Способ изготовления постоянных магнитов из сплавов системы железо-хром-кобальт

 

Изобретение относится к металлургии, а именно к производству постоянных магнитов из сплавов системы железо-хром-кобальт методами обработки давлением в сочетании с термической обработкой, и может быть использовано для изготовления магнитов с сочетанием магнитных и высоких механических свойств. Техническим результатом изобретения является получение магнитов, в том числе крупногабаритных, с заданным комплексом магнитных и механических свойств, а также различной формы. Технический результат достигается посредством деформации заготовки в двухфазной или трехфазной области, ее последующей термообработки на α твердый раствор и окончательной термообработки для получения магнитных свойств, при этом деформацию проводят в условиях снижения температуры заготовки, со степенью ε и скоростью обеспечивающими протекание динамической рекристаллизации с выделением фаз γ или γ+σ в глобулярном виде и/или близком к глобулярному виду и уменьшением размера зерен α фазы за счет динамической рекристаллизации и фазовых превращений, при этом последующую термообработку на α твердый раствор осуществляют посредством нагрева заготовки не выше температуры, соответствующей верхней границе двухфазной области, и не ниже температуры Т*, где Т* - температура после регламентированного охлаждения, с которой γ или γ+σ фазы имеют вид мелкодисперсных выделений на границах α зерен при их объемной доле, обеспечивающей после термообработки для получения магнитных свойств требования эксплуатации. 37 з.п. ф-лы, 2 табл., 15 ил.

Изобретение относится к металлургии, а именно к области производства постоянных магнитов из сплавов системы железо-хром-кобальт методами обработки давлением в сочетании с термической обработкой, и может быть использовано для изготовления магнитов с сочетанием магнитных и высоких механических свойств.

Магниты из сплавов системы железо-хром-кобальт отличаются достаточно высокими магнитными характеристиками, коррозионной стойкостью, в сочетании с относительно низкой стоимостью и достаточно высокой технологичностью по сравнению с используемыми в настоящее время материалами для постоянных магнитов типа ЮНДК, бариевых ферритов и сплавов на основе РЗМ. В частности, магниты из бариевых ферритов и сплавов на основе РЗМ, получаемые по порошковой технологии и наиболее широко распространенные в настоящее время, обладают высокой коэрцитивной силой, однако обрабатываются только шлифовкой и имеют нулевую пластичность. Сплавы типа ЮНДК, получаемые литьем, также обрабатываются лишь шлифовкой и имеют низкие механические свойства. Кроме того, необходимо повторить, перечисленные магниты являются дорогостоящими.

Высококоэрцитивное состояние в сплавах системы Fe-Cr-Co получают в результате распада метастабильного α твердого раствора за счет применения специальной термомагнитной обработки. Как правило, магниты из этих сплавов, получают литьем, которое характеризуется наличием в структуре сегрегаций по границам зерен, ликвации по химическому составу следствием, чего является неравномерность спинодального распада α твердого раствора, что, в свою очередь, приводит к снижению уровня и неоднородности магнитных свойств, а также обуславливает низкий уровень механических свойств.

Сейчас промышленность выдвигает высокие требования не только к магнитным, но и к механическим свойствам постоянных магнитов. Для ряда ответственных крупногабаритных деталей, типа роторов электродвигателей, в частности, предел прочности должен быть не менее 800 МПа. В связи с этим предпринимаются попытки оптимизации химического состава магнитов и режима термомагнитной обработки с целью повышения уровня магнитных свойств. Учитывая, что сплавы на основе Fe-Cr-Co относятся к классу деформируемых материалов для постоянных магнитов, одним из путей повышения механических свойств является холодная и горячая деформация. Однако необходимо отметить, что сплавы системы Fe-Cr-Co являются труднодеформируемыми материалами. В зависимости от химического состава в интервале температур 800-1200^oС эти сплавы имеют различный фазовый состав, что обуславливает их разную деформационную способность. В указанном интервале температур низколегированные сплавы обладают некоторой пластичностью, поскольку находятся в состоянии α твердого раствора. В этом же температурном интервале высоколегированные сплавы обладают весьма низкой деформационной способностью, поскольку появляется охрупчивающая σ фаза.

Кроме того, различные методы обработки магнитов давлением имеют ограничения по размерам заготовок. Это связано, прежде всего, с тем, что деформации подвергаются исходные литые заготовки, которые имеют крупнокристаллическую дендритную структуру с размером зерен более 1 мм и ярко выраженную кристаллографическую и металлографическую текстуру. Поэтому с увеличением диаметра слитка, приводящим к еще более грубой неоднородной структуре, существенно снижается технологическая пластичность. Соответственно повышение комплекса эксплутационных характеристик путем холодной и горячей деформации значительно затрудняется.

Повышение технологической пластичности магнитных сплавов может быть достигнуто за счет получения мелкозернистой структуры с размером зерен порядка 10 мкм. Получение такой структуры позволяет повысить деформируемость при обработке давлением.

Известный способ изготовления магнитов из сплавов системы железо-хром-кобальт [1], включает выплавку, разливку в слитки, гомогенизацию, деформирование осадкой при высокой температуре, охлаждение в воде, деформирование осадкой при комнатной температуре, формообразование магнита при температурах 900-950^oС в интервале скоростей деформации 10^-2-10^-4 с^-1, закалку при 1300^oС, термомагнитную обработку и ступенчатый отпуск.

Указанный способ позволяет поднять деформационную способность сплава при высоких температурах, а следовательно, позволяет получать магниты сложной формы с высокой однородностью магнитных свойств по сечению магнитов из-за получения мелкого зерна в заготовке. Вместе с тем, способ мало технологичен, поскольку включает ряд сложных технологических операций, таких как изотермическое деформирование в интервале температур 1000-1300^oС, где низка стойкость штамповой оснастки и при малых скоростях деформации штамповка нецелесообразна, а также осадку при комнатной температуре, когда технологическая пластичность материала ограничена. Это ограничение не позволяет получать указанным способом крупногабаритные заготовки, поскольку, как указывалось выше, для крупногабаритных слитков характерна высокая степень неоднородности структуры и деформация при комнатной температуре становится невозможной. Но если заготовки имеют малые габариты, то на первой стадии деформации - осадка при высокой температуре - они хорошо прорабатываются и на следующей стадии деформации - осадки при комнатной температуре - в них создается равномерный "наклеп", позволяющий при последующем нагреве под деформацию получить достаточно мелкозернистую структуру за счет протекания статической рекристаллизации. В данном способе мелкозернистая структура используется лишь для формообразования и при последующей термообработке при 1300^oС полностью теряется, что не позволяет использовать возможность улучшения механических свойств за счет мелкозернистой структуры, хотя некоторое повышение предела прочности имеет место. Последнее не исчерпывает проблемы повышения механических свойств.

Известен также способ изготовления постоянных магнитов системы железо-хром-кобальт [2] , включающий получение слитка, его горячую деформацию при нагреве до 1150-1250^oС с охлаждением в ходе деформации до 950^oС и степенью деформации 80-95^o, термообработка на α твердый раствор (около 1300^oС), изотермический отжиг или регулируемое охлаждение в магнитном поле и, затем, ступенчатый отпуск [2]. Этот способ более технологичен и позволяет получать крупногабаритные заготовки, но полученные магниты обладают недостаточным уровнем механических свойств. Указанный интервал температур деформации выбирают с позиций обеспечения максимальной технологической пластичности материала при формообразовании магнитов. Однако деформация в области максимальной пластичности не позволяет существенно измельчать структуру материала, так как для формирования такой структуры в процессе деформации необходимо протекание динамической рекристаллизации, которая, в свою очередь, реализуется только в определенных температурно-скоростных условиях и после накопления определенной степени деформации. В указанном способе скорость деформации никак не регламентируется, а используемая в способе величина деформации недостаточна для измельчения структуры за счет развития динамической рекристаллизации во всем объеме.

