустенита, провели нагрев до температуры 750°С со скоростью 300°C/мин. Установлено, что произошел полный переход мартенсита в парамагнитный аустенит, который оказался устойчивым до комнатной температуры. Намагниченность насыщения парамагнитной области равна нулю, а магнитная проницаемость составляет 1,0 Гс/Э.

Образовавшийся аустенит, унаследовавший дефектную структуру мартенсита, имел высокие значения предела текучести - σ₀₂=1200 МПа.

Изобретение позволяет получать гарантированно высокие значения магнитных и механических характеристик градиентного материала, а его применение в конструкции электрических машин - повышенные значения их мощности.

Способ производства высокопрочного градиентного сплава на основе Fe-Cr-Ni аустенитно-мартенситного класса с заданной топологией ферро- и парамагнитных областей, включающий выплавку сплава, перевод сплава из парамагнитного состояния в ферромагнитное путем холодной деформации, нагрев локальных зон сплава для получения в них парамагнитного аустенита, отличающийся тем, что выплавляют сплав на основе Fe-Cr-Ni с содержанием 0,06-0,09% углерода, перед холодной деформацией производят горячую прокатку сплава в интервале 900-1150°C с суммарным обжатием 75-80%, холодную деформацию осуществляют прокаткой при комнатной температуре со степенью обжатия 66-80% без промежуточных отжигов, а нагрев локальных зон, соответствующих расположению участков парамагнитного аустенита, проводят до температуры 750-850°C со скоростью 300-1000°C/мин с последующим естественным охлаждением до комнатной температуры.