Магнитные свойства цементита и его роль в формировании коэрцитивной силы модельных термически обработанных углеродистых сталей, легированных Mn, Cr или Si тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.11 ВАК РФ

На правах рукописи

—

БАРАНОВА ИРИНА АНДРЕЕВНА

МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА ЦЕМЕНТИТА И ЕГО РОЛЬ В ФОРМИРОВАНИИ КОЭРЦИТИВНОЙ СИЛЫ МОДЕЛЬНЫХ ТЕРМИЧЕСКИ ОБРАБОТАННЫХ УГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ, ЛЕГИРОВАННЫХ Мп, Сг ИЛИ в!

специальность 01.04.11. - Физика магнитных явлений

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

2 и МАР 22М

Ижевск-2014 005546088

005546088

Работа выполнена в Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Физико-техническом институте Уральского отделения РАН

Научный руководитель: Ульянов Александр Иванович,

доктор технических наук, профессор

Официальные оппоненты: Новиков Виталий Федорович, доктор

физико-математических наук, профессор, Тюменский государственный нефтегазовый университет, зав. кафедрой «физики, методов контроля и диагностики»

Ломаев Гелий Васильевич, доктор технических наук, профессор, Ижевский государственный технический университет имени М. Т. Калашникова, кафедра «инженерной экологии», профессор

Ведущая организация: Федеральное государственное бюджетное учреждение науки «Институт машиноведения Уральского отделения Российской академии наук», 620049, г.Екатеринбург, ул. Комсомольская, 34.

Защита диссертации состоится «18» апреля 2014 г. в 16.30 на заседании диссертационного совета Д 004.025.01 при Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Физико-техническом институте УрО РАН по адресу 426000, г. Ижевск, ул. Кирова, 132,

тел. (3412) 43-03-02, факс: (3412) 25-05-14 ^

С текстом диссертации и автореферата можно ознакомиться в библиотеке ФТИ^ УрО РАН и на сайте: http://ftiudm.ru/ (раздел электронная библиотека) ~ - р • ^

Автореферат разослан ОН

"г- : < ."К

I \

Ученый секретарь диссертационного совета, •

доктор физико-математических наук (^-¿-О Л-В-.^Добышева

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Для повышения прочностных характеристик углеродистые стали подвергают термической обработке - закалке и отпуску. Известно, что по магнитным характеристикам углеродистых сталей можно судить о фазовых и структурных изменениях в углеродистых сталях, происходящих в результате деформационных и термических воздействий. К фазочувствительным магнитным характеристикам относят, например, намагниченность насыщения, а к структурно-чувствительным - коэрцитивную силу Не- Методы, основанные на однозначной взаимосвязи коэрцитивной силы с их структурным состоянием или прочностными характеристиками, нашли широкое применение в области неразрушающего контроля качества изделий. Однако для сталей с содержанием углерода свыше (0,3-0,4) % зависимость коэрцитивной силы от температуры отпуска Нс(Тотп) является неоднозначной: в интервале температур отпуска свыше 300°С на зависимости Нс(Т0тп) формируется максимум. Степень проявления этого максимума возрастает с увеличением содержания в сталях углерода, что обусловлено в первую очередь возрастанием объемной доли цементита, коэрцитивность которого играет важную роль в формировании магнитных гистерезисных свойств термически обработанных простых углеродистых сталей.

В промышленности наибольшую практическую ценность имеют легированные углеродистые стали. Влияние легирующих элементов на структурное состояние и прочностные характеристики сталей, на процессы формирования основных структурных составляющих - аустенита, карбидов, цементита, феррита при термических обработках изучено достаточно подробно. Актуальным является вопрос контроля структурного состояния легированных сталей магнитными методами. Структурно-фазовые изменения, происходящие при термической обработке легированных углеродистых сталей, конечно, оказывают влияние и на их магнитные характеристики. Однако единого мнения о взаимосвязи магнитных гистерезисных свойств со структурными изменениями и фазовыми превращениями, происходящими в процессе отпуска легированных сталей, до сих пор нет. Во многом это обусловлено отсутствием в литературе сведений о магнитных гистерезисных свойствах легированного цементита. Отсюда возникает необходимость исследования магнитных свойств легированного карбидообразующими и некарбидообразующими элементами цементита и выяснения его роли в формировании магнитных гистерезисных свойств легированных сталей после закалки и отпуска.

Целью диссертационной работы является исследование магнитных свойств легированного цементита и его влияния на формирование магнитных гистерезисных свойств легированных углеродистых сталей.

В соответствии с поставленной целью решались следующие задачи:

1. Приготовление образцов цементита, легированного Мл, Сг или 81, методом механического сплавления в шаровой планетарной мельнице. Исследование их магнитных свойств во взаимосвязи со структурно-фазовым состоянием как после механосинтеза, так и после отжигов.

2. Приготовление из высокочистых материалов модельных углеродистых сталей 60 и 60Г, 60Х, 60С2, легированных Мп, Сг, соответственно, с последующей термообработкой, исследование их магнитных гистерезисных свойств.

3. Разработка модели перемагничивания термически обработанных легированных углеродистых сталей с учетом магнитных гисгерезисных свойств цементита

4. Анализ полученных результатов, поиск взаимосвязи магнитных гисгерезисных свойств со структурно-фазовым состоянием модельных легированных

углеродистых сталей.

Методы исследования. В диссертационной работе структурное состояние и фазовый состав образцов исследовали методами рентгеновской дифракции и мессбауэровской спектроскопии. Фазовый состав образцов оценивали также из температурных измерений их дифференциальной магнитной восприимчивости. Магнитные характеристики образцов и их температурные зависимости были измерены на вибрационном магнитометре в интервале температур от -196 до 300°С. Методологическую основу диссертационной работы составили работы научного руководителя д.т.н., профессора А.И. Ульянова.

Научная новизна работы.

1. Впервые исследованы магнитные гистерезисные свойства цементита, легированного Сг, Мп или Эй находящегося в различных структурных состояниях. Показано, что легированный цементит по отношению к ферриту является

магнитотвердой фазой.

2. Впервые разработана феноменологическая модель перемагничивания термически обработанных легированных углеродистых сталей 60Г, 60Х и 60С2, учитывающая магнитную твердость цементита.

3. Показано, что из анализа температурных зависимостей коэрцитивной силы модельных среднеуглеродистых сталей, легированных Сг или Мп, можно определять степень легирования выделений цементита карбидообразующими элементами.

4. Впервые исследована взаимосвязь магнитных гисгерезисных свойств со структурно-фазовыми изменениями, происходящими при отпуске модельных среднеуглеродистых сталей, легированных Сг, Мп или Бй с учетом магнитных

свойств легированного цементита.

Практическая значимость работы. Информация о магнитных гисгерезисных свойствах легированного цементита, о закономерностях влияния цементита как магнитотвердой фазы на формирование коэрцитивной силы легированных углеродистых сталей в области средних и высоких температур отпуска может быть использована для разработки новых методов их магнитной структуроскопии для контроля качества термической обработки стальных изделий. Разработанные модельные представления о формировании магнитных гисгерезисных свойств легированных углеродистых сталей с учетом магнитной твердости выделений цементита могут служить основой для теоретических исследований в области физики процессов перемагничивания многофазных ферромагнетиков.

Достоверность результатов исследований подтверждается:

экспериментальными исследованиями на эталонных образцах, воспроизводимостью результатов экспериментов на большом количестве образцов, измерениями на аттестованных установках.

Положения, выносимые на защиту:

1. Результаты исследования магнитных гисгерезисных свойств цементита, легированного Мп, Сг или в», в зависимости от его структурного состояния.

2. Модель структурного состояния и процессов перемагничивания легированных углеродистых сталей 60Г, 60Х и 60С2. Коэрцитивная сила в процессе

перемагничивания сталей формируется в основном за счет коэрцитивности феррипгой матрицы; коэрцитивности цементита как магнитотвердой фазы; коэрцитивности, обусловленной взаимодействием доменных стенок ферритной матрицы со слабомагнитными включениями цементита. Принципы определения вкладов от основных механизмов перемагничивания в экспериментальное значение коэрцитивной силы этих сталей.

3. Принцип оценки степени легирования выделений цемента легированных карбидообразующими элементами сталей из анализа температурных зависимостей их коэрцитивной силы.

4. Взаимосвязь магнитных гистерезисных свойств со структурно-фазовыми изменениями, происходящими при отпуске модельных среднеуглеродистых сталей, легированных Сг, Мл или Si, с учетом магнитных свойств легированного цементита. Характер зависимостей Нс(Т0тп) модельных легированных сталей в области средних и высоких температур отпуска определяется в основном коэрцитивностью и кинетикой образования выделений цементита.

Личный вклад автора заключается в подготовке образцов и измерении магнитных характеристик, в обработке результатов измерений, в обсуждении результатов и планировании эксперимента, в написании тезисов докладов и статей. Порошки легированного цементита получены совместно с Чулкиной A.A. В работе также использованы результаты, полученные сотрудниками лаборатории: Ульяновым A.JI. (мессбауэровские исследования), Волковым В.А. (рентгеновские исследования), Загайновым A.B. (измерения дифференциальной магнитной восприимчивости) на образцах, приготовленных автором диссертации. Задачи экспериментальных исследований по диссертационной работе сформулированы научным руководителем Ульяновым А.И. Обсуждение и интерпретация экспериментальных результатов проводились совместно с научным руководителем и соавторами публикаций при непосредственном участии соискателя. Основные положения и выводы диссертационной работы сформулированы автором.