Таким образом, исходя из опубликованных в технической и патентной литературе данных, получение крупногабаритных магнитов из сплавов системы железо-хром-кобальт с высоким комплексом магнитных и механических свойств представляет реальную технологическую проблему.

Задачей изобретения является создание способа изготовления постоянных магнитов из сплавов системы железо-хром-кобальт, позволяющего получить магниты, в том числе крупногабаритные, с заданным комплексом магнитных и механических свойств. Дополнительной задачей является получение магнитов различной формы.

Поставленная задача решается способом изготовления постоянных магнитов из сплавов системы железо-хром-кобальт посредством деформации заготовки в двухфазной или трехфазной области, ее последующей термообработки на α твердый раствор и окончательной термообработки для получения магнитных свойств, отличающийся тем, что, деформацию проводят в условиях снижения температуры заготовки, со степенью ε и скоростью , обеспечивающими протекание динамической рекристаллизации с выделением фаз γ или γ+σ в глобулярном виде и/или близком к глобулярному виду и уменьшением размера зерен α фазы, за счет динамической рекристаллизации и фазовых превращений, при этом последующую термообработку на α твердый раствор осуществляют посредством нагрева заготовки не выше температуры, соответствующей верхней границе двухфазной области, и не ниже температуры Т*, где Т* - температура после регламентированного охлаждения, с которой γ или γ+σ фазы имеют вид мелкодисперсных выделений на границах α зерен при их объемной доле, обеспечивающей после термообработки для получения магнитных свойств требования эксплуатации.

Поставленная задача решается также, если: - исходные литые заготовки нагревают до температуры α области и подвергают предварительной деформации по схеме осадки со степенью не менее 50% и не более степени ε^*, где ε^* - степень, обеспечивающая устойчивость заготовки при последующей деформации; - предварительную деформацию проводят в условиях постепенного снижения температуры до температуры двухфазной области; - температуру нагрева заготовки под предварительную деформацию выбирают выше температуры полиморфного превращения на 30...100^oС; - нагрев под деформацию проводят со скоростью 3-7^oС/мин в зависимости от габаритов заготовки и сопровождают выдержкой в течение времени не менее требуемого для полного прогрева заготовки, а именно для более крупной заготовки из указанного интервала выбирают меньшую скорость нагрева, причем прогрев проводят исходя из условия - для прогрева 1 мм сечения необходимо время не менее 1 минуты; - деформацию в двухфазной или трехфазной области осуществляют в интервале скоростей с^-1; - деформацию проводят с переменной скоростью, начиная с большей, переходя затем к меньшей; - деформацию осуществляют до достижения суммарной степени деформации e не менее 1,5; - деформацию проводят в условиях плавного снижения температуры со скоростью 10^oС/мин; - деформацию проводят в условиях ступенчатого снижения температуры на 50... 100-150^oС;
- при деформации крупногабаритной заготовки в процессе снижения температуры осуществляют промежуточный подогрев для выравнивания температуры заготовки;
- деформацию проводят в условиях снижения температуры заготовки до температуры инструмента;
- инструмент нагревают до температуры, обеспечивающей в зависимости от химического состава материала заготовки равное количество α и γ или γ и σ фаз в структуре;
- инструмент нагревают до температуры не ниже температуры технологической пластичности материала;
- при особых схемах нагруження, близких к всестороннему сжатию, инструмент нагревают до температуры ниже температуры технологической пластичности, но не ниже температуры динамической рекристаллизации;
- осуществляют дополнительную деформацию заготовки в условиях снижения ее температуры вместе с инструментом, но не ниже температуры динамической рекристаллизации;
- осуществляют повторный цикл дополнительной деформации, при этом заготовку и инструмент нагревают до начальной температуры инструмента;
- деформацию осуществляют за несколько переходов;
- деформацию на переходах осуществляют со сменой оси деформации;
- деформацию осуществляют со сменой осей деформации на 90^o после каждого перехода;
- деформацию на последних переходах совмещают с формообразованием заготовки;
- деформацию заготовки осуществляют посредством осадки со степенью не менее 50%;
- деформацию осуществляют за несколько переходов со сменой оси деформации;
- деформацию на переходах осуществляют со сменой осей деформации не более чем на 45^o;
- смену осей деформации осуществляют с уменьшающимся углом;
- деформацию совмещают с формообразованием заготовки;
- исходные литые заготовки перед нагревом под деформацию подвергают ультразвуковому контролю;
- после деформации проводят ультразвуковой контроль заготовки;
- при термообработке на α твердый раствор заготовку нагревают со скоростью 3-7^oС/мин в зависимости от габаритов заготовки до температуры, лежащей в интервале Т...Т-20^oС, где Т - верхняя граница двухфазной области;
- при термообработке на α твердый раствор, температуру нагрева подбирают на образцах-свидетелях по результатам металлографического анализа таким образом, чтобы объемная доля вторых фаз после термообработки не превышала 3%;
- при обработке крупногабаритных заготовок охлаждение с температуры нагрева осуществляют в масле;
- при обработке мелкогабаритных заготовок охлаждение с температуры нагрева осуществляют в воде;
- при окончательной термообработке для получения магнитных свойств температуру выдержки при изотермической термомагнитной обработке Т_итмо выбирают в зависимости от содержания хрома в сплаве, а именно, чем выше содержание хрома, тем ниже температура термомагнитной обработки;
- при окончательной термообработке для получения магнитных свойств заготовку нагревают до Т_итмо и осуществляют выдержку не менее часа в магнитном поле, после чего проводят отпуск в виде ступенчатого охлаждения, причем время выдержки и конечную температуру при отпуске выбирают в зависимости от необходимого сочетания магнитных и механических свойств;
- термообработку на магнитные свойства проводят в виде охлаждения в магнитном поле с регулируемой скоростью, обеспечивающей плавное охлаждение, после чего проводят ступенчатый отпуск;
- для контроля механических свойств проводят механические испытания на растяжение при комнатной температуре на образцах-свидетелях, стандартного размера, вырезанных после деформации из заготовки и прошедших идентичную обработку на магнитные свойства;
- в качестве исходной берут заготовку, в материал которой при литье вводят дисперсные частицы окислов переходных металлов в количестве до 1,5 вес.%;
- в качестве исходной берут заготовку, в материал которой при литье вводят дисперсные частицы окиси ванадия в количестве до 1,5 вес.%.

