Бернштейн М.Л. 1987 Термическая обработка стальных изделий в магнитном поле

Tags: технология обработки без снятия стружки в целом: процессы, инструмент, оборудование и приспособления

Similar

Материаловедение

Text

МЛ. БЕРНШТЕЙН r В.Н.ПУОТОВОЙТ

Термическая
обработка
стальных изделий
в магнитном
поле

М.Л. БЕРНШТЕЙН, В Н. ПУСТОВОЙТ

Термическая
обработка
стальных изделий
в магнитном
поле

Москва
«Маши юстросние»
УДК 621.78.044.7

Рецензент д-р техн, наук Ю. К. Кознеристый

УДК 621.78.044.7

Бернштейн М. Л., Пустозойт В. Н. Термическая обработка стальных изде-
лий в магнитном поле. — М.: Машиностроение, 1987. — 256 с.

Изложены основы теории и результаты экспериментальных исследований
термической обработки в магнитном поле — комбинированного способа упрочне-
ния деталей машин и инструмента. Приведены данные о влиянии магнитного поля
на механизм и кинетику фазовых превращений при термической обработке стали,
структурообразование при закалке, отпуске, нормализации, рекристаллиза-
ционном отжиге. Содержатся сведения о результатах промышленного использо-
вания специализированного оборудования и технологии термической обработки
в магнитном поле (ТОМП) с целью повышения комплекса механических и экс-
плуатационных свойств деталей машин и инструмента.

Для научных работников, занимающихся вопросами упрочнения стальных
изделий. Может быть полезна специалистам промышленности. Библиогр. 123
назв. Ил. 201. Табл. 41.

_ 2704070000-060 о_

Б 038 (01)-87 6°'87

Термическая обработка металлических сплавов в магнитном
поле (ТОМП) относится к комбинированным способам воздей-
ствия на структуру. Особенность такого метода состоит в исполь-
зовании энергии внешнего магнитного поля (постоянного, пере-
менного или импульсного) для воздействия на термодинамику,
механизм и кинетику фазовых переходов с целью получения
устойчивых изменений структуры и свойств, полезных для экс-
плуатации.

Применение ТОМП не распространяется на сплавы, относя-
щиеся к классу магнитных материалов, термомагнитная обработка
которых используется для получения высоких магнитных харак-
теристик в направлении действия поля. Особенности термома-
гнитной обработки магнитных материалов и механизм влияния
внешнего поля на свойства магнитомягких и магнитотвердых
сплавов достаточно широко обсуждались в литературе [49, 71 ].

Интерес к проблеме использования магнитного поля для улуч-
шения свойств конструкционных и инструментальных сталей
появился со времени публикации (20—30-е годы) работ Е. Гер-
берта, в которых указывалось на возможность упрочнения ста-
лей при старении в постоянном магнитном поле, а также интен-
сификации процесса отжига чугуна. С тех пор наметились опре-
деленные успехи, обусловленные публикацией ряда работ, моно-
графии [31 ], отражающей многолетний труд школы академика
В. Д. Садовского по изучению влияния сильного импульсного
магнитного поля на термодинамику и морфологию продуктов
мартенситного превращения в сплавах с изотермическим и атер-
мическим типом кинетики, работ лаборатории термомеханической
обработки Московского института стали и сплавов [4 ] и иссле-
дований, проведенных в Ростовском-на-Дону институте сельско-
хозяйственного машиностроения [82 ].

В настоящее время возникла необходимость подведения неко-
торых итогов по термической обработке стали в магнитном поле
с целью определения возможностей реализации такой технологии
1* 3
для решения задачи получения высокопрочного состояния стали.
Это и определило содержание настоящей книги. С научных пози-
ций обсуждаются результаты исследования влияния постоянного
магнитного поля на процессы фазовых превращений при термиче-
ской обработке, а именно изменения, обусловленные наличием
внешнего поля, в условиях реализации процессов электрического
нагрева токами высокой частоты и образования аустенита, в тер-
модинамике, кинетике и механизме распада переохлажденного
аустенита в перлитной и бейнитной области температур, мартен-
ситного превращения, при осуществлении отпуска, старения,
некоторых видов химико-термической обработки, рекристаллиза-
ционного отжига.