Апробация работы: Основные результаты работы были доложены на 7 Российских научных конференциях: V Российской научно-технической конференции «Ресурс и диагностика материалов и конструкций» (г. Екатеринбург, 2011), XIX Всероссийской научно-технической конференции по неразрушающему контролю и технической диагностике (г. Самара, 2011), IX Всероссийской школе-конференции молодых ученых «КоМу - 2011» (г. Ижевск, 2011), VIII Российской ежегодной конференции молодых ученых сотрудников и аспирантов «Физико-химия и технология неорганических материалов» (г. Москва, 2011), VII Российской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (г. Екатеринбург, 2012), Открытой школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы-2012» (г. Уфа, 2012), X Всероссийской школе-конференции молодых ученых «КоМу - 2013» (г Ижевск 2013).

Исследования, представленные в диссертационной работе, были выполнены в Физико-техническом институте УрО РАН в соответствие с планом научно-исследовательских работ по теме «Разработка научных основ создания материалов с использованием механоактивированных нанокомпозитов в качестве прекурсоров». (№ Гос. Регистрации 01.20. 1157504). Работа была поддержана проектом Президиума РАН 09-П-2-1024 «Разработка физико-химических основ технологии получения объемных нанокомпозитов на основе Fe-B-Si, получаемых при интенсивной

пластической деформации быстрозакаленных и механоактивированиых сплавов» и проектом УрО РАН 12-У-2-1035 «Исследование закономерностей формирования наноразмерных структур в модельных порошковых сплавах на основе системы Ре-С, полученных механосинтезом, и в массивных углеродистых сталях, подвергнутых высокотемпературной обработке».

Основные результаты изложены в 13 публикациях, в том числе в 5 изданиях, рекомендованных ВАК РФ, и в 8 тезисах докладов конференций.

Структура и объем диссертационной работы. Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы, использованной при работе над диссертацией. Содержание диссертации изложено на 132 страницах машинописного текста, включая 56 рисунков, 4 таблицы и библиографический список, содержащий 125 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы цель и задачи исследований, показана научная новизна и защищаемые положения.

В первой главе представлен обзор работ, посвященных изучению магнитных гистерезисных свойств цементита Ре3С, полученного различными методами, и выяснению его роли в формировании магнитных свойств углеродистых сталей. По имеющимся в литературе сведениям цементит является по отношению к ферриту магпитотвердой фазой, коэрцитивная сила которой почти на два порядка выше, чем у феррита. Это обстоятельство указывает на необходимость учета влияния магнитной твердости цементита на формирование коэрцитивной силы углеродистых сталей. В промышленности широкое применение находят легированные стали, прочностные характеристики которых имеют высокие значения. Актуальной является задача магнитной структуроскопии легированных углеродистых сталей. Для понимания природы формирования магнитных гистерезисных свойств таких сталей необходима информация о магнитных свойствах их структурных составляющих, в частности, легированного цементита. Оказалось, что в литературе такая информация отсутствует. В связи с этим отсутствует информация и о роли цементита в формировании магнитных гистерезисных свойств термически обработанных легированных углеродистых сталей. На основе анализа литературных данных, сформулированы цель и задачи диссертации.

Во второй главе приведены методики приготовления образцов и методы их

исследования.

Исследования проводились на образцах следующих составов:

1. Порошки цементита составов Ре3С, (Ре,.хМпх)зС, где х = 0,01; 0,06; 0,09; 0,12; (Ре, хСгх)зС, где х = 0,01; 0,03; 0,05; 0,07, и Ре3(С(1.х)81х), где х = 0,04; 0,12; 0,20.

2. Модельные стали 60, 60Г, 60Х и 60С2 составов Ре97,2С2,8; Ре96,ЗМп1,0С2,7; Ре96,22Сг1,05С2,73 и Ре93,5813,82С2,68, соответственно.

Указанные образцы были получены методом механического сплавления в шаровой планетарной мельнице в атмосфере аргона смесей высокочистых порошков железа, графита, марганца, хрома, кремния, соответственно. Для прессования образцов модельных сталей после механического сплавления использовали метод квазигидростатического прессования. Спекание прессовок проводили при температуре 1050°С в вакууме в течение 2 часов. Спеченные диски были аустенизированы при температуре 900°С в атмосфере аргона в течение часа, с

а) Тотп = 300°С

последующей закалкой в воду. Образцы модельных сталей были отпущены в интервале температур от 100 до 700°С в течение 1 часа в атмосфере аргона. Отжиг полученных образцов легированного цементита проводили в интервале температур от 200 до 700-800°С в течение 1 часа в атмосфере аргона.

Приводится описание установок для измерения магнитных характеристик, методов исследования структурного состояния и фазового состава полученных образцов.

Третья глава посвящена исследованию формирования магнитных гистерезисных свойств простой углеродистой стали 60 с учетом магнитных свойств цементита. Для определения вкладов от основных механизмов перемагничивания в экспериментальное значение коэрцитивной силы простых углеродистых сталей была

использована упрощенная модель структурного состояния углеродистых сталей [1]. Сталь 60 после отпуска в интервале Тотп=(250-700)°С представляет собой ферритную матрицу, в которой содержатся слабомагнитные (при комнатной температуре намагниченность насыщения цементита примерно в два раза меньше, чем феррита), но магнитотвердые (коэрцитивная сила цементита почти на два порядка больше, чем феррита [1]) включения цементита (карбидов). На основе принятой упрощенной модели структурного состояния и из анализа температурной зависимости Нс(ТизМ) стали были определены основные механизмы перемагничивания, которые определяют коэрцитивную силу Не стали 60. Это коэрцитивность ферритной матрицы, коэрцитивность цементита как магнитотвердой фазы и коэрцитивность, обусловленная взаимодействием доменных границ ферритной матрицы со слабомагнитными включениями цементита Необходимо отметить, что коэрцитивная сила смеси фаз определяется не только значениями Не фаз, но и находится в линейной зависимости от их объемного содержания. Для стали 60 объемное содержание цементита составляет -9%.

Из экспериментальных температурных зависимостей коэрцитивной силы образца Нс(Тизм) (кривая 1 на рис. 16) и коэрцитивной силы ферритной матрицы 1)с(Тизм) (кривая 2 на рис. 16) была отработана методика разделения вкладов he в коэрцитивную силу Не образца от рассмотренных механизмов перемагничивания. Сущность методики состоит в следующем. При температуре -196°С коэрцитивная сила магнитотвердой фазы цементита возрастает по сравнению с комнатной температурой

100 200 300

Рис.

1.

от

Зависимости температуры измерений: 1 -коэрцитивной силы Не образцов; 2 - вклада Ьс от гистерезиса матрицы; 3 - суммарного вклада Ьс от гистерезиса матрицы и цементита как слабомагнитных включений; 4 - вклада Ьс от цементита как магнитотвердой фазы модельной стали 60 после закалки и отпуска при температурах: а) Тотп = 300, б) 400, в) 500°С.

более чем в 2 раза, вклад которой в Не образца представлен кривой 4 на рис. 16. В то же время коэрцитивная сила магнитомягкой ферритной матрицы возрастает менее чем на 10% (кривая 1). В результате коэрцитивная сила образца при низких температурах измерений (отрицательные температуры) определяется в основном коэрцитивностью включений цементита. При температуре измерений, равной точке Кюри цементита (Тизм = Тс), коэрцитивная сила и намагниченность насыщения включений цементита равны нулю (рис. 16). При этой ТШм цементит играет лишь роль «немагнитных пустот», пор, с которыми по [2] в процессе перемагничивания

образца наиболее эффективно взаимодействуют доменные стенки ферритной матрицы, обеспечивая наибольший вклад (ЬС(ТС)) этого механизма перемагничивания в Не образца (отрезок а-Ь на рис. 16). При ТГОМ<ТС намагниченность насыщения цементита отлична от нуля (рис. 2, кривая 2), и включения цементита становятся слабомагнитными. При этом вклад Ьс, обусловленный зацеплением доменных границ феррита за слабомагнитные включения цементита при различных температурах измерений, определяется выражением:

20

I»

В?'2 2 8

й 2

1

-

1 J-1-Ло-1

4

0

-200 0

200

400

Рис. 2. Температурные зависимости намагниченности насыщения: 1 — феррита; 2 - цементита.

К

КТС) (1), где Ма

М,,

М^ЛТс) - намагниченность насыщения цементита и ферритной матрицы при текущей температуре измерений и в точке Кюри цементита, соответственно [3]. Температурные зависимости намагниченности насыщения феррита и цементита приведены на рис. 2. С учетом выражения (1) вклад Ьс, обусловленный взаимодействием доменных стенок матрицы со слабомагнитными или неферромагнитаыми включениями цементита, при различных Тизм определяется кривой 3 относительно кривой 2 на рис. 16. Видно, что максимальный вклад коэрцитивности от этого механизма перемагничивания наблюдается при Тгом =ТС цементита (отрезок а-Ь), а минимальный (отрезок с-<1 на рис. 16) - при Тизм = -196 С.

На рис. 1 приведены температурные зависимости коэрцитивной силы Нс(Тюм) (кривые 1) и МТизм) вкладов от каждого из обсуждаемых механизмов перемагничивания (кривые 2-4) модельной стали 60 после закалки и отпуска при различных температурах. Видно, что в области Тс цементита на зависимости Нс(Тизм) всех образцов формируется максимум (кривые 1), обусловленный взаимодействием доменных стенок ферритной матрицы со слабомагнитными или неферромагнитными включениями цементита. Видно также, что величина этого максимума Не уменьшается при ТОТп>400°С, что является следствием явления коагуляции выделений цементита [4], в результате которого происходит рост их средних размеров. По [2] коэрцитивность, обусловленная этим механизмом перемагничивания, уменьшается, если средний размер «немагнитных пустот» превышает ширину доменных стенок ферритной матрицы. Из рис. 1 также видно, что отпуск при различных Т0тп изменяет величину коэрцитивной силы выделений цементита в области низких температур измерений (кривые 4).

