способ термомеханической обработки мартенситно-стареющих сталей

Формула изобретения

СПОСОБ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩИХ СТАЛЕЙ, включающий закалку, холодную пластическую деформацию и старение, отличающийся тем, что холодную деформацию ведут со степенью 40 - 60%, старение проводят при 545-555^oС, а затем осуществляют окончательное старение при 565 - 575^oС.

Описание изобретения к патенту

Изобретение относится к способам термомеханической обработки ферромагнитных материалов для получения полутвердых постоянных магнитов высокой прочности, используемых в производстве роторов гистерезисных двигателей (ГД).

Наиболее близким к изобретению является способ термомеханической обработки мартенситно-стареющей стали Н18К9М5Т, проводимой при следующих условиях: закалка 820^оС, холодная деформация 30%, старение 400-500^оС.

После закалки и закалки + холодная деформация, значения коэрцитивной силы составляет 27 и 20 Э, намагниченности насыщения 18300 и 18600 Гс соответственно. Однако в прототипе такие магнитные параметры достигнуты в намагничивающем поле величиной сотни эрстед.

Техническим результатом изобретения является повышение магнитных гистерезисных характеристик мартенситно-стареющих сталей для использования в качестве полутвердого магнита, например в высокоскоростных ГД.

Известные режимы термообработки, проводимые при температуре 480-800^оС, направлены на получение различных сочетаний прочности, пластичности и ударной вязкости. Упрочнение мартенситно-стареющей стали достигается в два этапа, получение мартенситной структуры (-) закалкой с 850-1000^оС и последующее старение в области температур 350-480^оС, в результате чего происходит изотропное выделение гексагональной -фазы Ni₃Ti.

Для сплава ВКС-210 (Н18К9М5Т) максимум прочностных характеристик достигается в диапазоне температур 420-480^оС, его магнитные свойства при этом оказываются весьма низкими.

Повышение магнитных свойств в предлагаемом способе достигается индуцированием (наведением) плоскостной магнитной текстуры, формирование которой происходит в три этапа:

оптимизация как степени, так и схемы деформации мартенситной структуры перекрестной прокатной с суммарным обжатием 40-60%. При этом плоскость 110 располагается параллельно плоскости прокатки, что способствует благоприятной ориентации, о оси легкого намагничивания (ОЛН) в кристаллографической решетке;

последующее за холодной деформацией дисперсионное твердение в режиме перестаривания при температуре 550^оС приводит к анизотропному распаду твердого раствора с выделением частиц вдоль ОЛН с образованием плоскостной магнитной текстуры, отвечающей за повышение остаточной намагниченности и прямоугольности кривой размагничивания;

частичная аустенизация при 570^оС, при которой происходит дальнейшее укрупнение частиц и повышение коэрцитивной силы сплава.

Предлагаемый способ реализован следующим образом.

Горячая прокатка заготовок в валках диаметром 60 мм до толщины, обеспечивающей необходимую степень деформации при холодной прокатке.

Закалка сутунок с температурой 1000^оС в воду комнатной температуры. Для уменьшения степени окисления и возможного роста зерна выдержка в печи регламентируется только временем нагрева заготовки до заданной температуры.

Снятие окисного слоя путем плоской шлифовки на шлифовальном станке. Исходная толщина сутунок перед холодной прокаткой 1,2-1,8 мм.

Холодная прокатка на четырехвалковом стане с диаметром рабочих валков 40 мм. Схема прокатки: перекрестная, плоскопараллельная многоходовая деформация с величиной обжатия каждого прохода 0,01-0,02 мм до толщины 0,7 мм.

Старение (550^оС) и частичная аустенизация (570^оС) в муфельной электропечи на воздухе. Температурный режим обеспечивается высокоточным регулятором температуры ВРТ-3 с точностью регулировки 0,5^оС.

На чертеже приведены кривые намагничивания и размагничивания образцов прототипа и заявляемого решения в идентичных условиях, где

1,0 - кривая намагничивания образца после обработки по предлагаемому способу;

закалка 1000^о + холодная деформация, 40% + старение, 550-570^оС;

1.1 - кривая размагничивания на частном цикле гистерезиса в поле Н_м-40Э;

1.2 - кривая размагничивания из состояния магнитного насыщения;

2.0 - кривая намагничивания образца, обработанного по режиму прототипа: закалка, 850^оС + холодная деформация, 50% + старение, 500^оС;

2.1 - кривая размагничивания на частном цикле гистерезиса в поле Н_м-40Э;

2.2 - кривая размагничивания из состояния магнитного насыщения.

В таблице приведены сравнительные результаты измерений магнитных характеристик после обработки по предлагаемому режиму и режиму прототипа, измерения проведены в поле Н_м-40Э.

Из чертежа и таблицы видно, что значения коэрцитивной силы Н_с образцов, обработанных по предлагаемому режиму, выше значений прототипа в 3 раза, значения остаточной намагниченности Br - в 3,4 раза, прямоугольности кривой размагничивания В/В_м - в 1,6 раза, Н_с/Н_м - в 3 раза при сохранении высоких прочностных характеристик и некотором увеличении пластичности.

Таким образом, последовательное проведение технологических приемов, предлагаемых в заявляемом решении, позволяет достичь высокого уровня магнитных свойств - повышения Н_с и Br в 3 раза, В_м - в 2 раза, что позволяет использовать материал в качестве полутвердого магнита, при минимальном снижении прочностных свойств _B и _0,2 на 10%. При этом также улучшается пластичность сплавов (относительное удлинение увеличилось на 20%, относительное сужение - на 30%) - важный фактор для роторов, выполненных в форме диска.

Изготовленные по заявляемому способу роторные диски ГД, применяемые в качестве электроприводов спецоборудования, в количестве 20 штук были испытаны на скоростях вращения 100000-120000 об/мин. Мощность на валу такого двигателя оказалась в среднем на 35% выше, чем у серийного двигателя с диском из стали 70С2ХА. Запас прочности у дисков из сплава ВКС-210 по сравнению со сталью 70С2ХА составляет 40%, что позволяет повысить скорость вращения ротора на 25-30%.