Поставленная задача достигается при взаимосвязанном использовании всей совокупности существенных признаков заявляемого объекта:
Заданный комплекс магнитных и механических свойств достигается при сочетании режимов термообработки на α твердый раствор и деформационной обработки. Режимы деформационной обработки обеспечивают формирование однородной мелкозернистой структуры сплава за счет сочетания двух физических процессов - динамической рекристаллизации и фазовых превращений. Величину скорости и степени деформации необходимые для протекания динамической рекристаллизации выбирают на образцах или по известным зависимостям, типичным для различных материалов, включая труднодеформируемые сплавы, причем скорость деформации, как правило, определяется напряжением течения. Если деформацию проводить в однофазной α области динамическая рекристаллизация развиваться не будет, поскольку α фаза имеет высокое значение энергии дефекта упаковки, следствием чего является высокая скорость возврата, что не позволяет получить мелкозернистую структуру даже при высоких скоростях деформации. В связи с этим, деформации осуществляют в двухфазной (α+γ) или трехфазной (α+γ+σ) областях, так как γ и σ фазы обладают низкой величиной энергии дефекта упаковки, что приводит к преобладанию процессов накопления дефектов структуры по сравнению с процессами возврата и создает условия для развития динамической рекристаллизации. Вместе с тем, деформацию проводят в условиях снижения температуры. Снижение температуры деформации на установившейся стадии динамической рекристаллизации приводит к уменьшению размера зерен. Деформация в двух- или многофазных областях в условиях снижения температуры сопровождается, кроме динамической рекристаллизации, фазовым превращением α→γ и α→γ+σ. Если фазовое превращение происходит без применения деформации, то вторая фаза выделяется в виде грубых пластин связанных определенными ориентационными соотношениями с α матрицей, причем такая структура обладает низкой деформационной способностью и невысоким уровнем механических свойств. Кроме того, в сплавах с повышенным содержанием Сr и Со при температурах ниже 1050^oС выделяется охрупчивающая σ фаза. Применение деформации приводит за счет сочетания динамической рекристаллизации и фазового превращения как к уменьшению размера зерен α фазы, так и к дроблению и глобуляризации выделяющихся в виде пластин фаз. Последние два процесса объединены в заявленном решении под термином "выделение вторых фаз в глобулярном или близком к глобулярному виде". Полученная при такой деформационной обработке двухфазная или трехфазная структура является микродуплексной, для которой характерны не только малый размер зерен, но и высокая степень однородности заготовок по химическому составу, что, в свою очередь, после термообработки на α твердый раствор и термообработки на магнитные свойства обеспечивает не только высокие механические свойства, но и однородность магнитных характеристик за счет равномерности спинодального распада.

В процессе нагрева для термообработки на α твердый раствор размер зерен увеличивается. Однако этот рост сдерживается за счет сохранения некоторой доли вторых фаз при температурах ниже верхней границы двухфазной области. В результате при температурах термообработки, включая верхнюю границу двухфазной области размер зерен остается меньше, чем в недеформированной заготовке. С учетом этого в заявляемом решении минимальный размер зерен не регламентируется, поэтому нижний предел интервала температур при деформации не оговорен. Важно принципиальное уменьшение размера α зерен и выделение γ и γ+σ фаз в глобулярном виде, а также однородность структуры.

Температура термообработки не должна быть ниже Т* - температуры, при которой вторые фазы имеют вид только мелкодисперсных выделений на границах зерен. Такими они должны оставаться и после охлаждения, поэтому охлаждение должно проводиться с регламентированной скоростью. Как правило, мелкие заготовки охлаждают в воде, в случае крупногабаритных заготовок охлаждение проводят в масле, а тонкие заготовки допускается охлаждать на воздухе. Экспериментально было показано, что незначительное количество вторых фаз не ухудшает магнитные свойства, но при этом, как было сказано выше, сдерживает рост зерен α фазы, за счет чего становится возможным повышение механических свойств. Уменьшение температуры термообработки на α твердый раствор ниже Т* приводит к тому, что объемная доля немагнитных γ или γ+σ фаз становится больше, и магнитные свойства после термомагнитной обработки и отпуска оказываются ниже требуемых или вовсе отсутствуют. Необходимо отметить, что в известных решениях термообработку на α твердый раствор осуществляют при температурах выше верхней границы двухфазной области, чтобы получить однофазную структуру, которая после термомагнитной обработки и отпуска обеспечивает высокий уровень магнитных свойств, но за счет значительного роста зерен α фазы не обеспечивает требуемых механических свойств.

Необходимо также отметить, что получить однородную мелкозернистую структуру с высоким уровнем механических свойств термообработкой без деформации в этих сплавах не удается, поскольку при отжиге в интервале температур двухфазной области образца, предварительно закаленного из однофазной α области, вторая фаза γ выделяется в виде пластин и реек (по сдвиговому механизму) внутри исходных α зерен (фиг.4). Такое превращение полностью обратимо, и при последующем нагреве даже в интервале температур чуть ниже верхней границы двухфазной области (термообработка на α твердый раствор) происходит обратное превращение - пластины γ фазы внутри исходных α зерен растворяются и структура становится идентична исходной, т.е. уменьшения размера α зерен не происходит, тогда как после деформации в результате развития динамической рекристаллизации формируется микродуплексная структура с глобулярными зернами α и γ фаз размером, например, порядка 5 мкм, в которой при нагреве при температуре не выше верхней границы двухфазной области зерна γ фазы препятствуют росту зерен α фазы. В сплавах с повышенным содержанием хрома и кобальта наряду с α→γ превращением происходит эвтектоидное превращение α→σ+γ, однако и в этом случае использование лишь термообработки в двух- и трехфазных областях без деформации не позволяет уменьшить размер зерен при последующей обработке на α твердый раствор, в то время как размер зерен после деформации в γ+σ области не превышает, в частности, 3 мкм и при последующей термообработке на α твердый раствор при температуре не выше верхней границы двухфазной области размер зерен составляет, в частности, не более 20 мкм.

Размер зерен в заготовках при последующей термомагнитной обработке и отпуске не увеличивается, поскольку эти температуры значительно ниже температуры термообработки на α твердый раствор.

Таким образом, сочетание деформации в двух- или трехфазной области, позволяющей получить однородную мелкозернистую структуру, и термообработки на α твердый раствор при температуре не выше температуры полиморфного превращения, не вызывающей значительный рост α зерен за счет сдерживания его глобуляризированными выделениями вторых фаз, позволяет получить заданный комплекс механических и магнитных свойств.

Сущность изобретения дополнительно развивается и уточняется при использовании следующих приемов.

- Если способ изготовления постоянных магнитов предусматривает использование исходной литой заготовки, имеющей грубую дендритную структуру, осуществляют нагрев и деформацию в α области, что обеспечивает формирование однородной по составу структуры с равномерным распределением центров для развития динамической рекристаллизации в двухфазной или трехфазной областях, причем при деформации осадкой со степенью ε=50% заготовка на следующем переходе, осуществляемом осадкой с поворотом оси, остается устойчивой. Кроме того, такая степень деформации легко достигается в однофазной области при использовании штампового инструмента, нагретого до двухфазной области при достаточно высоких скоростях деформации, которые могут быть использованы в этих условиях.

- Плавное снижение температуры из однофазной области в двухфазную при деформации позволяет не только обеспечить необходимую для прохождения динамической рекристаллизации степень деформации во вновь сформировавшейся структуре, но и поднять однородность деформации и избежать трещинообразования.

- Для предварительно продеформированной заготовки, нагрев обеспечивает снятие внутренних напряжений, что, в свою очередь, обеспечивает набор необходимой степени деформации для развития динамической рекристаллизации без нарушения целостности заготовки.

- Выбранный для нагрева заготовок в α области интервал температур является оптимальным для обеспечения однородности деформации и накопления, необходимых для развития динамической рекристаллизации центров в литой заготовке и снятия внутренних напряжений в предварительно деформированной. Использование заготовок из более качественных отливок позволяет снизить температуру нагрева под деформацию в указанном интервале и, следовательно, поднять производительность и уменьшить износ штампового инструмента.

