доктор технических наук, профессор кафедры металловедения и физики прочности.
119049, Россия, Москва, Ленинский пр., 4.
Dr. Sci. (Eng.), Professor of the Chair “Metallography and Physics of Strength”.
Moscow.
кандидат физико-математических наук, старший преподаватель кафедры металловедения и физики прочности.
119049, Россия, Москва, Ленинский пр., 4.
Cand. Sci. (Phys.–Math.), Senior Lecturer of the Chair “Metallography and Physics of Strength”.
Moscow.
студент.
Student.
студент.
Student.
В практике металловедения для анализа фазовых и структурных превращений значительное применение находят методы, основанные на измерении магнитных характеристик металлических объектов. В этих методах используются измерения коэрцитивной силы, точки Кюри, анализ частотной зависимости магнитных свойств, эффектов Баркгаузена. В данной работе применена методика, основанная на изменении магнитной проницаемости образца при его непрерывном охлаждении от температуры выше температуры Кюри (Тс ) и до температур начала и конца мартенситного превращения Мн и Мк . Суть метода состоит в измерении частоты колебаний электрического контура, построен ного на цепочке L (катушка индуктивности, она же измерительная катушка) – С (конденсатор). В измерительную катушку помещался образец и начинал играть роль сердечника. Для наблюдения эффектов, связанных с фазовыми превращениями, образец предварительно разогревался и затем быстро перемещался в катушку. Основные эффекты были связаны с переходом через точку Кюри феррита, а также с распадом аустенита по мартенситному механизму. Измерительная схема позволила зафиксировать температуру Кюри феррита для различных сталей, равную 580 – 780 °С с точностью до 5 °С, при этом интервал мартенситного превращения имел протяженность не менее 100 °С. Было показано, что методика магнитометрического анализа, основанная на изменении магнитного состояния образца в районе температуры Кюри его ферромагнитных фаз, позволяет определять содержание δ-феррита в смешанной структуре (мартенсит + δ-феррит) при различной его морфологии, что не всегда возможно сделать методами металлографических наблюдений. Магнитометрический анализ образцов, подвергнутых первичной высокотемпературной закалке и последующим нагревам на более низкие температуры с охлаждением в измерительной катушке установки, позволил определить температуры Ас1 и Ас3 изучаемых сталей, которые находились в интервале 760 – 1020 °С. Определение температуры Ас1 для стали 15Х13Г5НМВФР (780 ÷ 790 °С) позволило назначить температуру ее отпуска пос ле закалки, равную 780 °С, максимально приближенную к температуре Ас1 . В результате удалось уменьшить темп снижения твердости при последующем длительном (до 3000 ч) старении этой стали при 720 °С. Разработанная методика определения температур Ас1 и Ас3 сталей является дополняющей к аналогичным методикам, основанным на измерениях термических, дилатометрических и механических характеристик и позволяет принимать более мотивированное решение о положении указанных температур. Предлагаемая методология с ее аппаратурным исполнением применима только к тем сталям, где аустенит обладает большой устойчивостью по отношению к процессам распада по диффузионному механизму при его переохлаждении, но претерпевает полное превращение по мартенситному механизму по достижении точек Мн и Мк (это означает, что время инкубационного периода на уровне «носа» С-образной кривой его распада должно быть не менее 5 мин). Для остальных сталей, в том числе аустенитных, углеродистых и типичных малолегированных машиностроительных эта методика неприменима.
In physical metallurgy practice the analysis of phase and structural transformations often is made through the methods based on measurement of magnetic characteristics of metal body; in these methods measurements of coercive forces, Curie points, the analysis of frequency dependence of magnetic properties and Barkhausen effect are used. In this paper, the technique based on change of magnetic permeability of the sample at its continuous cooling from temperatures above Curie point (Tc ), through the martensite transformation start temperature (Ms ) to the final stages of transformation (Mf ) is applied. The method essence consists in measurement of frequency fluctuations in oscillatory circuit based on a chain “L (inductance coil, as a magnetic-test coil) – C (precision condenser)”. Explored metal sample played a magnetic core role in the measuring coil. For supervision of phase transformations effects, the sample was warmed up preliminary and then quickly transferred to the coil. The main effects were associated with the transition through the Curie point of ferrite, as well as with the transformation of austenite into martensite. The measuring scheme has allowed fixing Curie point of ferrite for various steels in the range of 580 – 780 °С with accuracy of 5 ºС, at the same time martensite transformations interval had extent not less than 100 ºС. It has been shown that magnetometric analysis technique, based on deviation of magnetic state of ferromagnetic phases in material at near Curie temperature, allows to define quantity of δ-ferrite in the mixed structure (martensite + δ-ferrite) at its various morphology that is not always achievable by traditional metallographic methods. Magnetometric analysis of the samples subjected to primary high-temperature quenching and the subsequent heating on lower temperatures with cooling in the measuring coil unit, has allowed defining temperatures of Ac1 and Ac3 in studied steels which were in the range of 760 – 1020 ºС. Determination of the point Ac1 for 15Cr13Mn5MoWVB steel (780 – 790 °С) allowed setting the temperature of its tempering after quenching equal to 780 °С, closest to the temperature of Ac1 , that made it possible to reduce the rate of decrease in hardness at the subsequent long ageing (up to 3000 hours) of this steel at 720 °С. The developed method for determining the temperatures Ac1 and Ac3 in steels is additional to similar methods based on measurements of thermal, dilatometric and mechanical characteristics and makes it possible to make a more reasonable choice of these temperatures. The proposed methodology in the current hardware implementation is applicable only to those steels where the austenite at its overcooling is sufficiently stable against processes of decomposition by diffusion mechanism, but undergoes a complete transformation with the aid of the martensitic mechanism upon reaching Ms and Mf points (this means that the time of the incubation period at the level of “nose” of the S-shaped decomposition curve should be not less than 5 minutes); for other steels, including austenitic, carbon and ordinary low alloy engineering steels this technique is inapplicable.
The authors declare that there are no conflicts of interest present.