Анализ влияния структурных и фазовых изменений, происходящих при отпуске сталей, на формирование их магнитных гистерезисных свойств удобнее проводить на зависимостях Нс(Т0Тп) и Мтотп), измеренных при различных температурах

100 300 500 700 T<m»0<-

Рис. За. Зависимости магнитных свойств цементита РезС от температуры отжига: 1,2 — коэрцитивной силы, 3 - удельной намагниченности насыщения, измеренных при: 1,3 — 25°С; 2 - (-196)°С. Рис. 36, в, г. Зависимости магнитных гистерезисных свойств стали 60 от температуры отпуска: 1- коэрцитивной силы Не образца, вкладов hc в коэрцитивную силу образца: 2 - от гистерезиса ферритной матрицы; 3 - от выделений цементита, как слабомагнитных включений, с которыми взаимодействуют доменные стенки матрицы; 4 - от цементита, как магнитотвердой фазы, измеренные при температурах: б) 25°С; в) -196°С;г)220°С.

(Тизм= 25, -196 и 220°С) (рис. 3). Выбор температур измерений обусловлен тем обстоятельством, что при ТШм = -196°С наиболее ярко в процессах перемагничивания проявляется

магнитная твердость цементита, а при 220°С - коэрцитивность, обусловленная взаимодействием доменных стенок феррита с парамагнитными включениями цементита. Модель вкладов от рассмотренных механизмов перемагничивания работает в области средних и высоких температур отпуска, где имеются выделения цементита (карбидов), то есть для стали 60 в интервале Тотп=(250-700)оС.

Из рис. 3б, в видно, что характер зависимости Нс(Т0тп) стали 60 в области средних и высоких температур отпуска (кривые 1) определяется в основном коэрцитивностью цементита как магнитотвердой фазы (кривые 4). Из сопоставления кривых 4 на рис. 36, в и кривой 1 на рис. За следует, что ход температурной зависимости вклада Ис(Тотп), обусловленного коэрцитивной силой выделений цементита в стали, близок к аналогичной зависимости Нс(Тотж) механически сплавленного цементита. Рассмотрим влияние структурного состояния на коэрцитивную силу механически сплавленного и отожженного цементита. Механически сплавленный цементит находится в наноструктурном состоянии, имеет искаженную кристаллическую решетку и высокую плотность дефектов кристаллического строения по границам зерен. По [5] сильные искажения решетки существенно понижают константу магнитокристаллической анизотропии, в результате чего цементит становится низкокоэрцитивным. Отжиг при 500°С снимает искажения кристаллической решетки цементита, уменьшает, хотя и незначительно, плотность его дислокаций [6]. При снятии искажений

решетки константа магнитокристаллической анизотропии восстанавливается, и цементит переходит в высококоэрцитивное состояние [5]. В результате при практически одинаковой плотности дислокаций [7], коэрцитивная сила отожженного цементита с нормальной, неискаженной кристаллической решеткой будет в 3-4 раза выше, чем деформированного цементита с искаженной решеткой. При температурах отжига свыше 500°С интенсивно уменьшается плотность дислокаций. Кроме того, при Тотж> 600°с возможен частичный распад цементита, о чем свидетельствует рост его удельной намагниченности насыщения as (рис. За, кривая 3). Естественно, все это приводит к уменьшению коэрцитивной силы цементита, отожженного при

температуре свыше 500°С.

Коэрцитивная сила выделений карбидов (цементита), образующихся из мартенсита закалки в процессе отпуска простых углеродистых сталей, по-видимому, также находится в сильной зависимости от их структурного состояния. При низких Т0тп выделения карбидов находятся в когерентной связи с решеткой мартенсита, которая имеет большие внутренние напряжения и высокую плотность дефектов. Следовательно, карбиды имеют искаженную решетку и высокую плотность дефектов кристаллического строения. По аналогии с цементитом, полученным механическим сплавлением (рис. За, кривая 1), выделения карбидов также находятся в низкокоэрцитивном состоянии. После отпуска при 350°С полностью завершается процесс выделения углерода из мартенсита. Карбиды, проходя через ряд промежуточных состояний, превращаются в цементит, происходит коагуляция выделений цементит. По мере дальнейшего повышения Т0Тп кристаллическая решетка цементита теряет когерентную связь с решеткой матрицы, переходя в равновесное состояние, и при Тотп^ 500°С выделения цементита в сталях становятся высококоэрцитивными. При Тотп>500°С коэрцитивная сила цементита по рассмотренным выше причинам уменьшается (рис. 35, в, кривые 4). Следовательно, вклад в Нс образцов от цементита как магнитотвердой фазы hc(TOTn) изменяется с температурой отпуска немонотонно и имеет максимум при Т0тп~ 500°С (рис. 36, в, кривые 4).

При Тдам = -196°С величина вклада от цементита как магнитотвердой фазы (рис. Зв, кривая 4) по аналогии с коэрцитивной силы механически сплавленного цементита (рис. За, кривая 2) увеличивается. Это происходит в основном из-за возрастания при низких температурах измерений константы магнитной кристаллической анизотропии цементита.

При температуре измерения выше точки Кюри цементита (ТГОм = 220°С) формирование зависимости Нс(Т0Тп) образцов (рис. Зг, кривая 1) определяется действием двух механизмов перемагничивания, а именно - гистерезисом ферритной матрицы (кривая 2) и взаимодействием доменных стенок ферритной матрицы с неферромагнитными включениями цементита (кривая 3), так как коэрцитивная сила включений цементита при Тизм = 220°С равна нулю. Величина вклада в Не образца от цементита как неферромагнитных включений (кривая 3) определяется по [2] отношением ширины доменных стенок ферритной матрицы к среднему размеру неферромагнитных включений цементита. При их равенстве вклад, обусловленный этим механизмом перемагничивания, становится максимальным. Как видно из кривой 3 на рис. Зг, это условие выполняется для стали 60 при температуре отпуска в области Я 400°С. Имеющие максимум зависимости hc(T0Tn), обусловленный этим механизмом перемагничивания (кривые 3), наблюдаются и при комнатной и азотной температурах измерений (рис. 36, в), однако величина их существенно меньше, так как выделения

цементита при этих температурах измерений имеют уже достаточную намагниченность насыщения (рис. 2).

В четвертой главе приведены результаты исследований магнитных свойств цементита, легированного марганцем, хромом или кремнием. Первичную аттестацию полученных в результате механосинтеза образцов, проводили по результатам измерения температурной зависимости их относительной магнитной восприимчивости хСГизм)- Рентгеновские и мессбауэровские исследования подтверждают сведения, полученные из анализа зависимостей х(ТИзм) о структурном и фазовом составе образцов. Установлено, что после механического сплавления образцы представляют собой композит, содержащий фазу легированного цементита, находящегося в нанокристаллическом состоянии с сильными искажениями кристаллической решетки, и высокой плотностью дефектов кристаллического строения в межзеренных границах, а так же некоторое количество аморфной (Fe-Mn-C, Fe-Cr-C или Fe-Si-C) фазы и a-Fe. В качестве примера на рис. 4 приведены рентгенограммы композита состава (Fe^Cro,0з)зС в состоянии после механосинтеза

(а) и после часового отжига при 800°С (б). О сильных искажениях кристаллической решетки механически сплавленного цементита свидетельствуют уширения линий дифрактограммы (рис. 4а). По данным рентгеноструктурного анализа средний размер зерен такого цементита составил »8 нм, а среднеквадратичная микродеформация его решетки <с2)"2 « 0,4 %. С увеличением содержания легирующего элемента в механически сплавленных композитах содержится большее количество аморфной фазы, увеличивается неоднородность распределения карбидообразующих элементов Мп или Сг в решетке цементита. В процессе отжига композитов при высоких температурах аморфная фаза, а также не прореагировавшее или намолотое железо, вступая во взаимодействие с атомами углерода, образуют цементит. Кроме того, при отжигах снимаются искажения кристаллической решетки, уменьшается плотность дефектов кристаллического строения, что приводит к существенному сужению линий рентгенограмм (рис. 46). Рентгеноструюурный анализ показывает, что после отжига при 800°С средний размер зерен вырастает до значений <¿>«50 нм, а среднеквадратичная микродеформация

решетки понижается до <£2)"2 я 0,1 %..

Кроме того, в процессе часового отжига при 800°С в механосинтезированных композитах, легированных Сг или Мп, повышается также однородность распределения карбидообразующих элементов в решетке цементита, завершаются фазовые превращения, в результате которых формируется практически однофазный легированный цементит составов (Fei.xMnx)3C, где х = 0,06-Ю,12, и (Fei.xCrx)3C, где

И

20, град.

Рис. 4. Рентгенограммы образца состава (Гео,97Сго,оз)зС: а - после механосинтеза; 6 — после последующего отжига при температуре Т0тж= 800°С в течение 1 ч.

х = 0,03-Ю,07. Исключение составляет малолегированный цементит составов (Feo.99Cr0.0I)3C и (Ре0,99Мп0,01)зС, которые в процессе отжига при этой температурю испытывают частичный распад. Механосинтезированный композит, легированный кремнием, состава (Fe3C(i.x))S¡x, где х = 0,04; 0,12; 0,20, испытывает частичный распад в процессе отжига при температурах свыше 500°С, причем интенсивность распада возрастает с увеличением содержания в составе цементита кремния. Из анализа зависимостей хПизм) была сделана оценка точек Кюри Тс легированных цементитов. Обнаружено, что Тс цементита понижается с увеличением содержания в его решетке Мп или Сг. Точка Кюри цементита, легированного кремнием, не зависит от содержания S¡ и равна Тс цементита Fe3C 210°С).