- Основной причиной трещинообразования, особенно крупногабаритных заготовок, при нагреве и на начальных стадиях деформации является неравномерность прогрева, когда наружные слои имеют более высокую температуру и, расширяясь, создают растягивающие напряжения в центральной непрогретой и, следовательно, непластичной части заготовки. Поэтому прогрев исходных литых заготовок рекомендуется проводить, постепенно повышая температуру в печи, причем продолжительность прогрева определяется габаритами заготовки и качеством литья.

- Экспериментально установлено, что оптимальными являются скорости деформации в интервале с^-1. Для сплавов с повышенным содержание Сr и Со в интервале температур, где выделяется интерметаллидная охрупчивающая σ фаза, скорость деформации берется наименьшей из рекомендуемого интервала - 10^-4 с^-1, что позволяет увеличить технологическую пластичность и повысить однородность деформации.

- На первых переходах, когда заготовка имеет высокую температуру и процессы возврата активизированы, рекомендуется деформацию проводить с более высокой скоростью, что позволяет за счет подавления возврата накопить достаточную степень деформации для начала динамической рекристаллизации, а на последующих переходах понизить скорость деформации, причем скорость деформации выбирается для каждого сплава в зависимости от химического состава и качества литья.

- Увеличение степени деформации приводит к повышению однородности и уменьшению размера зерен в структуре сформировавшейся в результате деформации. Суммарную степень деформации заготовки подбирают в зависимости от требуемого уровня механических свойств, от качества и габаритов исходной отливки. Оптимальной является определенная экспериментально степень деформации e=2,5, а минимальной - e=1,5. При этом для определения степени деформации использовали величину истинной степени деформации e, что позволило рассчитывать суммарную степень деформации при использовании в одном технологическом процессе различных приемов деформации, например осадки и протяжки.

- При деформации крупногабаритных заготовок плавное снижение температуры является наиболее оптимальным, поскольку в этих условиях возможность трещинообразования, связанного с неоднородностью прогрева, сводится к минимуму.

- При деформации партии мелкогабаритных заготовок ступенчатое снижение температуры позволяет поднять производительность за счет последовательной деформации партии магнитов при различных температурах.

- Как показывает опыт, деформация крупногабаритных заготовок - процесс длительный (для получении одинаковой степени деформации требует большего времени, чем малогабаритные заготовки) и поверхностные слои в таких заготовках остывают значительно быстрее внутренних, поэтому возникающий градиент температур, особенно на первых переходах, на которых необходимо получить достаточную для начала динамической рекристаллизации степень деформации, может приводить к трещинообразованию на поверхности заготовок. В связи с этим при деформации крупногабаритных заготовок проводят дополнительный нагрев для выравнивания температуры в заготовке.

- Для повышения производительности и облегчения контроля за протеканием деформации в условиях динамической рекристаллизации и фазового превращения деформацию проводят в условиях снижения температуры до температуры инструмента.

- Температура нагрева штампового инструмента выбирается таким образом, чтобы в заготовке после деформации сформировалась структура, состоящая из равного количества α и γ или γ и σ фаз, поскольку такая структура - структура типа "микродуплекс" - обладает наименьшим размером зерен.

- При использовании обычных схем деформации, таких как осадка на плоских бойках, инструмент целесообразно нагревать до температуры не ниже температуры технологической пластичности.

- При использовании схем, близких к всестороннему сжатию, инструмент может быть нагрет до температуры ниже температуры технологической пластичности. Вместе с тем, деформацию осуществляют в температурных условиях, обеспечивающих протекание динамической рекристаллизации.

- Для получения мелкозернистой структуры (d ~ 2-3 мкм) проводят дополнительную деформацию без подогрева инструмента, что дает возможность снизить температуру деформации, при этом температура не должна опускаться ниже температуры динамической рекристаллизации. Такая структура позволяет с наименьшей трудоемкостью осуществить формообразование магнитов.

- При деформации крупногабаритных заготовок, к концу основного и дополнительного этапов деформации инструмент и поверхностные слои заготовки успевают остыть до температуры ниже температуры технологической пластичности, поэтому повторный цикл деформации рекомендуется осуществлять после нагрева заготовки и инструмента до первоначальной температуры инструмента, для равномерного прогрева заготовки и предотвращения трещинообразования.

- Деформацию, в том числе и дополнительную, рекомендуется осуществлять за несколько переходов, чтобы получить необходимую для развития динамической рекристаллизации степень деформации с учетом габаритов заготовки и возможности возникновения застойных зон.

- Целесообразно для устранения застойных зон менять ось деформации.

- Также рекомендуется для повышения производительности при осадке на плоских бойках на первых переходах, осуществляемых в условиях снижения температуры заготовки, поворачивать ось ее деформации на 90^o.

- При получении изделия сложной формы допускается совмещать последние переходы, как правило, в изотермических условиях, с формообразованием заготовки.

- При повторном цикле деформацию, как и в начале основного цикла, начинают осадкой со степенью, ε=50%, обеспечивающей устойчивость заготовки при последующей деформации.

- Смена оси деформации при повторном цикле, так же как и при основном цикле используется для устранения застойных зон.

- На последующих переходах, поворот оси деформации может осуществляться чаще, а именно на угол не более 45^o, что позволяет не только повысить однородность структуры, но и провести при необходимости формообразование изделия.

- Уменьшение угла при смене осей деформации рекомендуется проводить при получении конечной заготовки в форме прутка с круглым сечением.

- Дополнительная деформация может быть совмещена с формообразованием заготовки, так, деформация на последнем переходе осадкой со степенью не менее 60% рекомендуется при получении заготовки в форме пластины, деформацию со сменой оси на 90^o и не более чем на 45^o рекомендуется проводить при получении прутков с квадратным сечением, а для получения прутка с круглым сечением можно провести деформацию с уменьшающимся углом.

- Для выявления скрытых литейных дефектов проводили ультразвуковой контроль литых заготовок.

- Ультразвуковой контроль после деформации и механической обработки позволяет выявить внутренние трещины, и неоднородности структуры, (например, в плоских заготовках толщиной не менее 10 мм и в цилиндрических заготовках диаметром до 100 мм) и используется для отбраковки заготовок с заведомо низким уровнем механических свойств.

- Как показывают металлографический анализ, при деформации, в результате развития динамической рекристаллизации формируется двухфазная структура типа микродуплекс с размером зерен не более 5 мкм, что обеспечивает высокий уровень механических свойств в такой структуре. Последующая термообработка при температуре выше верхней границы двухфазной области приводит не только к фазовому превращению и переходу в однофазное состояние, но и к значительному росту зерен в заготовках, что снижает механические свойства материала. Поэтому термообработку на α твердый раствор рекомендуется проводить таким образом, чтобы максимально сохранить полученный в ходе деформации мелкий размер зерен. Для этого рекомендуется выбирать температуру нагрева ниже температуры однофазной области на 5-20^oС. При этом небольшая доля вторых фаз в количестве не более 3% сохраняется, однако это не влияет на уровень магнитных свойств. Увеличение объемной доли вторых фаз в состоянии после термообработки на α твердый раствор до 20% приводит к значительному уменьшению магнитных свойств или полной потере магнитных свойств в состоянии после всех этапов термообработки на магнитные свойства.

- Подбора температуры нагрева целесообразно проводить на образцах-свидетелях, имеющих тот же химический состав, что и заготовка, методами металлографического или рентгеноструктурного анализа.