При выборе характера и напряженности магнитного поля для
проведения исследований руководствовались, прежде всего, ин-
тересами производства, возможностью использования такого поля
в промышленных установках для ТОМП.

В связи с этим в книге показаны возможности и область исполь-
зования в основном постоянного магнитного поля напряженностью
до 2,4 МА/м, которое легко может быть реализовано [5, 40] в уста-
новках промышленного типа.

Изложенные в книге оригинальные результаты исследований
были получены при участии Л- А. Чудновской, Л. Я- Контера,
Г. И. Граника, П. Р. Должанского, Ю. М. Домбровского,
В. А. Блиновского, А. И. Шалимовой, Ю. А. Корнилова и С. А. Гри-
шина. При работе над рукописью большую помощь оказали
Л. В. Джура, А. И. Кудряшов, Н. Т. Старшинина.
ГЛАВА I

ТЕРМОДИНАМИКА, МЕХАНИЗМ И КИНЕТИКА
ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В СТАЛИ
ПРИ ДЕЙСТВИИ ВНЕШНЕГО МАГНИТНОГО ПОЛЯ

Внешнее воздействие магнитным полем может оказывать суще-
ственное влияние на фазовые переходы первого рода, если исход-
ные фазы и продукты реакции значительно отличаются по нама-
гниченности, например, как парамагнетик от ферромагнетика.
Такое воздействие проявляется, главным образом, в изменении
равновесной температуры перехода, а также объемной скорости
превращения.

1. ИЗМЕНЕНИЕ УСЛОВИЙ ФАЗОВЫХ РАВНОВЕСИЙ

Изменение температуры равновесия при внешнем воздействии
магнитным полем может был найдено так же, как в известном
соотношении Клайперона — Клаузиуса определена зависимость
температуры перехода от давления. Для этого проще всего пред-
положить, что фазовый переход осуществляется в однокомпо-
нентной системе (полиморфное превращение) или в твердом
растворе по бездиффузионному механизму (мартенситное превра-
щение в стали). Термодинамический потенциал замкнутой си-
стемы

Ф = и-TS-^Yi (1)

где U, Т, S—соответственно внутренняя энергия, абсолютная
температура, энтропия; Хг, хг — обобщенные сила и координата;
У Xi dxi — работа, совершаемая системой против внешнего да-
вления: X, = Р (давление); = V (объем); действия поверхност-
ных сил: Х2 — у (сила); х2 = S (поверхность); действия различ-
ных силовых полей (электрического, магнитного, гравитацион-
ного и т. п.): Х3 = Н (напряженность магнитного поля), х3 = 1
(намагниченность). Если одна из фаз, участвующих в превраще-
нии, обладает ферромагнитными свойствами, то внешнее магнит-
ное поле понижает термодинамический потенциал этой фазы на
величину IH, делая ее по этой причине более стабильной:

Ф = U — TS + PV — HI. (2)

Условия равновесия фаз в однокомпонентной системе (или
в растворах при отсутствии диффузии примесей) с учетом пере-
менных Т, Р и Н можно записать в виде

Ф2 (Т, Р, Н) = Ф2 (Т, Р, Н).

(3)

5
Продифференцируем правую и левую части равенства (3)
по изменениям Т и Н при Р = const

дФ^дТ + (дФ^дН) (дН/дТ) =

= дФ.г/дТ + (дФ2/дН) (дН/дТ). (4)

Поскольку дФ1дТ = —S, дФ1дН = —М = —IV, где М — пол-
ный дипольный магнитный момент, получим

dT/dH = (Mi — M2)/(S2 — Si). (5)

С учетом того, что S2 — S2 = q!T0, где q — теплота превраще-
ния, а То — равновесная температура, имеем

dT = [(AVi - Z2V2) TJq] dH. (6)