Рассмотрим магнитные характеристики легированного марганцем цементита (рис. 5). Зависимости а5(Тотж) и Нс(Т0тж) отражают изменения в структурном состоянии и фазовом составе, происходящие при отжиге механосинтезированных композитов состава (Fei.xMnx)3C, где х = 0,01+0,12. Из рис. 5а видно, что удельная

намагниченность насыщения os композитов с увеличением температуры отжига несколько уменьшается (кривые 1-3), отражая факт превращения при отжиге аморфной фазы и a-Fe в цементит, as которого ниже. Возрастание as образца (Fe^Mno.oibC при Тщ-ж > 600°С (кривая 1 а на рис. 5а) свидетельствует о частичном распаде цементита на железо и углерод. Устойчивость цементита к распаду при высокотемпературных отжигах повышается с увеличением содержания в нем Мп. Для композита состава (Feo^sMnojíbC по мере увеличения Т0тж наблюдается более интенсивное снижение as (рис. 5а, кривая 4), чем для композитов с меньшим содержанием Мп. Это обусловлено увеличением по мере роста ТОТж количества растворенного в решетке цементита Мп, и приближением точки Кюри цементита состава (Feo.sgMno.^bC (Тс=30сС) к комнатной температуре измерений. Действительно, если измерения проводить при температурах, существенно ниже точки Кюри, например, при Тизм=-196°С, то характер зависимостей ст5(Тотж) становится для всех составов одинаковым (рис. 56).

Коэрцитивная сила механически сплавленных композитов (FebxMnx)3C от температуры отжига изменяется немонотонно (рис. 5в). Механически сплавленный композит имеет низкие значения коэрцитивной силы. По мере повышения температуры отжига его Не увеличивается, достигая максимума в области (500-550)°С, а затем уменьшается. Аналогичный характер зависимости Нс(Тотж) наблюдали для Fe3C на рис. За (кривая 1). Выше было дано объяснение изменениям

200 Га) 1/7« Г б)

* 150 7,

3 100 — 2 ■ ' ' - - -4

tí" 50 - -»4 -

0 1 1 1 i р i _J

400 . в)

| 30° - /"N 1

200

100 "ТЧ

0 гГг .....

—i—i—i —i—i—i—i

100 300 500 700 100 300 500 700

т °С

Рис. 5. Зависимости от температуры отжига: а, 6)

удельной намагниченности насыщения; в, г)

коэрцитивной силы композитов составов

(Fei.xMnx)3C: 1 и la-x = 0,01 2 - 0,06: 3 - 0,09; 4

- 0,12. Температура измерений: а, в) 25°С;

б, г) -196°С. Время выдержки: • — 1 час; о — 10

мин.

Не при отжигах механически сплавленного цементита. По-видимому, аналогичные процессы происходят и при отжиге цементита, легированного марганцем. Резкий спад кривой 1 а зависимости Нс(Т0Тж) при температуре отжига свыше 600°С отражает частичный распад цементита (Feo.^Mn^oihC, отожженного в этом интервале температур в течение часа. По мере увеличения содержания марганца от х = 0,01 до 0,12 максимальное значение коэрцитивной силы легированного цементита уменьшается более чем в 5 раз (рис. 5в).

Коэрцитивная сила цементита, легированного марганцем, существенно возрастает при температуре жидкого азота (рис. 5г). Так, для цементитов составов (Рео,94Мпо,об)зС и (Feo,88Mno,12)3C максимальное значение Нс увеличивается по сравнению с комнатной температурой в = 2,5 и 5 раз, соответственно. По-видимому, это обусловлено в основном изменением константы магнитокристаллической анизотропии цементита.

Рассмотрим магнитные свойства цементита, легированного Сг. На рис. 6 приведены зависимости ст5(Т0Тж) и Нс(Тотж) композитов состава (Fe,.xCrx)3C, где

х = 0,01-Ю,07. Время отжига при каждой температуре 1 час. Видно, что по мере увеличения Тотж до 600°С os композитов, измеренных как при комнатной температуре, так и при температуре жидкого азота (кривые 1-5 на рис. 6а, б) несколько уменьшается.

Уменьшение os отражает факт превращения при отжигах аморфной фазы и a-Fe в цементит. Более крутой спад зависимости ст5(Тотж) наблюдается для образца состава (Рео.ээСгодлЬС (рис. 6а, кривая 5), что связано, как и в случае легирования цементита марганцем, с приближением Тс отожженного легированного хромом цементита к комнатной температуре. Увеличение as цементита Fe3C и слаболегированного цементита (Feo>99Cro.oi)3C после отжига при Т0тж > 600°С (кривые 1 и 2 на рис. 6а) указывает на их частичный распад.

Как видно из рис. бе, характер зависимостей коэрцитивной силы механосинтезированных композитов от температуры отжига (кривые 1-5) аналогичен характеру зависимостей Нс(Т0тж) композитов, легированных марганцем. После механического сплавления композиты находятся в низкокоэрцитивном состоянии. С увеличением температуры отжига их Не возрастает, достигая максимума в области Тотж = 500°С. При этом видно, что максимальное значение Не с увеличением содержания хрома уменьшается более чем в 1,5 раза. Дальнейшее увеличение температуры отжига приводит к монотонному снижению Нс цементита составов (Fe,.xCrx)3C, где х > 0,03. Коэрцитивная сила образцов состава Fe3C и (FeoэдСгооОзС

100 300 500 700 100 300 500 700 Тотж.°С W.OC

Рис. 6. Зависимости от температуры отжига: а, 6) удельной намагниченности насыщения; в, г) коэрцитивной силы композитов составов (Fei. *Сг)3С: 1) х = 0; 2) х = 0,01; 3) х = 0,03: 4) х = 0,05; 5) х = 0,07. Температура измерений: а, в) 25°С; б, г) -196°С.

после отжигов при Тотж > 500°С уменьшается резко, что связано с частичным распадом цементита указанных составов (кривые 1, 2 на рис. бе). Из рис. 6 следует, что стабильность цементита к температурным воздействиям повышается с увеличением в нем содержания хрома.

На рис. 6г представлены зависимости Нс(Т0Тж) композитов состава (Рео97Сг00з)зС и (Рео,9зСг0.о7)зС, измеренные при температуре жидкого азота. Видно, что Не легированного хромом цементита такой температуре измерений увеличивается более чем в 2 раз, что обусловлено в основном возрастанием константы магнитокристаллической анизотропии.

Рассмотрим магнитные свойства цементита, легированного кремнием. На рис. 7 приведены зависимости с5(ТОТж) и Нс(ТОТж) композита составов Ре3(С(,.х)81х), где

х = 0; 0,04; 0,12. Время отжига при каждой температуре 1 час. Видно, что с увеличением в композите содержания кремния начало роста удельной намагниченности насыщения смещается в сторону меньших температур отжига. Это означает, что для композитов Рез(Со,9б81о,о4) и Рсз(С0,888;0,,2) распад начинается при Т0тж~ 550°С и 500 С, соответственно (рис. 7а, кривая 2 и 3). Это можно объяснить следующим образом. Несмотря на то, что кремний является некарбидообразующим элементом, он в процессе механосинтеза растворяется в решетке цементита, образуя твердый раствор [8]. Однако образование такого раствора в равновесном состоянии энергетически невыгодно, т.к. требует дополнительных затрат энергии. Кроме того, образование связей железо-кремний в цементите приводит к разрыву части связей железо-углерод, вызывая распад цементита. Механическое сплавообразование позволяет получить легированный кремнием цементит, который находится в неравновесном состоянии. Отжиг приводит композит в равновесное состояние, одновременно вызывая частичный распад цементита, что приводит к возрастанию его а8 (кривые 2, 3 на рис. 7а). Таким образом, устойчивость легированного кремнием цементита к температурным воздействиям уменьшается с увеличением содержания 81 в решетке механосинтезированного цементита. Стабилизация или уменьшение о5 композитов в интервале Тотж от 600 до 700°С свидетельствует о стабилизации или уменьшении распада цементита при часовой выдержке в этом интервале температур отжига.

Зависимость Нс(Тотж) цементита, легированного кремнием, в общих чертах имеет такой же характер, как и аналогичные зависимости для цементита, легированного марганцем или хромом. На зависимостях Нс(Тотж) также наблюдается интенсивное уменьшение Нс после отжига при высоких температурах, что также обусловлено частичным распадом легированного кремнием цементита (кривые 2, 3 на рис. 76). Однако есть и отличия. Во-первых, распад легированного кремнием цементита начинается при более низких температурах отжига (450-500)°С, чем распад

200 ~ а) г?

^ 180 - й

| 160 -

140

2'

120 I 1 11111

б) Л

а 400 / и.4

о X 200 ---•* \з I

0 —т 1 1

100 300 500 700

Тотж> °С

Рис. 7. Зависимости от

температуры отжига: а)

удельной намагниченности

насыщения; б) коэрцитивной

силы композитов РезСо-х^х:

1) х = 0; 2,4) -0,04; 3)-0,12.

Измерения проведены при

температуре: 1-3) 25°С; 4) -

196°С.

цементита, легированного карбидообразующими элементами. Во-вторых, с увеличением содержания S¡ распад цементита смещается в область более низких Тотж, и он становится более интенсивным. Максимальное значение коэрцитивной силы композита, наблюдаемое при Тотж= 500°С, с увеличением содержания кремния несколько понижается. Но в данном случае это обусловлено более высоким содержанием в композите фазы a-Fe, которая образуется при распаде цементита.

При температуре измерения, равной температуре жидкого азота, зависимость Нс(Тотж) композита Fe3(C0,96Sío,o4) (рис. 7б, кривая 4) аналогична такой же зависимости, измеренной при 25°С (рис. 76, кривая 2), но имеет более высокие значения, что связано в основном с возрастанием константы магнитокристаллической анизотропии цементита при низких температурах измерений.