- При охлаждении заготовки с температуры нагрева в закалочной среде, низкая теплопроводность, характерная для высоколегированных сплавов приводит к значительному перепаду температур на поверхности и в центральных областях, поэтому для предотвращения трещинообразования на поверхности крупногабаритных изделий в качестве закалочной среды рекомендуется выбирать масло.

- Мелкогабаритные заготовки (толщиной не более 20 мм) допускается после термообработки на α твердый раствор охлаждать в воде.

- Выбор температуры при окончательной термообработке на магнитные свойства определяется химическим составом сплава. В частности, при максимальном содержании хрома в сплаве А, рекомендуется температуру изотермической термообработки брать минимальную из интервала температур 630-650^oС, и наоборот.

- Для получения магнитных свойств заготовку после термообработки на α твердый раствор и механической обработки на необходимый размер подвергают изотермической обработке при выбранной температуре из интервала 630-650^oС в магнитном поле в течение 1-2 часов, а затем, в зависимости от необходимого уровня магнитных и механических свойств, проводят ступенчатый отпуск, причем, для получения более высокого уровня механических свойств, рекомендуется уменьшать длительность и количество ступеней отпуска.

- При обработке крупногабаритных заготовок, легированных алюминием и ниобием допускается изотермическую обработку при фиксированной температуре заменять плавным охлаждением с регулируемой скоростью, что позволяет существенно снижает затраты времени и повышает производительность при термообработке.

- Для контроля предела прочности на разрыв и относительного удлинения целесообразно проводить стандартные механические испытания на растяжение при комнатной температуре на образцах-стандартных размеров, вырезанных из заготовки после термообработки на α твердый раствор и прошедших затем идентичную обработку на магнитные свойства.

- Одним из способов подавления роста зерен при термообработке на α твердый раствор может быть введение при литье дисперсных частиц окислов переходных металлов.

- В качестве дисперсных частиц могут быть использованы частицы окиси ванадия, вводимые при литье в лигатуру в количестве 1,5 вес.%.

- При анализе отличительных признаков было выявлено, что заявленное изобретение не вытекает явным образом из известного уровня техники. Впервые предложен широкий интервал температур нагрева и деформации, скоростей деформации (условий деформации), в которых можно получать требуемые размеры зерен при обеспечении однородности структуры в полуфабрикатах, включая крупногабаритные. Однако последующая термообработка на α твердый раствор может привести к значительному росту размера зерен. Поэтому предложен подход для выбора температуры закалки, позволяющий максимально сохранить мелкий размер зерен для достижения высоких прочностных характеристик. Перечисленные основополагающие признаки изобретения являются новыми и неочевидными. Следовательно, заявленное изобретение соответствует условию "изобретательский уровень"
Изобретение иллюстрируется следующими графическими материалами.

Фиг. 1 - зависимость фазового состава от температуры деформации для сплавов А (а) и В (б).

Фиг. 2 - зависимость размера зерен от температуры деформации для сплава А(а) и В(б) при скоростях деформации (1), с^-1 (2), с^-1 (3).

Фиг.3 - микроструктура сплава А в исходном состоянии.

Фиг.4 - микроструктура сплава А, полученная после отжига при 1230^oС.

Фиг.5 - микроструктура сплава А после деформации в условиях снижения температуры.

Фиг. 6 - микроструктура сплава А после выдержки при температуре деформации (без деформации).

Фиг. 7 - схематическое изображение формы заготовки на разных этапах деформации.

Фиг. 8 - микроструктура сплава А после деформации в условиях снижения температуры и изотермических условиях.

Фиг. 9 - микроструктура сплава А после деформации и термообработки на α твердый раствор при 1180^oС и остывания в масле.

Фиг.10 - окончательный вид ротора из сплава А (пример 1).

Фиг.11 - окончательный вид диска из сплава А (пример 2).

Фиг.12 - окончательный вид диска из сплава А (пример 3).

Фиг. 13 - микроструктура сплава В после деформации в условиях снижения температуры и изотермических условиях.

Фиг.14 - образцы для механических испытаний из сплава В (пример 4).

Фиг.15 - образцы для магнитных измерений из сплава В (пример 4).

Далее приводятся конкретные примеры осуществления способа.

Обработке подвергались 2 сплава, химический состав которых приведен в таблице 1.

Приведенные примеры не исчерпывают возможность осуществления изобретения на других сплавах этой системы.

Пример 1
Необходимо получить заготовку ротора из сплава А ⊘ 81х300 мм. В этом случае сплав А отливали в виде цилиндра ⊘ 130х180 мм посредством индукционного нагрева и разлива в керамические формы, причем в лигатуру предварительно вводили 1,5% окиси ванадия, однако это не исчерпывает возможностей использования окислов других переходных металлов в качестве указанной добавки. Одновременно из сплава того же состава отливали образцы-свидетели диаметром ⊘ 10х15 мм. После полного остывания заготовки литниковую часть отрезали и проводили пескоструйную и токарную обработку поверхности. Качество литья оценивалось ультразвуковым методом. Химический состав сплава контролировался при помощи электронно-зондового рентгеновского микроанализатора JXA-6400 на образцах-свидетелях.

Для определения зависимости фазового состава от температуры отжига образцы-свидетели отжигали при различных температурах из интервала 1250-800^oС, а для построения зависимости размера зерен сплава А от температуры деформации образцы-свидетели деформировали осадкой на универсальном динамометре INSTRON при разных температурах из интервала 800-1150^oС до степени e=0,6. На фиг.1а представлены зависимость фазового состава, определенная рентгеновским методом, а на фиг.2а зависимость размера зерен α фазы, определенная металлографически, от температуры деформации при разных скоростях деформации.

Структура сплава в исходном состоянии неоднородна, имеет дендритный характер. Средний размер зерен, определенный металлографическим методом, составил 500 мкм (фиг.3).

Затем, заготовку нагрели до 1230^oС, что выше верхней границы двухфазной области на 30^oС, со скоростью 3^oС/мин, предотвращающей трещинообразование, выдержали в течение 2 часов до полного прогрева заготовки и перенесли в штамповый блок, нагретый
до температуры 900^oС, что близко к температуре равного количества фаз α и γ (фиг. 1) и соответствует температуре технологической пластичности сплава А. На фиг. 4. приведена микроструктура полученная после отжига при 1230^oС. Деформацию заготовки осуществили за несколько переходов по следующей схеме. На первом переходе осуществляли осадку со степенью 50% и скоростью 10^-3 с^-1, после чего заготовка приняла форму шайбы ⊘ 180х90 мм, что соответствует требованиям устойчивости на следующем переходе. Затем заготовку поместили в печь для выравнивания температуры заготовки и вновь перенесли в штамповый блок. На следующем переходе после осадки с поворотом на 90^o была получена промежуточная заготовка, имеющая форму, близкую к прямоугольному параллелепипеду. Деформацию вышеуказанных переходов осуществили в условиях снижения температуры заготовки. Контроль над температурой заготовки проводили с помощью термопар.