Для определения общего изменения температуры фазового
перехода АТ при воздействии внешним полем напряженностью Н
следует интегрировать дифференциальное соотношение (6). Усло-
вия такого интегрирования для случая, когда одна или обе фазы
находятся в ферромагнитном состоянии, определены в работе [31 ]
и сводятся к тому, что значения То, q, Vi и V2 могут считаться
постоянными и не зависящими от поля, если АТ < То, а любая
температура в интервале температур То (Н = 0) — То (Я) не
превышает точку Кюри. Кроме того, можно пренебречь полем
анизотропии и полем размагничивания (для тел малого размера
или с малым размагничивающим фактором) и полагать при этом,
что М = IV и не зависит от Н. Тогда, например, для фазового
превращения исходной парамагнитной (Л42 = 0) фазы (аустенит)
в ферромагнитную фазу (мартенсит) воздействие внешним полем Н
должно привести к повышению температуры равновесия То
на величину

АТ = T.V.KHlq. (7)

Соотношение (7) показывает, что для принятых условий АТ
линейно зависит от напряженности магнитного поля. Так, для
углеродистой стали при То = 500 К, Л = 1,7 кГс (0,17 Тл),
qlVt = 420 МДж/м3 воздействие магнитным полем Н = 2-Ю4 Э
(1600 кА/м) во время мартенситного превращения дает АТ = 4 К.

Рассмотрение соотношения (7) дает основание полагать, что
при фазовом переходе от парамагнитной к ферромагнитной фазе
воздействие внешним магнитным полем приводит к расширению
области существования фазы, обладающей ферромагнитными свой-
ствами. В общем случае перехода между двумя ферромагнитными
фазами расширяется область существования той фазы, у которой
больше намагниченность.

При определении смещения температуры равновесия под дей-
ствием внешнего магнитного поля следует учитывать, что вблизи
точки Кюри (Тк) имеет место сильная температурная зависимость
(Т) и зависимость (7) становится существенно нелинейной.
В этом же температурном интервале гораздо сильнее, чем при
низких температурах, проявляется зависимость 7 (77), что необ-
ходимо принимать во внимание при проведении расчетов ДУ.
Кроме того, при определении полевого сдвига равновесных тем-
ператур фазовых превращений имеет значение ряд факторов,
таких, как форма ферромагнитных тел, ориентация поля относи-
тельно кристаллографических осей, возможность образования
промежуточного состояния при фазовых переходах в магнитном
поле, вклад поверхностной энергии и т. п. Влияние этих фак-
торов достаточно полно проанализировано, поэтому рассматривать
эти вопросы не имеет смысла, а исчерпывающую информацию
читатель может получить из монографии [31 ]. Важным предста-
вляется определение возможностей постоянного магнитного поля
напряженностью до 2,4 МА/м с точки зрения влияния на условия
реализации фазовых переходов с участием ферромагнитных
фаз, в частности превращение аустенита в мартенсит, бейнит и др.

При определении смещения температуры фазового равновесия
была учтена только энергия МН, наибольшая из всех состав-
ляющих магнитной энергии. Вместе с тем при протекании мартен-
ситного и бейнитного превращения существенную роль играют
факторы «нехимической» природы, в частности упругая и поверх-
ностная энергия. С учетом деформации, обусловленной магнито-
упругой энергией, С. И. Марков [52] получил зависимость для
определения смещения температур Л1Н и Л1К при воздействии
магнитным полем в процессе мартенситного превращения

А/14 (АЛ4 ) = А/ми (А/мк) НТр j 9 КбрСоТр 3 буо^Ур ^g^

где А7Мн (А7Мк) — разность намагниченностей аустенита и мар-
тенсита при температуре начала (конца) у (-► а-превращения;
К и G — модули объемной деформации и сдвига a-фазы; е0 и
Уо — макроскопические дилатационная и сдвиговая деформации
при мартенситном превращении; <о — объемная магнитострикция
парапроцесса; Л8 — линейная магнитострикция насыщения.