Таким образом, легирование карбидообразующими элементами (Мп и Сг) понижает значения коэрцитивной силы, удельной намагниченности насыщения и точку Кюри цементита, повышает его стабильность к температурным воздействиям. Легирование некарбидообразующим элементом (Si) несколько снижает коэрцитивную силу, практически не изменяя его удельную намагниченность насыщения и точку Кюри цементита, снижает его стабильность к температурным воздействиям.

В пятой главе исследована взаимосвязь магнитных гистерезисных свойств со структурно-фазовыми изменениями, происходящими при отпуске модельных среднеуглеродистых сталей, легированных Сг, Мп или Si, с учетом магнитных свойств легированного цементита.

Из анализа литературных данных предложена упрощенная модель структурного состояния легированных углеродистых сталей:

1. В процессе аустенизации и после закалки легирующие элементы распределены по объему образца однородно.

2. Отпущенные легированные углеродистые стали представляют собой ферритную матрицу с выделениями цементита, содержание легирующих элементов в которых такое же, как в стали. При низких Тот наряду с фазой цементата возможно присутствие других карбидов.

3. В процессе отпуска при Тотп > 500°С атомы легирующих элементов приобретают подвижность, достаточную для перемещения карбидообразующих элементов из ферритной матрицы в решетку цементита, а некарбидообразующих элементов из решетки цементита в ферритную матрицу.

„ /т, ОСНОве УпР01«енной модели структурного состояния и анализа зависимостей Нс(Тизм) исследуемых легированных сталей была предложена феноменологическая модель формирования их коэрцитивной силы:

1. В процессе перемагничивания образцов легированной углеродистой стали коэрцитивная сила формируется за счет коэрцитивности легированной ферритной матрицы; коэрцитивное™ цементита как магнитотвердой фазы; коэрцитивное™ обусловленной взаимодействием доменных стенок ферритной матрицы со слабомагнитными включениями цементита.

2. Перемагничивание ферритной матрицы и частиц легированного цементита, размер которых в несколько раз превышает ширину 5 доменных стенок цементита (6 = 6 нм), осуществляется путем смещения их доменных стенок.

3. Вклады he от разных механизмов перемагничивания в Не образца определяются из экспериментальных зависимостей Нс(Тщм) образца и hc(TmM) ферритнои матрицы. Принцип разделения вкладов основан на том обстоятельстве

что при Тизм = Тс цементита вклад от цементита как магнитотвердой фазы обращается в нуль, а от цементита как неферромагнитных пустот, с которыми взаимодействуют доменные стенки ферритаой матрицы, становится максимальным. При Тизм = -196°С, наоборот, максимален вклад Ьс от цементита как магнитотвердой фазы и минимален вклад от цементита как слабомагнитных включений.

4. Коэрцитивная сила образцов в первом приближении определяется суммой вкладов в Нс образца от каждого из рассмотренных механизмов перемагничивания.

На рис. 8 представлены температурные зависимости Нс(ТЮм) исследуемых легированных сталей и Ис(Тизм) вкладов от указанных механизмов перемагничивания в формирование их коэрцитивной силы.

40

30

20

10

60

50

40

J 30

& X 20

10

0

40

30

20

10

0

I \ '—' .'

Тс

г)

ж)

■ ' Г*-,!

-100

- 6)

\4> 2

1 1

тс

- д)

—-S 2

1 i — i

- Тс i)

ч •ч ч ■w4 i 1

. 1 1

100 т° 300 °с

и. Ь

-100

100 Тс 300

300

Рис 8 Температурные зависимости коэрцитивной силы (кривые 1) и вкладов hc: от ферритной матрицы (кривые 2); от матрицы и от цементита как слабомапшпшх включений (кривые 3); от цементита как мапштшвердой фазы (кривые^ сталей.д г, ж) 60Гб, А з) 60Х; в'е, и) 60С2, ощущенных при температуре: а-в) 400°С; г-е) 500 С; ж-и) 550 С.

Видно что в области низких температур измерения основной вклад в формирование коэрцитивной силы сталей вносит цементит как магнитотвердая фаза (кривые 4). С увеличением температуры измерения коэрцитавность цементита уменьшается и при температуре, равной точке Кюри Тс цементита, обращается в

нуль. При Тизм = Те цементита образуется максимум на зависимости Нс(Тизм), который обусловлен механизмом взаимодействия доменных стенок ферритной матрицы с неферромагнитными включениями легированного цементита. Видно, что максимум Не наблюдается при различных температурах измерений: для образцов исследуемых сталей, отпущенных при Тота=400°С, - в области Тизм ~ (240-300)°С. Это свидетельствует о том, что при малых температурах отпуска в композитах остаются еще, возможно, карбиды (например, Ре5С2), температура Кюри которых больше Тс цементита [9]. С другой стороны, в [10] было показано, что выделения цементита в патентированных сталях, подвергнутых сильным пластическим деформациям, имеют повышенную вплоть до 280°С точку Кюри.

Смещение максимума зависимостей Нс(ТИЗм) сталей 60Х и 60Г в область более низких температур при Т0тж >500°С связано с интенсивным легированием цементита карбидообразующими элементами (Мп, Сг), которые понижают Тс цементита. Так, точка Кюри выделений цементита в стали 60Г уменьшается от ~ 210 до ~ 180°С, в стали 60Х - от =210 до = 186°С после отпуска при 500 и 550°С, соответственно (рис. 8г, д, ж, з, кривые 1). Это означает, что содержание марганца и хрома в выделениях цементита сталей 60Г и 60Х увеличивается до « (3,8 ± 0,2) ат. % и = (2,3 ±0,2) ат. %, соответственно. Для образца стали 60С2 при тех же условиях максимум зависимости Нс(Тшм) остается при Тизм= 210°С (рис. 8е, и, кривые 1). Это означает, что в процессе отпуска кремний выходит из решетки цементита в ферритную матрицу.

Анализ влияния структурных и фазовых изменений, происходящих при отпуске сталей, на формирование их магнитных гистерезисных свойств удобнее проводить на зависимостях Нс(ТОТп) и Ьс(Тота) (рис. 9), измеренных при различных температурах (Тшм= 25, -196 и 220°С). Из рис. 9 следует, что при Тизм = 25 и -196°С характер зависимостей Нс(Т0Тп) в области средних и высоких Тотп (кривые 1) определяется, главным образом, коэрцитивностью и относительным объемом выделений цементита как магнитотвердой фазы, то есть видом кривой 4.

На рис. 9а, г представлены зависимости Нс(Т0ш) стали 60Г, измеренные при комнатной температуре и температуре жидкого азота. Здесь же представлены зависимости вкладов Ьс(Т0гп) от обсуждаемых механизмов перемагничивания в Не исследуемой стали. Поскольку карбидообразование в стали 60Г происходит практически так же, как и в стали 60, то характер их зависимостей Нс(Т0тп) и Ьс(Тагп), измеренных как при комнатной температуре, так и при температуре жидкого азота, практически одинаков (кривые 1-4 на рис. 36, в и 9а, г). Легирование атомами марганца, происходящее при То-ш>500°С, уменьшает коэрцитивность цементита, однако это мало сказывается на виде кривой 4, отражающей вклад выделений цементита как магнитотвердой фазы в Не образца.

Зависимость Нс(Т0тп) стали 60Х, измеренная при комнатной температуре, максимума практически не имеет (рис. 96, кривая 1). Если измерения проведены при Тизм - -196°С, то максимум наблюдается, но проявляется он в меньшей степени (рис. 9д, кривая 1), чем для сталей 60 и 60Г (кривые 1 на рис. Зв и рис. 9г).

Такой характер зависимости Нс(Т0тп) стали 60Х объясняется той особенностью легирования углеродистых сталей хромом, что хром в мартенсите закалки связывает атомы углерода [11]. Поэтому на начальной стадии отпуска только часть атомов углерода может принять участие в формировании выделений карбидов железа, в то время как значительная часть углерода остается в твердом растворе. Это означает, что при низких Т0тп относительный объем образующихся выделений карбидных фаз и,

следовательно, цементита в стали 60Х мал по сравнению со сталью 60. При Тотп> 400°С атомы углерода, ранее связанные хромом, становятся подвижными, в результате чего происходит образование новых выделений карбидов. Таким образом, начало образования выделений карбидных фаз, которые в последующем превращаются в цементит, растянуто по температуре отпуска, что определяет вид кривой 4, отражающей и коэрцитивность и объемную долю этих фаз. Более низкие значения вклада МТотп) стали 60Х по сравнению со сталью 60 (кривые 4 рис. 96, д и 36, в) в интервале Т0тп до 500°С обусловлены, по нашему мнению, сравнительно малым объемом выделений карбидных фаз, а в интервале отпуска свыше 500 С, несмотря на увеличение их объема, - коагуляцией ранее сформировавшихся выделений цементита и их интенсивным легированием атомами Сг. Поскольку характер зависимости Нс(Тота) определяется совместным действием всех рассмотренных механизмов перемагничивания (кривые 2-4), то для стали 60Х она имеет вид, представленный кривой 1 на рис. 96, д.

Сталь 60Х б)

Сталь 60С2 в)

Ттм = 25 "С

Рис 9. Зависимости магнитных гистерезисных свойств модельных сталей 60Г (а, г), 60Х (б д) и 60С2 (в, е) от температуры отпуска: 1 - коэрцитивной силы Нс образцов; вкладов

^ в коэрцитивную силу образцов: 2 - от ферритной матрицы; 3 - от цементита как слабомагнитных включений, с которыми взаимодействуют доменные стенки матрицы; 4 - от цементита как магнитотвердой фазы. Измерения проводили при температуре: а-в) 25 С,

г-е) -196°С.

