ВЛИЯНИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ НА КИНЕТИКУ И СТРУКТУРНЫЕ ОСОБЕННОСТИ МАРТЕНСИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ

Введение

Мартенситное превращение лежит в основе технологических операций закалки и отпуска, которые являются основными способами получения высокопрочного состояния стали [1-4]. Возможная реализация резервов упрочнения в результате  использования комбинированной обработки с воздействием энергий внешнего магнитного поля [5-10] представляет собой интерес.

Цель исследования

Изучение экспериментальных данных о влиянии магнитного поля на кинетику и строение продуктов мартенситного превращения.

Методика проведения исследований

Для исследования кинетики мартенситного превращения под действием магнитного поля использовали метод электросопротивления, имеющей высокую чувствительность по отношению к флуктуациям магнитного порядка. Аномалия электросопротивления при температуре магнитного превращения позволяет оценить момент начала процесса и темп его развития. Характерные особенности кинетики мартенситного превращения можно отметить при анализе температурной зависимости электросопротивления, а также зависимости dR/dt(t). Для получения таких зависимостей был проведен эксперимент по охлаждению образцов сталей в вакуумной камере установки ИМАШ 5С-65 с записью термограмм охлаждения и изменений электросопротивления потенциометрическим методом.

Также, стандартными методами физического металловедения изучались: микроструктуры технического железа с помощью металлографического микроскопа ЕС МЕТАМ-РВ 22; изображение тонкой структуры сталей 45 и 30 ХГСА. получено с помощью просвечивающей микроскопии.

Результаты исследований и их обсуждение

На рис. 1 показаны результаты машинного счета, иллюстрирующие особенности кинетики мартенситного превращения под влиянием магнитного поля. Общей особенностью рассматриваемых зависимостей является наличие аномалии электросопротивления при температуре, соответствующей появлению ферромагнитной фазы в результате магнитного или полиморфного превращения. Появление аномалии обусловлено взаимодействием s- и d-электронов, ответственных за спонтанную намагниченность. У стали 30ХГСА наличие пика на кривой dR/dt (t) является следствием появления ферромагнитного мартенсита при температуре ~ 320^ОС.

Рис.1.Температура зависимости dR/dt для сталей 30ХГСА(а),0Н18К9М5Т(б) и технического железа (в): 1-охлаждение без поля; 2-охлаждение в магнитном поле напряженностью 1,0 МА/м

            Для мартенситостареющей стали 0Н18К9М5Т первый пик отвечает температуре магнитного превращения аустенита, а второй пик появляется в связи с образованием кристаллов ферромагнитного мартенсита при сдвиговом γ→α превращении. На кривой dR/dt(t) технического железа пик соответствует температуре ~770 ^оС, при которой испытывает магнитное превращение феррит, образовавшийся по нормальному механизму. Однако металлографический анализ (рис. 2, а) показывает, что при скорости охлаждения, полученной в эксперименте (~ 15 ^оC/с), в техническом железе происходит и сдвиговое (мартенситное) γ→α превращение, начиная с температуры ~730°С (ему соответствует тепловой эффект на термограмме). Образование «сдвигового» феррита не сопровождается аномалией электросопротивления, так как его магнитные свойства не отличаются от свойств полиэдрического феррита. Как видно из рис. 2 (б) действие магнитного поля проявляется в увеличении дисперсности продуктов превращения.

Размытие пика на кривых в сторону высоких температур объясняется наличием ближнего порядка в расположении электронных спинов [4]. Наложение магнитного поля при охлаждении способствует увеличению степени порядка. По-видимому, в поле имеет место пространственная корреляция не только между соседними спинами, но и их ансамблями («роями»), в связи с чем увеличивается время релаксации флуктуаций намагниченности, что эквивалентно повышению их мгновенной концентрации и термодинамической устойчивости. Характерно, что при образовании группы однонаправленных спинов в этой субмикрообласти создается анизотропное поле упругих искажений вследствие разницы в энергии намагничивания для различных кристаллографических направлений. Если размеры таких субмикроскопических областей соизмеримы с длиной электронных волн, то последние могут рассеиваться, что приводит к соответствующим изменениям электросопротивления и фиксируется экспериментально (см. рис. 1) в виде «ямы» на кривых dR/dt(t). Такие данные служат прямым доказательством магнитной неоднородности матрицы и усиления степени гетерогенности под действием магнитного поля. Имеющиеся в аустените ферромагнитноупорядоченные кластеры являются вероятными местами зарождения мартенсита.