Структура, полученная на данном этапе деформации, представлена на фиг.5. При сравнении со структурой недеформированного образца, прошедшего термообработку в условиях деформации (фиг.6), видно, что в результате деформации пластины γ фазы фрагментировались и приобрели округлый вид. Дополнительную деформацию продолжали по выравнивания температуры заготовки и инструмента. В близких к изотермическим условиях деформацию осуществляли также в несколько переходов по схеме: вначале заготовку поворачивали на 45^o, затем вновь на 90^o и на дальнейших переходах угол поворота оси составлял примерно 20^o, что позволило за 4 перехода получить практически цилиндрическую форму заготовки ⊘ 120 мм и длиной 200 мм. Температура заготовки и инструмента при этом уменьшилась на 50^oС. Общая схема деформации приведены на фиг.7. Для повышения однородности и дальнейшего уменьшения размера зерен в структуре заготовку подвергли повторному циклу деформации по той же схеме в близких к изотермическим условиях. Для этого заготовку и инструмент вновь нагревали до 900^oС - первоначальной температуры инструмента, и затем заготовку поставили на основание, осадили на 50%, повернули полученную шайбу на 90^o и вновь осадили до получения формы прямоугольного параллелепипеда и на последующих переходах провели т. н. "вытяжку" - осадку с поворотом оси на 45^o, и затем осадку со сменой оси на угол менее 45^o небольшими степенями по образующей до получения формы цилиндра длиной 330 мм и диметром 950 мм. При повторном цикле дополнительной деформации температура штампа уменьшилась на 30^oС.

На фиг. 8 приведена микроструктура сплава А, полученная на образце, вырезанном из заготовки после всех этапов деформации. Видно, что структура состоит из практически равноосных зерен двух фаз, причем размер зерен не превышает 3 мкм. Общее количество переходов при использовании плоских бойков составило 16, при использовании фигурных бойков количество переходов может быть сокращено до 5-7. Суммарная степень истиной деформации составила 2,5. В результате всей деформации была получена заданная форма заготовки. Затем провели черновую токарную обработку "концов" и образующей заготовки.

Обработанная таким образом заготовка ротора была подвергнута ультразвуковому контролю на наличие трещин. Из отрезанных концевых частей были вырезаны эрозионным способом 2 цилиндрических образца диаметром 15 мм и длиной 30 мм для контроля размера зерен в структуре после деформации и подбора температуры нагрева на α твердый раствор и анализа магнитных свойств, а также 3 заготовки для изготовления образцов для механических испытаний. Термообработка на α твердый раствор заготовки ротора и заготовок для изготовления механических образцов была проведена после подбора температуры нагрева на α твердый раствор на вырезанных образцах. Для этого образцы отжигали в течение 20 минут при разных температурах из интервала 1150-1200^oС. На фиг. 9 приведены микроструктура того же образца, что и на фиг.8 после термообработки на α твердый раствор при 1180^oС. При сравнении фиг.8 и 9 видно, что в результате термообработки на твердый раствор структура стала практически однофазной, объемная доля вторых фаз не превышает 3%, причем размер зерен заметно увеличился и составляет 30 мкм. Вместе с тем, сравнение с недеформированным состоянием (фиг.4) показывает, что даже после высокотемпературной обработки на α твердый раствор сплав в результате развития динамической рекристаллизации обладает не только более мелкозернистой, но и более однородной равноосной структурой.

Поскольку используемые заготовки ротора были крупногабаритными, охлаждение после термообработки проводилось в масле. Затем была проведена чистовая обработка поверхности ротора, нарезана резьба, и из ранее вырезанных заготовок изготовлены образцы стандартного размера для механических испытаний на разрыв. Последующая термообработка на магнитные свойства ротора, а также образцов для измерения магнитных свойств и образцов для механических испытаний была проведена одновременно в течение часа в магнитном поле 100 кА/м в интервале температур 630-640^oС, в зависимости от содержания хрома в составе сплава, после чего проводили отпуск в виде ступенчатого охлаждения при 620, 580, 560 и 540^oС. Испытание магнитных свойств осуществляли на образцах-свидетелях на установке УИФИ, а механические свойства (предел прочности и относительное удлинение) определяли на универсальном динамометре INSTRON. Окончательный вид ротора представлен на фиг.10.

Пример 2
Необходимо получить диски из сплава А ⊘ 82,5х5 мм с технологическими отверстиями ⊘ 6 мм.

Сплав А отливали в виде сочлененных цилиндров ⊘ 45х30 мм. Одновременно из сплава того же состава отливали образцы-свидетели ⊘ 15х40 мм для измерения магнитных свойств. После полного остывания отрезали литниковую часть, отливки разрезали на отдельные цилиндры, подвергали пескоструйной и токарной обработкам. Качество литья оценивали ультразвуковым методом, химический состав контролировали на электронно-зондовом рентгеновском микроанализаторе JXA-6400 на образцах-свидетелях. Подготовленные и проверенные цилиндрические заготовки нагревали до температуры 1200^oС со скоростью 7^oC/мин, выдержали в течение 30 минут до полного прогрева заготовки и перенесли в штамповый блок, нагретый до температуры 800^oС, что ниже температуры технологической пластичности сплава А и соответствует температуре равного количества фаз α и γ. Деформацию проводили осадкой на плоских бойках с переменной скоростью с^-1, начиная с большей, переходя затем к меньшей. При этом температура заготовки плавно уменьшалась. Осадку проводили до высоты 7 мм, что соответствует степени деформации е= 1,3. Диаметр диска к концу деформации составил не менее 90 мм, что обеспечивало условия, близкие к условиям всестороннего сжатия.

Температуру термообработки на α твердый раствор определяли на образцах, вырезанных из продеформированной заготовки. Для этого образцы отжигали в течение 20 минут при разных температурах из интервала 1120-1200^oС. В качестве температуры термообработки на α твердый раствор выбирали температуру, при которой количество γ фазы не превышало 3%, размер зерен α фазы при этом не превышал 50 мкм. Затем, продеформированные заготовки подвергали термообработке при выбранной температуре, причем остывание проводилось на воздухе. Далее проводили окончательную токарную обработку дисков в соответствии с требованием чертежа. Для контроля механических свойств один из дисков разрезали на полосы, из которых затем изготовили образцы для механических испытаний с базой ⊘ 5х30 мм. Последующая термообработка на магнитные свойства дисков, а также образцов-свидетелей на магнитные свойства и образцов для механических испытаний была проведена одновременно в течение часа в магнитном поле 100 кА/м при температуре 640^oС, после чего проводили отпуск в виде ступенчатого охлаждения при 620, 580, 560 и 540^oС. После этого проводилась окончательная шлифовка изделий и их намагничивание. Окончательный вид дисков показан на фиг.11 Как и в примере 1, измерение магнитных свойств осуществляли на образцах-свидетелях на установке УИФИ, а механические свойства на разрыв определяли по кривым растяжения на универсальном динамометре INSTRON.

Пример 3
Необходимо изготовить диски ⊘ 82х10 мм из сплава А.

Сплав А отливали в виде сочлененных цилиндров ⊘ 40х60 мм. Одновременно из сплава того же состава отливали образцы-свидетели ⊘ 15х40 мм для измерения магнитных свойств. Как в примере 2 после полного остывания отливки отрезали литниковую часть, отливки разрезали на отдельные цилиндры, подвергали пескоструйной и токарной обработкам, проверяли качество литья и химический состав. Подготовленные и проверенные цилиндрические заготовки нагревали до температуры 1230^oС со скоростью 7^oС/мин, выдержали в течение 30 минут до полного прогрева заготовки и перенесли в штамповый блок, нагретый до температуры 850^oС. Деформацию проводили за несколько переходов со сменой оси деформации по схеме, изложенной в примере 1. Дополнительную деформацию проводили сразу же без прогрева заготовки в изотермических условиях. На последнем переходе осуществляли формообразование заготовки - осадку до высоты 11,5 мм, при этом ⊘ диска составлял не менее 90 мм. Суммарная степень деформации составила e=3,0.

