RU2513507C1 - Способ производства высокопрочного градиентного материала - Google Patents
Способ производства высокопрочного градиентного материала Download PDFInfo
- Publication number
- RU2513507C1 RU2513507C1 RU2013109761/02A RU2013109761A RU2513507C1 RU 2513507 C1 RU2513507 C1 RU 2513507C1 RU 2013109761/02 A RU2013109761/02 A RU 2013109761/02A RU 2013109761 A RU2013109761 A RU 2013109761A RU 2513507 C1 RU2513507 C1 RU 2513507C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- paramagnetic
- austenite
- room temperature
- cold deformation
- Prior art date
Links
Abstract
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.
Description
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.
Claims (1)
- 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.
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
RU2013109761/02A RU2513507C1 (ru) | 2013-03-05 | 2013-03-05 | Способ производства высокопрочного градиентного материала |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
RU2013109761/02A RU2513507C1 (ru) | 2013-03-05 | 2013-03-05 | Способ производства высокопрочного градиентного материала |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2513507C1 true RU2513507C1 (ru) | 2014-04-20 |
Family
ID=50480922
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2013109761/02A RU2513507C1 (ru) | 2013-03-05 | 2013-03-05 | Способ производства высокопрочного градиентного материала |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
RU (1) | RU2513507C1 (ru) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US20170350356A1 (en) * | 2014-12-22 | 2017-12-07 | Robert Bosch Gmbh | Injector for injecting a fluid, use of an injector and method for manufacturing an injector |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2400907C1 (ru) * | 2009-06-23 | 2010-09-27 | Александр Владимирович Левин | Способ изготовления ротора высокооборотной электрической машины |
WO2011113404A1 (de) * | 2010-03-16 | 2011-09-22 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zur herstellung von werkstücken aus leichtbaustahl mit über die wanddicke einstellbaren werkstoffeigenschaften |
RU2456366C2 (ru) * | 2007-03-30 | 2012-07-20 | Арселормитталь - Стейнлесс Энд Никель Эллойз | Аустенитный железо-никелево-хромово-медный сплав |
-
2013
- 2013-03-05 RU RU2013109761/02A patent/RU2513507C1/ru not_active IP Right Cessation
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2456366C2 (ru) * | 2007-03-30 | 2012-07-20 | Арселормитталь - Стейнлесс Энд Никель Эллойз | Аустенитный железо-никелево-хромово-медный сплав |
RU2400907C1 (ru) * | 2009-06-23 | 2010-09-27 | Александр Владимирович Левин | Способ изготовления ротора высокооборотной электрической машины |
WO2011113404A1 (de) * | 2010-03-16 | 2011-09-22 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zur herstellung von werkstücken aus leichtbaustahl mit über die wanddicke einstellbaren werkstoffeigenschaften |
Non-Patent Citations (1)
Title |
---|
КОВАЛЕНКО В.В.,Градиентные структурно-фазовые состояния в сталях: способы формирования, масштабы реализации, закономерности, Автореферат диссертации, 2012, Барнаул * |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US20170350356A1 (en) * | 2014-12-22 | 2017-12-07 | Robert Bosch Gmbh | Injector for injecting a fluid, use of an injector and method for manufacturing an injector |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
TWI592503B (zh) | 無方向性電磁鋼板的製造方法 | |
EP3399061B1 (en) | Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet | |
RU2692138C1 (ru) | Способ изготовления нетекстурированного листа из электротехнической стали | |
KR101591222B1 (ko) | 무방향성 전기 강판의 제조 방법 | |
CN106086701B (zh) | 一种高强度马氏体沉淀硬化型不锈钢材料及其制备方法 | |
KR102103856B1 (ko) | 무방향성 전자 강판의 제조 방법 | |
KR101737871B1 (ko) | 방향성 전자 강판의 제조 방법 | |
CN104937118A (zh) | 磁特性优异的半工艺无取向性电磁钢板的制造方法 | |
CN107245646B (zh) | 一种板面周向高磁感低铁损无取向硅钢的制备方法 | |
KR101390612B1 (ko) | 고탄소 열연 강판의 제조 방법 | |
WO2014017591A1 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
BR112018009722B1 (pt) | Método para produção de uma chapa de aço elétrica não orientada | |
CN105950992A (zh) | 一种采用一次冷轧法制造的晶粒取向纯铁及方法 | |
TW201710524A (zh) | 磁特性優異之無方向性電磁鋼板之製造方法 | |
JP2020524222A (ja) | 低応力感受性を備えた鉄基アモルファス合金及びその製造方法 | |
CN105714192A (zh) | 电磁特性优异的软磁钢材、软磁钢部件及其制造方法 | |
JP2020534439A (ja) | インラインでTi微量合金化熱間圧延高強度鋼の析出強化効果を向上させる生産方法 | |
CN104136636B (zh) | 用于制备具有高水平冷轧收缩率的晶粒取向的磁性片材的方法 | |
RU2513507C1 (ru) | Способ производства высокопрочного градиентного материала | |
JP6523458B2 (ja) | 磁気的性質に優れた高ケイ素鋼板およびその製造方法 | |
CN110373523B (zh) | 一种90公斤级焊丝用钢热处理软化方法 | |
TWI635188B (zh) | 無方向性電磁鋼片及其製造方法 | |
JP2009197299A (ja) | 高珪素鋼板の製造方法 | |
TW201414852A (zh) | 集合組織優化之無方向性電磁鋼片及其製造方法 | |
CN104438328B (zh) | 一种提高无取向硅钢磁性能的热轧方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20160306 |