На рис 9л е представлены зависимости Нс(Т0ш) стали 60С2, измеренные при комнатной температуре и температуре жидкого азота. Несмотря на практически одинаковое объемное содержание цементита в сталях 60С2 и 60, коэрцитивная сила стали 60С2 (рис. 9в, кривая 1) достигает после отпуска при 500 С существенно больших значений, чем Нс стали 60 (рис. 35, кривая 1), особенно это заметно, если

измерения проводить при температуре жидкого азота (кривые 1 на рис. Зе и рис. 9е). Такое аномально высокое значение Не стали 60С2 после отпуска при 500°С можно объяснить следующим образом. С повышением температуры отпуска кремний из карбидных выделений переходит в твердый раствор [11]. Твердый раствор вокруг карбидов при этом обогащается кремнием, который блокирует диффузию углерода к карбидным частицам и препятствует их росту. По [12] средний размер выделений цементита в стали 60С2 после отпуска при 450°С в течение 1 часа, определенный с помощью электронной микроскопии высокого разрешения, составляет = 14 Нм. С другой стороны, по расчетам, сделанным в [5] ширина доменных стенок цементита составляет 8 = 6 нм. Эти данные дают основание предположить, что размер выделений цементита в стали 60С2, отпущенной при 500°С, близок к размеру их однодоменности. Перемагничивание таких частиц осуществляется уже по другому принципу, а именно - путем необратимого вращения намагниченности. Коэрцитивная сила однодоменных частиц ферромагнетиков с одноосной магнитокристаллической анизотропией существенно выше, чем многодоменных частиц, то есть частиц большего размера [13]. По-видимому, высокое значение Нс стали 60С2 после отпуска в области 500°С обусловлено малыми размерами выделений цементита. Рост выделений цементита возобновляется лишь при более высоких Т0Тп. когда в результате диффузии концентрация кремния на границе «карбид - твердый раствор» уменьшается. При высоких температурах отпуска (Т0тп > 500°С) происходит интенсивная коагуляция выделений цементита, что приводит к резкому спаду коэрцитивной силы стали. Кроме того, интенсивному спаду коэрцитивной силы стали после Т0Тп> 500°С, возможно, способствует частичный распад выделений цементита, поскольку механически сплавленный цементит, легированный кремнием, становится менее устойчивым при высоких температурах отжига (кривые 2 и 3, рис. 7).

Таким образом, характер зависимостей Нс(Т0Тп) сталей, легированных как карбидо-, так и некарбидообразующими элементами, в области средних и высоких температур отпуска существенным образом определяется магнитными гистерезисными свойствами и кинетикой формирования выделений цементита.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

В диссертационной работе представлены результаты исследования магнитных свойств легированного Мл, Сг или цементита в состояниях как после механического сплавления, так и после отжигов. Исследовано влияние карбидообразующих (Мп, Сг) и некарбидообразующего (81) легирующих элементов на процессы формирования коэрцитивной силы модельных термообработанных углеродистых сталей.

1. Впервые исследованы магнитные гистерезисные свойства легированного карбидообразующими (Мп, Сг) и некарбидообразующим (Б1) элементами цементита, полученного в результате механосинтеза. Показано, что после механического сплавления легированный цементит находится в нанокристаллическом состоянии с сильно искаженной кристаллической решеткой. Коэрцитивная сила такого цементита имеет сравнительно низкие значения. Максимальные значения коэрцитивной силы цементита достигаются после отжигов при 500°С, когда снимаются искажения его кристаллической решетки.

2. Установлено, что легирование марганцем или хромом понижает значения коэрцитивной силы и удельной намагниченности насыщения цементита, повышает

его стабильность к температурным воздействиям. Легирование кремнием незначительно снижает коэрцитивную силу, практически не изменяет удельную намагниченность насыщения цементита, уменьшает его стабильность к

температурным воздействиям.

3. Показано, что в легированных углеродистых сталях легированный цементит по отношению к ферритной матрице является магнитотвердой фазой. Коэрцитивная сила такого цементита находится в сильной зависимости от его структурного состояния, что необходимо учитывать при обсуждении механизмов перемагничивания легированных углеродистых сталей.

4. Предложена феноменологическая модель формирования магнитных гистерезисных свойств термически обработанных легированных углеродистых сталей, которая учитывает магнитную твердость выделений цементита. Коэрцитивная сила в процессе перемагничивания образцов формируется в основном за счет коэрцитивное™ ферритной матрицы; коэрцитавности цементита как магнитотвердой фазы; коэрцитивности, обусловленной взаимодействием доменных стенок ферритной матрицы со слабомагнитными включениями цементита. Модель работает при условии формирования в процессе отпуска закаленных сталей выделений цементита.

5. Показана возможность определения вкладов каждого из рассмотренных механизмов перемагничивания в коэрцитивную силу сталей, исходя из экспериментальных температурных зависимостей коэрцитивной силы образца и

модели его ферритной матрицы.

6. Установлено, что характер зависимостей Нс(Т0Тп) модельных легированных сталей в области средних и высоких температур отпуска определяется в основном коэрцитивностью и кинетикой образования выделений цементита. Так, отсутствие максимума на зависимости НсОага) стали 60Х обусловлено постепенным формированием в широком интервале температур отпуска выделений цементита, а также легированием цемента атомами хрома при Т0тп> 500°С. Высказано предположение о том, что сравнительно высокое значение коэрцитивной силы стали 60С2 в результате отпуска при 500°С определяется малыми размерами, приближающимися к размеру однодоменности, выделений частиц цементита.

7. Показано, что из анализа температурных зависимостей коэрцитивнои силы сталей имеется возможность оценки степени легирования выделений цементита карбидообразующими легирующими элементами.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ ИЗЛОЖЕНО В СЛЕДУЮЩИХ ПУБЛИКАЦИЯХ

1 Загайнов A.B. Влияние цементита на формирование магнитных гистерезисных свойств термообработанных углеродистых сталей [Текст] / A.B. Загайнов, А.И. Ульянов, A.A. Чулкина, И.А. Зыкина // Дефектоскопия. - 2012. - № 1. - С. 44 -54.

2 Ульянов А.И. О температурных измерениях коэрцитивной силы в анализе структурно-фазовых изменений, происходящих при отпуске легированных углеродистых сталей [Текст] / А.И. Ульянов, И.А Баранова, АА.Чулкина, В.А.Загайнов, В.А. Волков // ФММ. - 2014. - т. 155. - № 5 (принято в печать).

3 Ульянов А И. Структурное состояние и магнитные свойства легированного марганцем цементита [Текст] / А.И. Ульянов, A.A. Чулкина, В.А. Волков, Е П. Елсуков, A.B. Загайнов, A.B. Протасов, И.А. Зыкина // ФММ. - 2012. - т. 113. -№ 12.-С. 1201-1213.

4. Зыкина И.А. Влияние легированного марганцем цементита на магнитные свойства модельной стали 60Г [Текст] / И.А. Зыкина, А.И. Ульянов, A.A. Чулкина // Химическая физика и мезоскопия. - 2011. - т. 13. - № 3. - С. 382-388.

5. Баранова И.А. Об особенностях формирования магнитных гистерезисных свойств углеродистой стали, легированной кремнием [Текст] / И.А. Баранова, А.И. Ульянов, A.A. Чулкина, В.А. Волков, A.B. Загайнов // Письма о материалах -2013.-т. 3.-С. 68-71.

6. Баранова И.А. Магнитный метод оценки однородности распределения марганца в цементите, полученном механосинтезом: сборник тезисов докладов [Текст] / И.А. Баранова, А.И. Ульянов, A.A. Чулкина, A.B. Загайнов // - Ижевск: IX всероссийская школа-конференция молодых ученых «КоМу- 2011» -2011 -С 19-20.

7. Баранова И.А. Влияние легирования хромом на магнитные свойства цементита: сборник тезисов докладов X всероссийская школа-конференция молодых ученых «КоМу - 2013» [Текст] / И.А. Баранова, А.И. Ульянов, A.A. Чулкина [и др.] // - Ижевск: ФТИ УрО РАН, ИжГТУ. - 2013. - С. 13-14.

8. Баранова И.А. О влиянии хрома и кремния на магнитные свойства цементита, находящегося в различных структурных состояниях: сборник тезисов докладов IX всероссийская школа-конференция молодых ученых «КоМу - 2011» [Текст] / И.А. Баранова, А.И. Ульянов, A.A. Чулкина [и др.] // - Ижевск- ФТИ УрО РАН ИжГТУ.-2011.-С. 17-18.

9. Зыкина И.А. Влияние легированного марганцем цементита на магнитные свойства модельной стали 60Г: тезисы докладов V Российская научно-техническая конференция «Ресурс и диагностика материалов и конструкций» [Текст] / И.А. Зыкина, А.И. Ульянов, А.А, Чулкина, A.B. Загайнов // Екатеринбург. - 2011. - С. 21.

10. Зыкина И.А. Влияние цементита на магнитные свойства модельных сталей 60 и 60Г: тезисы долкадов VIII Российская ежегодная конференция молодых ученых сотрудников и аспирантов «Физико-химия и технология неорганических материалов» [Текст] / И.А. Зыкина// Москва: ИМЕТ РАН. - 2011. - С. 64-66.

11. Баранова И.А. О формировании магнитных гистерезисных свойств сталей, легированных кремнием и хромом: тезисы докладов «Открытая школа-конференция стран СНГ Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы» [Текст] / И.А. Баранова, А.И. Ульянов, A.A. Чулкина, A.B. Загайнов // Уфа: РИД БашГУ. - 2012. - С. 86.