Рис.2. Поверхностный рельеф при сдвиговом превращении в техническом железе, х400:

а — без поля; б — в магнитном поле напряженностью 1.6 МА/м

Особенностью кинетики мартенситного γ-α превращения всех рассмотренных сплавов является заметное увеличение темпа атермической реакции при наложении магнитного поля. Разница производных dR/dt характеризует различие в степени превращения при данной температуре.

Следует отметить, что определенный вклад в эту разницу вносит поперечный гальваномагнитный эффект ΔR/R₁(поле накладывалось поперек направления измерительного тока образца в вакуумной камере установки ИМАШ 5С-65), однако на примере мартенситостареющей стали, когда этот эффект проявляется в чистом виде (в температурном интервале 140-210°C), видно, что разница производных, обусловленная ΔR/R₁, мала по сравнению с абсолютной величиной, свойственной температурному интервалу мартенситного превращения.

Увеличение скорости мартенситного превращения в магнитном поле происходит в результате мультипликативного зарождения кристаллов α-фазы в микрообъемах со спиновым упорядочением, которые отличает повышенный уровень свободной энергии. Данные экспериментов (см. рис. 1, а-в) показывают, что для рассмотренных сплавов (без вычета гальваномагнитного эффекта) скорость мартенситного превращения на ранних стадиях реакции увеличивается до 1,5 раз, что находится в соответствии с оценками, сделанными в [7]. Металлографическое исследование поверхностного рельефа, вызванного сдвиговым превращением в железе (см. рис. 2, б). убеждает в существовании мультипликативного зарождения кристаллов α -фазы при воздействии внешнего магнитного поля.

            Мультипликативное зарождение способствует повышению дисперсности продуктов мартенситного превращения. Дисперсность структуры мартенсита оценивали статистически на шлифах и фольгах, а также путем изучения параметров поверхностного рельефа, вызванного сдвиговым превращением.

            Универсальный показатель дисперсности, применяемый к структурам с любой формой микрочастиц – удельная поверхность, —  площадь граничной поверхности раздела фаз, отнесения к единице объема гетерогенной структуры. Измерение удельной поверхности выполняли на микрофотографиях стали ХГ после закалки от 1100 °С. Такой обработкой фиксировали двухфазное состояние (мартенсит и остаточный аустенит) с целью установления различий в объемной доле фаз при закалке в магнитном поле и без наложения поля. В этой связи определяли относительную удельную поверхность мартенсита, т. е. суммарную площадь поверхности микрочастиц данной фазы, отнесенную к ее объему. С каждого шлифа анализировали по 15-20 снимков, на которые накладывали квадратную сетку со 100 узловыми точками. Таким образом комбинировали точечный метод с методом  случайных секущих. Объемная доля мартенсита, определенная точечным методом, составляет 28,21+0,78 % и 35,35+0,81% соответственно при обычной закалке и закалке в магнитном поле, а относительная удельная поверхность для этих режимов оказалась одинаковой. Это свидетельствует о том, что при обработке в магнитном поле «срабатывают» дополнительные центры в субмикрообъемах со спиновым упорядочением, однако растущие из этих центров кристаллы практически не встречают препятствий со стороны соседних растущих кристаллов при сравнительно небольшой объемной доле мартенсита.

