Full Text

Свойства магнитных материалов зависят от их химического состава, способа изготовления и термической обработки. Магнитные свойства материала могут изменяться в процессе изготовления, механической или термической обработки, когда происходят изменения структуры материала. Следовательно, для решения вопроса о методике получения магнитных материалов с заданными свойствами важную роль играет изучение процессов, происходящих в строении магнитного материала. Механические и термические воздействия на сталь на этапах производства и эксплуатации изделий часто вызывают рост усталостных изменений, что приводит к преждевременному старению материала и, как следствие, различного рода техногенным катастрофам. На производстве причинами, приводящими к внутренним напряжениям, возникающим при пластической деформации, являются протяжка, прокатка или волочение. При этом происходит уменьшение магнитной проницаемости материала [1]. После такой обработки материал находится в неоднородно-напряженном состоянии, напоминающем напряженное состояние после фазового превращения. Напряжения в материале почти всегда можно снять посредством отжига для повышения проницаемости материалов, пластически деформированных при изготовлении. Также для магнитных параметров важно влияние примесей. На рис. 1 представлены кривые намагничивания сталей с различным содержанием углерода: нижняя кривая получена на малоуглеродистой (мягкой) стали, содержащей 0,2 % С; средняя - на электротехнической стали, содержащей около 0,02 % С и отожженной примерно при 900 °С. Если данную сталь отжигать в течение нескольких часов при 1400 °С, то содержание углерода уменьшается в ней до 0,001 %, другие примеси также удаляются. Очищенный таким способом материал дает верхнюю кривую. На рис. 1 использованы следующие обозначения: В - индукция внутреннего магнитного поля, измеренная в гауссах (1 Гс = 10-4 Тл); Н - напряженность внешнего намагничивающего поля, измеренная в эрстедах (1 Э = 103/4p А/м). Рис. 1. Влияние примесей на магнитные свойства железа (отжиг в водороде при температуре 1400 °С уменьшает содержание углерода с 0,02 до 0,001 % и менее) [1] Контроль свойств стали является неотъемлемым процессом на производстве. Для контроля структуры и качества магнитных сталей используются магнитные методы нарушающего контроля, составляющие основу магнитной структуроскопии. При магнитной структуроскопии для контроля состояния материала снимаются петли магнитного гистерезиса, состоящие из большого числа экспериментальных точек. Но только некоторые из этих точек используются для целей неразрушающего контроля: коэрцитивная сила, магнитная проницаемость, релаксационная коэрцитивная сила, дифференциальная магнитная проницаемость и др. Приведенные выше магнитные параметры ферромагнетика, а также механические и структурные свойства связаны корреляционной зависимостью [2-4], которая устанавливается экспериментально. Часто коэффициенты корреляции для этих зависимостей не очень велики. В структуроскопии также хорошо известны и апробированы методы, основанные на анализе ЭДС индукции в измерительной катушке с помощью цифрового анализатора спектра или дискретного преобразования Фурье [5]. Полученные гармоники Фурье-спектра ЭДС связываются с изменением структурных свойств материала. В этом случае фактически используются все точки петли магнитного гистерезиса. Однако при таком виде анализа существуют факторы, снижающие достоверность результатов, а именно наличие вихревых токов, которые ограничивают глубину промагничивания и искажают амплитуду и фазу выходного сигнала. Целью работы является исследование возможности использования преимуществ гармонического анализа петель магнитного гистерезиса, полученных методом квазистатического перемагничивания. Квазистатические петли гистерезиса ферромагнетиков можно снимать с помощью современных магнитометров (например, модель КРМ-Ц-МА). В такого рода приборах (как в предлагаемой работе) ток намагничивания и размагничивания, а следовательно, и напряженность поля описываются некоторой пилообразной функцией. Это позволяет сделать замену Симметрично отобразим нисходящую (верхнюю) ветвь петли относительно вертикальной прямой, проходящей через точку (рис. 2). Таким образом, получается представление петли гистерезиса в виде функции для которой может быть выполнено дискретное преобразование Фурье [6, 7]. Рассчитаны амплитуды 1-й, 3-й, 5-й, 7-й гармоник петель гистерезиса