Термообработку на α твердый раствор проводили, как в примере 2, после предварительного определения необходимой величины температуры на образцах, вырезанных из продеформированной заготовки. Затем, продеформированные заготовки подвергали термообработке при выбранной температуре, причем остывание проводилось в воде. После этого проводили токарную обработку дисков в соответствии с требованием чертежа. Термообработка на магнитные свойства и контроль магнитных и механических свойств осуществлялись, так же как и в примере 2. Окончательный вид диска представлен на фиг.12. Данный пример иллюстрирует возможность получения магнитов с использованием схемы, близкой к всестороннему сжатию.

Пример 4
Необходимо изготовить нестандартные образцы для механических испытаний ⊘ 12,5х150 мм с базой ⊘ 6,25х60 мм и образцы для магнитных измерений ⊘ 15х65 мм из сплава В.

Сплав В отливали в виде цилиндров ⊘ 80х140 мм. Одновременно из сплава того же состава отливали образцы ⊘ 10х15 мм. После остывания заготовки литниковую часть отрезали и проводили пескоструйную и токарную обработку поверхности. Химический состав сплава контролировался электронно-зондовым рентгеновском микроанализатором JXA-6400 на образцах-свидетелях.

Для определения зависимости фазового состава сплава В от температуры образцы отжигали при разных температурах в интервале 800-1300^oС. На фиг.1б представлена зависимость фазового состава от температуры отжига, определенная рентгеновским методом. Для определения размера зерен сплава В в зависимости от температуры деформации образцы деформировали осадкой на универсальном динамометре INSTRON при разных температурах из интервала 800-1150^oС до степени е= 0,6 на фиг.2б приведена зависимость размера зерен α фазы от температуры деформации при разных скоростях деформации. Двухфазная область не была охвачена полностью в связи с отсутствием необходимого оборудования.

Поверхность отливок подвергли токарной обработке и заготовку нагрели до 1350^oС, соответствующей однофазной α области со скоростью 5^oС/мин, выдержали в течение 2 часов до полного прогрева заготовки и перенесли в изотермический штамповый блок, нагретый до температуры 1050^oС, что соответствует температуре технологической пластичности сплава В. Деформацию заготовки осуществляли поэтапно в условиях снижения температуры за несколько переходов по схеме, показанной на фиг.7. На первом переходе осуществляли осадку со степенью 50% и скоростью 10^-3 с^-1, после чего заготовки принимали форму шайбы ⊘ 110х70 мм, что обеспечивает устойчивость на следующем переходе. Затем заготовки помещали в печь, нагретую до 1150^oС, для выравнивания температуры в заготовках до 1050 во всем объеме и вновь переносили в штамповый блок. На следующем этапе после перехода с поворотом на 90^o были получены заготовки, имеющие форму, близкую к прямоугольному параллелепипеду. На последующих переходах проводили осадку с небольшими степенями по образующей до получения формы цилиндра ⊘ 80х140 мм. Затем температура штампа ступенчато снизили до 950^oС, что соответствует температуре равного количества γ и σ фаз в сплаве В, и на последнем этапе проводили осадку цилиндров до высоты 20 мм со скоростью 10^-4 с^-1 в условиях, близких к изотермическим. Таким образом, заготовку охлаждали комбинированно: плавно от 1350 до 1050^oC и ступенчато при температуре 1050 и 950^oC. Контроль за температурой заготовки проводили с помощью термопар.

Структура, полученная после деформации в условиях снижения температуры и затем в изотермических условиях, показана на фиг.13. Суммарная степень истиной деформации составила е=3,2.

Термообработку на α твердый раствор проводили, после предварительного определения необходимой величины температуры на образцах, вырезанных из продеформированной заготовки. Для этого образцы отжигали в течение 20 минут при разных температурах из интервала 1220-1300^oС. В качестве температуры термообработки на α твердый раствор выбирали температуру, при которой количество γ фазы не превышало 3%. В данном случае температура составила 1250^oС. Затем заготовки подвергали термообработке при выбранной температуре, причем остывание проводилось в воде. После этого заготовки разрезали фрезой и проводили токарную обработку образцов в соответствии с требованием чертежа. Последующая термообработка на магнитные свойства образцов для измерения магнитных свойств и образцов для механических испытаний была проведена одновременно в течение часа в магнитном поле 100 кА/м при температуре 630^oС, после чего проводили отпуск в виде ступенчатого охлаждения при 620, 600, 580, 560, и 540^oС. Окончательный вид образцов для магнитных и механических испытаний представлен на фиг.14 и 15.

Измерение магнитных свойств осуществляли на установке УИФИ, а механические свойства на универсальном динамометре INSTRON.

Пример 5
Необходимо изготовить нестандартные образцы для механических испытаний ⊘ 12,5х150 мм с базой ⊘ 6,25х60 мм и образцы для магнитных измерений ⊘ 15х65 мм из сплава А.

Заготовки сплава А отливали как в примере 1 с добавлением 1% окиси ванадия. Деформационная обработка также осуществлялась как в примере 1 с нагревом штамповой оснастки до температуры технологической пластичности, дополнительной деформацией в условиях снижения температуры заготовки вместе с инструментом и повторным циклом дополнительной деформации.

Термообработку на α твердый раствор, как и в примере 1, проводили после определения температуры полиморфного превращения.

Затем проводилась механическая обработка в соответствии с требованиями чертежа. При окончательной термообработке для получения магнитных свойств часть заготовок нагревали до 630^oС, поскольку содержание Со в сплаве было максимальным и осуществляли выдержку в течение часа в магнитном поле, после чего проводили отпуск в виде ступенчатого охлаждения, причем время выдержки и конечную температуру при отпуске выбирали в зависимости от необходимого сочетания магнитных и механических свойств по таблице 2. На другой части образцов термообработку для получения магнитных свойств проводили в виде охлаждения со скоростью 0,5^oС/мин в интервале температур 650-600^oС в магнитном поле 100 кА/м, а затем осуществили ступенчатый отпуск в интервале температур 580-500^oС.

Измерение магнитных свойств осуществляли на установке УИФИ, а механические свойства на универсальном динамометре INSTRON.

Источники информации
1. SU А. с. 1296600, С 21 D 1/4, 1987. Способ изготовления магнитов из сплавов системы железо-хром-кобальт/ Валиев Р.З., Кайбышев О.А., Столяров В. В., Миляев И.М., Корзников А.В., Кавалерова Л.А.

2. Сергеев В.В., Булыгина Т.И. Магнитотвердые материалы. - М.: Энергия, 1980, с.204.

Формула изобретения

1. Способ изготовления постоянных магнитов из сплавов системы железо-хром-кобальт, включающий деформацию заготовки в двухфазной или трехфазной области, ее последующую термообработку на α твердый раствор и окончательную термообработку для получения магнитных свойств, отличающийся тем, что деформацию проводят в условиях снижения температуры заготовки, со степенью ε и скоростью обеспечивающими протекание динамической рекристаллизации с выделением фаз γ или γ+σ в глобулярном виде и/или близком к глобулярному виду и уменьшением размера зерен α фазы за счет динамической рекристаллизации и фазовых превращений, при этом последующую термообработку на α твердый раствор осуществляют посредством нагрева заготовки не выше температуры, соответствующей верхней границе двухфазной области, и не ниже температуры Т*, где Т* - температура после регламентированного охлаждения, с которой γ или γ+σ фазы имеют вид мелкодисперсных выделений на границах α зерен при их объемной доле, обеспечивающей после термообработки для получения магнитных свойств требования эксплуатации.