12. Баранова И.А. Об особенностях формирования зависимостей Н^Т^) сталей, легированных марганцем и хромом: тезисы докладов VII Российская конференция «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» [Текст] / И.А. Баранова, А.И. Ульянов, A.A. Чулкина [и др.] // Екатеринбург. - 2012. - С. 42.

13. Ульянов А.И. О формировании магнитных гистерезисных свойств углеродистых сталей, легированных кремнием: тезисы докладов XIX Всероссийская научно-техническая конференция по неразрушающему контролю и технической диагностике [Текст] / А.И. Ульянов, A.A. Чулкина, И.А. Зыкина и [и др ] // Москва: спектр. - 2011. - С. 48-50.

ЦИТИРУЕМАЯ ЛИТЕРАТУРА

Чулкина А.А. Влияние магнитных свойств цементита на коэрцитивную силу высокоуглеродистых сталей после закалки и отпуска [Текст] / А.А. Чулкина, А.И. Ульянов И ФММ. - 2009. - т. 108. - № 6. - С. 581-588. Kersten М. Zur Theorie der Koerzitivkraft [Text] / M. Kersten II Zs. Physik. - 1948. -Bd. 124.-S. 714-741.

3 Михеев M.H. К вопросу об аномальном поведении коэрцитивной силы закаленных и высокоотпущенных сталей [Текст] / М.Н. Михеев, Г.С. Томилов // ФММ. - 1959. - т. 8. -№ 3. - С. 346-348. 4. Лахтин Ю.М. Металловедение и термическая обработка металлов [Текст] / Ю.М.

Лахтин. - М.: Металлургия, 1979. - 320 с. 5 Aizhnikov А.К., Dobysheva L.V. Structural peculiarities of cementite and their influence on magnetic characteristics [Text] / A.K. Arzhnikov, L.V. Dobysheva // J. Phys. Condens. Matter. - 2007. - vol. 19. - P. 196-214. 6. Ульянов А.И. Влияние структурно-фазового состава на коэрцитивную силу и намагниченность насыщения механически легированных порошков Fc100-»Cx (Х= 25; 32) [Текст] / А. И. Ульянов, Э.С. Горкунов, А.В. Загайнов [и др.] // Дефектоскопия. - 2002.-№ 7. - С. 60-69. 7 Kar'kina L. Е. Dislocation Structure of Cementite in Granular Pearlite after Cold Plastic Deformation [Text] / L.E. Kar'kina, T. A. Zubkova, I. L. Yakovleva // The Physics of Metals and Metallography. - 2013. - Vol. 114. - № 3. - P. 234-241.

8. Jang J.H. Sustitutional solution of silicon in cementite: a first-principles study [Text] / J.H. Jang, I.G. Kim, H.K.D.H. Bhadeshia // Computational Materials Science. - 2009. -vol. 44.'-P. 1319-1326.

9. Апаев Б.А.Фазовый магнитный анализ сплавов [Текст] / Б.А. Апаев. - М.:

Металлургия, 1976. — 280 с.

10. Горкунов Э.С. Взаимосвязь физико-механических свойств со структурным состоянием сильнодеформированных патентированных углеродистых сталей при волочении [Текст] / Э.С. Горкунов, С.В. Грачев, С.В. Смирнов [и др.] II Дефектоскопия. - 2005. - № 2. - С. 2-21.

11. Гудремон Э. Специальные стали [Текст] / Э. Гудремон. - М.: Металлургия, 1966.

т. 1.-736 е.; Т.2.-535 с. .

12 Miymoto G. Effect of partitioning of Mn and Si on the growth kinetics of cementite in tempered Fe-0.6 mass% С martensite [Text] / G. Miyamoto, J.C. Oh, K. Hono, [etc.] II AM. - 2007.-V.55.-P. 5027-5038. 13. Вонсовский С.В. Ферромагнетизм [Текст] / С.В. Вонсовский, Я.С. Шур. - М.: J1.: ОГИЗ, 1948.-816 с.

•О А i^yv

Отпечатано с оригинал-макета заказчика

Подписано в печать 27.02.14. Формат 60x84 '/, Тираж 100 экз. Заказ № 398.

Типография ФГБОУ ВПО «Удмуртский государственный университет» 426034, Ижевск, ул. Университетская, 1, корп. 2. Тел. 68-57-18

Федеральное государственное бюджетное учреждение науки ФИЗИКО-ТЕХНИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ

Уральского отделения Российской академии наук

04201456958 на пРавах рукописи

Баранова Ирина Андреевна

Магнитные свойства цементита и его роль в формировании коэрцитивной силы модельных термически обработанных углеродистых сталей,

легированных Мп, Сг или 81

специальность 01.04.11. - Физика магнитных явлений

ДИССЕРТАЦИЯ

на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Научный руководитель: доктор технических наук, профессор Ульянов А.И.

Ижевск-2014

ОГЛАВЛЕНИЕ

Введение 4

Глава 1. Взаимосвязь магнитных характеристик со структурно-фазовым состоянием

углеродистых сталей (литературный обзор). 10

1.1. Механизмы перемагничивания и коэрцитивная сила ферромагнетиков. 11

1.2. Физические свойства основных структурных составляющих стали. 16

1.3. Магнитные свойства цементита. 18

1.4. Магнитные гистерезисные свойства простых углеродистых сталей. 23

1.5. Физические свойства легированного цементита. 26

1.6. Структурно-фазовые изменения, происходящие при отпуске легированных сталей. 29

1.7. Магнитные свойства легированных сталей. 34

1.8. Заключение по обзору и постановка задачи исследования. 37

Глава 2. Образцы и методы исследований. 40

2.1. Приготовление образцов. 40

2.2. Установки для измерения магнитных характеристик. 41

2.3. Методы структурных исследований. 47

Глава 3. Формирование магнитных гистерезисных свойств простой углеродистой стали 60. 48

3.1. Определение вкладов от основных механизмов перемагничивания

в экспериментальное значение коэрцитивной силы простых углеродистых сталей. 48

3.2. Формирование магнитных гистерезисных свойств углеродистой стали 60

после закалки и отпуска. 55

3.3. Заключение. 61

Глава 4. Магнитные свойства цементита, легированного Мп, Сг или вЬ 63

4.1. Цементит, легированный марганцем. 63

4.2. Цементит, легированный хромом. 80

4.3. Цементит, легированный кремнием. 92

4.4. Заключение. 99

Глава 5. Формирование магнитных гистерезисных свойств модельных сталей, легированных Мп, Сг или Б!

5.1. Модели структурного состояния и процессов перемагничивания легированных углеродистых сталей. 100

5.2. Температурные зависимости Ьс(Тизм) вкладов от основных механизмов перемагничивания в экспериментальное значение коэрцитивной силы легированных углеродистых сталей. 108

5.3. Влияние карбидообразующих (Mn, Cr) и некарбидообразующего (Si) легирующих элементов на процессы формирования коэрцитивной силы термообработанных легированных углеродистых сталей. 112

5.4. Заключение. 118 Выводы. 120 Литература. 122

ВВЕДЕНИЕ

Для повышения прочностных характеристик углеродистые стали подвергают термической обработке - закалке и отпуску. Известно, что по магнитным характеристикам углеродистых сталей можно судить о фазовых и структурных изменениях, происходящих в результате деформационных и термических воздействий. К фазочувствительным магнитным характеристикам относят чаще всего намагниченность насыщения, а к структурно-чувствительным — коэрцитивную силу Не. Методы, основанные на однозначной взаимосвязи коэрцитивной силы с их структурным состоянием или прочностными характеристиками нашли широкое применение в области неразрушающего контроля качества изделий. Однако для сталей с содержанием углерода свыше (0,3-0,4) масс. % зависимость коэрцитивной силы от температуры отпуска Нс(Тотп) является неоднозначной: в интервале температур отпуска свыше 300°С на зависимости Нс(Тотп) формируется максимум. Степень проявления этого максимума возрастает с увеличением содержания в сталях углерода, что обусловлено в первую очередь возрастанием объемной доли выделений цементита, коэрцитивная сила которых играет важную роль в формировании магнитных гистерезисных свойств термически обработанных простых углеродистых сталей [1].

В промышленности наибольшую практическую ценность имеют легированные углеродистые стали. Влияние легирующих элементов на структурное состояние и прочностные характеристики сталей, на процессы формирования основных структурных составляющих — аустенита, карбидов, цементита, феррита при термических обработках изучено достаточно подробно, а результаты исследований приведены в многочисленных статьях и монографиях [24]. Однако в настоящее время исследования структурного состояния легированных сталей снова привлекают ученых в связи с появлением новых методов - трехмерной атомной зондовой томографии, электронной микроскопии высокого разрешения и т.д. [5,6], позволяющих изучать структурно-фазовые изменения, происходящие в наноразмерных областях сталей, под действием различных физических факторов. Можно ожидать, что исследования влияния легирующих элементов на структурное состояние легированных углеродистых сталей новыми методами позволят получать еще более высокие прочностные характеристики (высокие значения твердости, прочности и вязкости) сталей.

Актуальным является вопрос контроля структурного состояния легированных сталей магнитными методами. Структурно-фазовые изменения, происходящие при термической обработке легированных углеродистых сталей, конечно, оказывают влияние и на их магнитные характеристики. Однако единого мнения о взаимосвязи магнитных гистерезисных свойств со структурными изменениями и фазовыми превращениями, происходящими в процессе отпуска

легированных сталей, до сих пор нет. Во многом это обусловлено отсутствием в литературе сведений о магнитных гистерезисных свойствах легированного цементита. Отсюда возникает необходимость исследования магнитных свойств легированного карбидообразующими и не карбидообразующими элементами цементита, выяснения его роли в формировании магнитных гистерезисных свойств легированных сталей после закалки и отпуска.