стали 34ХН3М в зависимости от температуры отпуска (рис. 3). На этом рисунке буквой А обозначены безразмерные амплитуды гармоник Фурье-спектра. а б Рис. 2. Петли гистерезиса стали 34ХН3М, отпущенной при различных температурах: а - в исходном виде; б - развернутые петли, приведенные к периоду 2p Рис. 3. Зависимости амплитуд нечетных гармоник Фурье-спектра петель гистерезиса для стали 34ХН3М от температуры отпуска В работах [2, 8] показано, что в диапазоне температур отпуска от 150 до 250 °С для стали 34ХН3М наблюдается изменение намагниченности насыщения, обусловленное процессом распада мартенсита, интенсивно протекающим при температуре около 200 °С, продолжающимся при более высоких температурах, заходящим в область температур 300-325 °С, и одновременным процессом распада остаточного аустенита и снятием закалочных напряжений. Такой отпуск сопровождается резким изменением структуры стали и, соответственно, изменением физических свойств [9], например коэрцитивной силы и твердости, зависимости для которых приведены на рис. 4. Из приведенного графика для амплитуд 3-й, 5-й, 7-й гармоник можно заметить, что эти амплитуды существенно убывают в данном диапазоне температур. Сравнивая зависимости амплитуд гармоник и величины коэрцитивной силы и твердости от температуры отпуска, можно заметить корреляционную зависимость между их величинами. При дальнейшем повышении температуры отпуска в диапазоне 250-450 °С происходит распад мартенсита на цементит и феррит, сопровождающийся уменьшением закалочных напряжений, также происходит рост карбидных частиц, форма их начинает приближаться к равноосной [10]. Искажения решетки твердого раствора снижаются. Закономерная ориентировка решеток a-фазы и цементита сохраняется до температуры 650-680 °С [11, 12]. В этом диапазоне происходит небольшой рост амплитуд 3-й, 5-й, 7-й гармоник, а также замедление падения величины коэрцитивной силы. Для амплитуды 1-й гармоники в данном диапазоне температур наблюдается рост и падение. а б Рис. 4. Величина твердости (а) и коэрцитивной силы (б) для стали 34ХН3М, отпущенной при различных температурах В интервале температур 450-650 °С происходит рекристаллизация матрицы, легирование цементита карбидообразующими химическими элементами, очищение решетки a-Fe от углерода и коагуляция карбидных частиц, т.е. растворение мелких карбидных частиц и рост более крупных, также происходит снижение пластических свойств и ударной вязкости, что объясняется дроблением блоков a-фазы. Эти процессы взаимосвязаны и ведут к росту среднего размера частиц [13]. При температурах 550-600 °С имеет место растворение карбидов из-за повышения предела растворимости углерода в a-Fe, происходит снятие напряжений, обусловленное завершением процесса измельчения блоков, а следовательно, и устранение искажений решетки, вызванных их связанностью [14]. На графиках этому соответствует падение амплитуды нечетных гармоник, а также дальнейшее падение величины твердости и коэрцитивной силы. Кроме того, можно заметить корреляционную зависимость между амплитудой 5-й гармоники и величиной коэрцитивной силы в этом интервале температур, которая проявляется в возрастании значений этих величин при температуре 500 и 600 °С. В интервале температур 350-550 °С могут происходить коагуляция и сфероизация карбидных частиц, связанные с повышением температуры или продолжительности отпуска [14, 15]. В этой области температур наблюдается рост величины амплитуды 7-й гармоники. Пик дисперсионных напряжений, обусловленный обособлением кристаллов карбидов от твердого раствора, приходится на диапазон 400-500 °С. В данной области температур амплитуда 1-й гармоники возрастает. Таким образом, можно говорить о том, что представленные результаты отражают чувствительность гармонических составляющих к структурным изменениям в стали и соответствующим им изменениям твердости и коэрцитивной силы, а именно снятие напряжений, выделение карбидов, их изменения в результате увеличения температуры отпуска, что может служить дополнительным средством неразрушающего контроля структурных изменений в сталях.

About the authors

V. F Novikov

Tyumen Industrial University

Email: Novik1937@mail.ru

D. F Neradovskii

Tyumen Industrial University

Email: denner81@mail.ru

R. A Sokolov

Tyumen Industrial University

Email: falcon.rs@mail.ru

References

Statistics

Views

Abstract - 51

PDF (Russian) - 38

Refbacks

• There are currently no refbacks.