2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что исходные литые заготовки нагревают до температуры α области и подвергают предварительной деформации по схеме осадки со степенью не менее 50% и не более степени ε^*, где ε^* - степень, обеспечивающая устойчивость заготовки при последующей деформации.

3. Способ по п. 2, отличающийся тем, что деформацию проводят в условиях постепенного снижения температуры до температуры двухфазной области.

4. Способ по п. 2, отличающийся тем, что температуру нагрева заготовки под деформацию выбирают выше температуры полиморфного превращения на 30-100^oС.

5. Способ по п. 1 или 2, отличающийся тем, что нагрев под деформацию проводят со скоростью 3-7^oС/мин в зависимости от габаритов заготовки и сопровождают выдержкой в течение времени, не менее требуемого для полного прогрева заготовки, а именно для более крупной заготовки из указанного интервала выбирают меньшую скорость нагрева, причем прогрев проводят исходя из условия - для прогрева 1 мм сечения необходимо время не менее 1 мин.

6. Способ по п. 1, отличающийся тем, что деформацию в двухфазной или трехфазной области осуществляют в интервале скоростей 10^-4-10^-2 с^-1.

7. Способ по п. 6, отличающийся тем, что деформацию проводят с переменной скоростью, начиная с большей, переходя затем к меньшей.

8. Способ по п. 1, отличающийся тем, что деформацию осуществляют до достижения суммарной степени деформации не менее 1,5.

9. Способ по п. 1, отличающийся тем, что деформацию проводят в условиях плавного снижения температуры со скоростью 10^oС/мин.

10. Способ по п. 1, отличающийся тем, что деформацию проводят в условиях ступенчатого снижения температуры на 50. . . 100-150^oС.

11. Способ по любому из пп. 1, 9 и 10, отличающийся тем, что при деформации крупногабаритной заготовки в процессе снижения температуры осуществляют промежуточный подогрев для выравнивания температуры заготовки.

12. Способ по любому из пп. 1, 9 и 10, отличающийся тем, что деформацию проводят в условиях снижения температуры заготовки до температуры инструмента.

13. Способ по п. 12, отличающийся тем, что инструмент нагревают до температуры, обеспечивающей в зависимости от химического состава материала заготовки равное количество α и γ или γ и σ фаз в структуре.

14. Способ по п. 12, отличающийся тем, что инструмент нагревают до температуры не ниже температуры технологической пластичности материала.

15. Способ по п. 12, отличающийся тем, что при особых схемах нагружения, близких к всестороннему сжатию, инструмент нагревают до температуры ниже температуры технологической пластичности, но не ниже температуры динамической рекристаллизации.

16. Способ по п. 1, отличающийся тем, что осуществляют дополнительную деформацию заготовки в условиях снижения ее температуры вместе с инструментом, но не ниже температуры динамической рекристаллизации.

17. Способ по п. 16, отличающийся тем, что осуществляют повторный цикл дополнительной деформации, при этом заготовку и инструмент нагревают до начальной температуры инструмента.

18. Способ по любому из пп. 1, 16 и 17, отличающийся тем, что деформацию осуществляют за несколько переходов.

19. Способ по п. 18, отличающийся тем, что деформацию на переходах осуществляют со сменой оси деформации.

20. Способ по п. 19, отличающийся тем, что деформацию осуществляют со сменой осей деформации на 90^o после каждого перехода.

21. Способ по п. 19 или 20, отличающийся тем, что деформацию на последних переходах совмещают с формообразованием заготовки.

22. Способ по п. 20 или 21, отличающийся тем, что деформацию заготовки осуществляют посредством осадки со степенью не менее 50%.

23. Способ по п. 20 или 21, отличающийся тем, что деформацию осуществляют за несколько переходов со сменой оси деформации.

24. Способ по п. 23, отличающийся тем, что деформацию на переходах осуществляют со сменой осей деформации не более чем на 45^o.

25. Способ по п. 23 или 24, отличающийся тем, что смену осей деформации осуществляют с уменьшающимся углом.

26. Способ по любому из пп. 20-25, отличающийся тем, что деформацию совмещают с формообразованием заготовки.

27. Способ по п. 1, отличающийся тем, что исходные литые заготовки перед нагревом под деформацию подвергают ультразвуковому контролю.

28. Способ по п. 1, отличающийся тем, что после деформации проводят ультразвуковой контроль заготовки.

29. Способ по п. 1, отличающийся тем, что при термообработке на α твердый раствор заготовку нагревают со скоростью 3-7^oС/мин в зависимости от габаритов заготовки до температуры, лежащей в интервале Т. . . Т-20^oС, где Т - верхняя граница двухфазной области.

30. Способ по п. 1 или 29, отличающийся тем, что при термообработке на α твердый раствор, температуру нагрева подбирают на образцах свидетелях по результатам металлографического анализа таким образом, чтобы объемная доля вторых фаз после термообработки не превышала 3%.

31. Способ по п. 1 или 29, отличающийся тем, что при обработке крупногабаритных заготовок охлаждение с температуры нагрева осуществляют в масле.

32. Способ по п. 1 или 29, отличающийся тем, что при обработке мелкогабаритных заготовок охлаждение с температуры нагрева осуществляют в воде.

33. Способ по п. 1, отличающийся тем, что при окончательной термообработке для получения магнитных свойств температуру выдержки при изотермической термомагнитной обработке Т_ИТМО выбирают в зависимости от содержания хрома в сплаве, а именно: чем выше содержание хрома, тем ниже температура термомагнитной обработки.

34. Способ по п. 1, отличающийся тем, что при окончательной термообработке для получения магнитных свойств заготовку нагревают до Т_ИТМО и осуществляют выдержку не менее часа в магнитном поле, после чего проводят отпуск в виде ступенчатого охлаждения, причем время выдержки и конечную температуру при отпуске выбирают в зависимости от необходимого сочетания магнитных и механических свойств.

35. Способ по п. 34, отличающийся тем, что термообработку на магнитные свойства проводят в виде охлаждения в магнитном поле с регулируемой скоростью, обеспечивающей плавное охлаждение, после чего проводят ступенчатый отпуск.

36. Способ по п. 1, отличающийся тем, что для контроля механических свойств проводят механические испытания на растяжение при комнатной температуре на образцах свидетелях, стандартного размера, вырезанных после деформации из заготовки и прошедших идентичную обработку на магнитные свойства.

37. Способ по п. 1, отличающийся тем, что в качестве исходной берут заготовку, в материал которой при литье вводят дисперсные частицы окислов переходных металлов в количестве до 1,5 вес. %.

38. Способ по п. 37, отличающийся тем, что в качестве исходной берут заготовку, в материал которой при литье вводят дисперсные частицы окиси ванадия в количестве до 1,5 вес. %.

РИСУНКИ

Рисунок 1, Рисунок 2, Рисунок 3, Рисунок 4, Рисунок 5, Рисунок 6, Рисунок 7, Рисунок 8, Рисунок 9, Рисунок 10, Рисунок 11, Рисунок 12, Рисунок 13, Рисунок 14, Рисунок 15, Рисунок 16, Рисунок 17, Рисунок 18, Рисунок 19, Рисунок 20, Рисунок 21, Рисунок 22, Рисунок 23, Рисунок 24, Рисунок 25, Рисунок 26, Рисунок 27, Рисунок 28, Рисунок 29