Целью диссертационной работы является исследование магнитных свойств легированного цементита и его влияния на формирование магнитных гистерезисных свойств легированных углеродистых сталей.

В соответствии с поставленной целью решались следующие задачи:

1. Приготовление образцов цементита, легированного Мп, Сг или 81, методом механического сплавления в шаровой планетарной мельнице. Исследование их магнитных свойств во взаимосвязи со структурно-фазовым состоянием как после механосинтеза, так и после отжигов.

2. Приготовление из высокочистых материалов модельных углеродистых сталей 60 и 60Г, 60Х, 60С2, легированных Мп, Сг, соответственно, с последующей термообработкой, исследование их магнитных гистерезисных свойств.

3. Разработка модели перемагничивания термически обработанных легированных углеродистых сталей с учетом магнитных гистерезисных свойств цементита.

4. Анализ полученных результатов, поиск взаимосвязи магнитных гистерезисных свойств со структурно-фазовым состоянием модельных легированных углеродистых сталей.

Научная новизна работы заключается в следующем:

1. Впервые исследованы магнитные гистерезисные свойства цементита, легированного Сг, Мп или находящегося в различных структурных состояниях. Показано, что легированный цементит по отношению к ферриту является магнитотвердой фазой.

2. Впервые разработана феноменологическая модель перемагничивания модельных термически обработанных легированных углеродистых сталей 60Г, 60Х и 60С2, учитывающая магнитную твердость цементита.

3. Показано, что из анализа температурных зависимостей коэрцитивной силы среднеуглеродистых сталей, легированных Сг или Мп, можно определять степень легирования выделений цементита карбидообразующими элементами.

4. Впервые исследована взаимосвязь магнитных гистерезисных свойств со структурно-фазовыми изменениями, происходящими при отпуске модельных среднеуглеродистых сталей, легированных Сг, Мп или 81, с учетом магнитных свойств легированного цементита.

Практическая значимость работы.

Информация о магнитных гистерезисных свойствах легированного цементита, о закономерностях влияния цементита как магнитотвердой фазы на формирование коэрцитивной силы легированных углеродистых сталей в области средних и высоких температур отпуска может быть использована для разработки новых методов их магнитной структуроскопии в области контроля качества термической обработки стальных изделий. Разработанные модельные представления о формировании магнитных гистерезисных свойств легированных углеродистых сталей с учетом магнитной твердости выделений цементита могут служить основой для теоретических исследований в области физики процессов перемагничивания многофазных ферромагнетиков.

Методы исследования.

В диссертационной работе структурное состояние и фазовый состав образцов исследовали методами рентгеновской дифракции и мессбауэровской спектроскопии. Фазовый состав образцов также оценивали из температурных измерений их дифференциальной магнитной восприимчивости. Магнитные характеристики образцов и их температурные зависимости были измерены на вибрационном магнитометре в интервале температур от -196 до 300°С. Методологическую основу диссертационной работы составили работы научного руководителя д.т.н., профессора А.И. Ульянова.

Положения, выносимые на защиту:

1. Результаты исследования магнитных гистерезисных свойств цементита, легированного Мп, Сг или 81, в зависимости от его структурного состояния.

2. Модель процессов перемагничивания легированных углеродистых сталей с учетом магнитной твердости цементита. Коэрцитивная сила в процессе перемагничивания сталей формируется в основном за счет коэрцитивности ферритной матрицы; коэрцитивности цементита как магнитотвердой фазы; коэрцитивности, обусловленной взаимодействием доменных стенок ферритной матрицы со слабомагнитными включениями цементита. Принципы определения вкладов от основных механизмов перемагничивания в экспериментальное значение коэрцитивной силы этих сталей.

3. Принцип оценки степени легирования выделений цемента легированных карбидообразующими элементами сталей из анализа температурных зависимостей их коэрцитивной силы.

4. Взаимосвязь магнитных гистерезисных свойств со структурно-фазовыми изменениями, происходящими при отпуске модельных среднеуглеродистых сталей,

легированных Cr, Мп или Si, с учетом магнитных свойств легированного цементита. Характер зависимостей Нс(Тотп) модельных легированных сталей в области средних и высоких температур отпуска определяется в основном коэрцитивностью и кинетикой образования выделений цементита.

Личный вклад автора заключается в подготовке образцов и измерении магнитных характеристик, в обработке результатов измерений, в обсуждении результатов и планировании эксперимента, в написании тезисов докладов и статей. Образцы легированного цементита получены совместно с Чулкиной A.A.. В работе также использованы результаты, полученные сотрудниками лаборатории: Ульяновым А.Л. (мессбауэровские исследования), Волковым В.А. (рентгеновские исследования), Загайновым A.B. (измерения дифференциальной магнитной восприимчивости) на образцах, приготовленных автором диссертации. Задачи экспериментальных исследований по диссертационной работе сформулированы научным руководителем Ульяновым А.И.. Обсуждение и интерпретация экспериментальных результатов проводилась совместно с научным руководителем и соавторами публикаций при непосредственном участии соискателя. Основные положения и выводы диссертационной работы сформулированы автором.

Достоверность результатов исследований подтверждается: экспериментальными исследованиями на эталонных образцах, воспроизводимостью результатов экспериментов на большом количестве образцов, измерениями на аттестованных установках.

Апробация работы:

Основные результаты работы были доложены на 7 Российских научных конференциях:

V Российской научно-технической конференции «Ресурс и диагностика материалов и конструкций» (г. Екатеринбург, 2011), XIX Всероссийской научно-технической конференции по неразрушающему контролю и технической диагностике (г. Самара, 2011), IX Всероссийской школе-конференции молодых ученых «КоМу - 2011» (г. Ижевск, 2011), VIII Российской ежегодной конференции молодых ученых сотрудников и аспирантов «Физико-химия и технология неорганических материалов» (г. Москва, 2011), VII Российской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (г. Екатеринбург, 2012), Открытой школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы-2012» (г. Уфа, 2012), X Всероссийской школе-конференции молодых ученых «КоМу - 2013» (г. Ижевск, 2013).

Основное содержание диссертации изложено в 8 тезисах докладов и в 5 статьях в журналах перечня ВАК РФ.

Исследования, представленные в диссертационной работе, были выполнены в Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Физико-техническом институте УрО РАН в соответствии с планом научно-исследовательских работ по теме «Разработка научных основ создания материалов с использованием механоактивированных нанокомпозитов в качестве прекурсоров» (№ Гос. Регистрации 01.20. 1157504), при поддержке проекта президиума РАН 09-П-2-1024 «Разработка физико-химических основ технологии получения объемных нанокомпозитов на основе Ре-В-Б1, получаемых при интенсивной пластической деформации быстрозакаленных и механоактивированных сплавов» и проекта УрО РАН 12-У-2-1035 «Исследование закономерностей формирования наноразмерных структур в модельных порошковых сплавах на основе системы Бе-С, полученных механосинтезом, и в массивных углеродистых сталях, подвергнутых высокотемпературной обработке».

Структура диссертации:

Работа состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы, использованной при работе над диссертацией.

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы цель и задачи исследований, представлены основные методы исследования, показаны научная новизна, положения, выносимые на защиту, и практическая значимость работы, дана ее общая характеристика.

В первой главе представлен обзор работ, посвященных изучению магнитных гистерезисных свойств цементита РезС, полученного различными методами, и его роли в формировании магнитных гистерезисных свойств простых углеродистых сталей. Для понимания природы формирования магнитных гистерезисных свойств легированных сталей необходима информация о магнитных свойствах структурных составляющих таких сталей, в частности, о магнитных гистерезисных свойствах легированного цементита. Оказалось, что в литературе такая информация отсутствует. В связи с этим отсутствует информация и о влиянии магнитных свойств цементита на формирование магнитных гистерезисных свойств термически обработанных легированных углеродистых сталей. На основе анализа литературных данных, сформулированы цель и задачи диссертации.

Во второй главе описаны методики приготовления образцов и методы их исследования. Дано подробное описание установок для измерения магнитных характеристик.

В третьей главе определены вклады от основных механизмов перемагничивания в экспериментальное значение коэрцитивной силы простой углеродистой стали 60 и исследовано формирование ее магнитных гистерезисных свойств после закалки и отпуска.

В четвертой главе представлены результаты исследования магнитных свойств цементита, легированного Мп, Сг или Б!, полученного методом механического сплавления с последующими отжигами.

Пятая глава посвящена разработке модели формирования магнитных гистерезисных свойств термически обработанных легированных углеродистых сталей (60Г, 60Х и 60С2), возможности определения вкладов от основных механизмов перемагничивания в формирование коэрцитивной силы этих сталей, исходя из экспериментальных температурных зависимостей коэрцитивной силы образцов, а также влиянию легирующих элементов (Мп, Сг или на процессы формирования зависимостей Нс(Тотп) исследуемых сталей.

В заключении сформулированы основные результаты работы. Содержание диссертации изложено на 132 страницах машинописного текста, включая 56 рисунков, 4 таблицы и библиографический список, содержащий 125 наименований.

ГЛАВА 1

ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

ВЗАИМОСВЯЗЬ МАГНИТНЫХ ХАРАКТЕРИСТИК СО СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫМ СОСТОЯНИЕМ УГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ

Углеродистые стали после термической обработки являются сложными многофазными системами. Состав фаз и их структурное состояние может существенно изменяться в зависимости от процессов и условий, при которых они были получены. Соответственно, в процессе измерения коэрцитивной силы таких материалов может быть задействован не один, а несколько механизмов перемагничивания. В результате коэрцитивная сила сталей определяется структурным состоянием, коэрцитивностью, намаг