Рис.3.Строение мартенсита стали 30ХГСА, х17000:

а-закалка без поля; б- закалка в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м

Измерение удельной поверхности α-фазы при отсутствии остаточного аустенита выполнено на электронно-микроскопических снимках при просвечивании фольги из сталей 45 и 30ХГСА по методике, предложенной в работе. Удельную поверхность определяли методом случайных секущих, нанесенных непосредственно на снимок (рис. 3), или на контурный рисунок структуры мартенситных реек, который выполняли с негатива три наблюдателя с последующим уточнением расхождений в визуальной трактовке действительных границ реечных кристаллов.

             При закалке в магнитном поле дисперсность структуры мартенсита повышается, однако существенным является установление масштабов фрагментации, т. е. является последнее с результатом измельчения только реечных кристаллов или их комплексов (пакетов). В связи с этим исследовалось строение рельефа, вызванного сдвиговым превращением.       Особенности строения мартенситного рельефа изучали в вакуумной камере установки ИМАШ 5С-65 на образцах общепринятой конструкции из стали 30ХГСА.

Выводы

Влияние магнитного поля проявляется в изменении кинетики превращений, за счет снижения термодинамического потенциала ферромагнитной фазы, и локальным приростом свободной энергии исходной неферромагнитной фазы в микрообъемах. При неизменном переохлаждении это дает выигрыш в движущей силе перехода и реализуется в увеличении темпа фазового превращения. Последнее приводит к стабильным изменениям структуры и свойств стали, полезным для эксплуатации.

Список использованных источников

1. Пустовойт В.Н., Долгачев Ю.В. О природе мест зарождения мартенсита при закалке стали // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2019. Т. 62. № 2. С. 109-114.
2. Салынских В.М., Щербакова Е.Е., Арефьева Л.П. Улучшение механических свойств пружин из стали 65г изотермической закалкой // Молодой исследователь Дона. 2018. № 2 (11). С. 77-80.
3. Степанов М.С., Домбровский Ю.М., Давидян Л.В. Структура, фазовый состав, механические свойства и износостойкость стали после микродугового борованадирования // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2019. Т. 62. № 6. С. 446-451.
4. Пустовойт В.Н., Долгачев Ю.В., Домбровский Ю.М., Корнилов Ю.А. О местах сдвигового образования зародышей при фазовых превращениях в стали // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2018. Т. 61. № 2. С. 114-119.
5. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Фокина Е.А., Мирзаев Д.А. Влияние внешних воздействий и магнитного поля на мартенситное превращение в сталях и сплавах // Металловедение и термическая обработка металлов. 2016. № 5 (731). С. 3-9.
6. Гришин С.А. Повышение конструкционной прочности сталей термической обработкой в магнитном поле. — Ростов-на-Дону: Институт водного транспорта имени Г.Я. Седова – филиал «Государственный морской университет имени адмирала Ф.Ф. Ушакова», 2015. — 81 с.
7. Пустовойт В.Н., Долгачев Ю.В. Зарождение мартенсита в условиях сверхпластичности аустенита и воздействия внешнего магнитного поля // Известия Волгоградского государственного технического университета. 2016. № 2 (181). С. 114-120.
8. Счастливцев В.М., Гундырев В.М., Зельдович В.И. О механизме мартенситного превращения в среднеуглеродистой стали и железо-никелевом сплаве // В книге: АКТУАЛЬНЫЕ ПРОБЛЕМЫ ФИЗИЧЕСКОГО МЕТАЛЛОВЕДЕНИЯ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ материалы XXIV Уральской школы металловедов-термистов. ФГБОУ ВО «Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова». 2018. С. 14-15.
9. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Калетина Ю.В., Фокина Е.А. Природа влияния магнитных полей на температуру начала мартенситного превращения в сплавах железа // Физика твердого тела. 2016. Т. 58. № 2. С. 327-335.
10. Калетина Ю.В., Фокина Е.А. Влияние магнитного поля на количество остаточного аустенита в закаленных сталях // Металловедение и термическая обработка металлов. 2008. № 10 (640). С. 27-33.