В формуле (8) второе слагаемое определяет смещение темпе-
ратуры Л4Н (Л4К), обусловленное энергией взаимодействия объем-
ной магнитострикции парапроцесса с дилатацией, а третье —
энергией взаимодействия линейной магнитострикции насыщения
и пластического сдвига при у-* а превращении. Результаты
расчетов по формуле (8) для железоуглеродистых сплавов иллю-
стрирует рис. 1 [74]. Как видно, характер концентрационной
зависимости температурных сдвигов начала (АЛД) и конца (АЛ4К)
мартенситного превращения одинаков; АЛД > АЛД для всех
сплавов, а наибольшее смещение достигается в низкоуглероди-
стых сплавах. Данные расчета (рис. 2) показывают также, что
энергия взаимодействия объемной магнитострикции парапроцесса
с дилатацией дает сравнимый с энергией намагничивания вклад
в смещение АЛ4Н. С увеличением концентрации углерода и, сле-
стали на положение темпе-
ратур То (/), Мк (2) и
Ма (3) при воздействии
магнитным полем напря-
женностью 1,6 МА/м

ры Мн, обусловленный
магнитоупругой энергией
(7) и энергией на-

магничивания А/// (2) в
магнитном поле напря-
женностью 1,6 МА/м

от напряженности поля:
1—4 — соответственно Для
сталей с 1,6; 1,2; 0,6 и
0,03 %-С

довательно, снижением температуры начала мартенситного пре-
вращения магнитострикция парапроцесса заметно уменьшается,
что обусловливает уменьшение ДА4Н, несмотря на некоторое
увеличение вклада от ЫН. Смещение температур А4Н и Мк,
вызванное энергией взаимодействия пластического сдвига при
у -> а переходе с линейной магнитострикцией насыщения, для рас-
смотренных условий не превышает 0,25 и 0,35 °C соответственно.

Величина ДА4Н (рис. 3) возрастает линейно (как и ДА4К)
с увеличением напряженности поля, если последнее обеспечивает
состояние магнитного насыщения (с учетом размагничивающего
фактора мелких частиц), т. е. напряженность поля превышает
400 кА/м.

Влияние магнитного поля на положение температур А4Н и
Мк характеризуется величинами &.MJ&H и Д7Ик/Д/7 (табл. 1),
определенными с помощью соотношения (8). Приведенные данные
хорошо согласуются с ранее полученными результатами, напри-
мер, П. Филдса и К- Грехема [110], приводившими для стали
с 1,0 % С значение ЫЛл1ЬН = 4,25 °С/(МА/м).

Выполненные расчеты показывают, что смещение температур
То, А4Н и А4К в постоянных магнитных полях напряженностью
(1,6—2,0) МА/м сравнительно невелико (например, для стали
У10 Д/Ин ~ 6,84-8,5 °C), поэтому трудно ожидать существенных
изменений фазового состава, морфология и свойств продуктов
превращения по этой причине. Например, по приближенной
оценке уменьшение количества остаточного аустенита, вызван-
ного повышением температуры А4Н на 8 °C, для стали с 1,0 % С
составляет около 1,2 %. Приведенные выше зависимости (7)
и (8) показывают, что существенные изменения в термодинамике
8
фазовых превращений могут быть обеспечены при использовании
магнитных полей на порядок более высоких, чем поле напря-
женностью (1,6—2,0) МА/м. Сдвиг температуры равновесия
в сверхсильных полях (Н ~ 25 МА/м) может достигать 30—60 °C
по той причине, что наибольшая из составляющих полной маг-
нитной энергии 1Н в таких полях имеет порядок 50 МДж/м3
и обусловливает более заметное уменьшение термодинамического
потенциала ферромагнитной фазы. Это можно проиллюстриро-
вать упрощенной схемой, показанной па рис. 4, где температур-
ные зависимости термодинамического потенциала ферромагнит-
ной Фферр и парамагнитной фаз Фпара изображены линейными.
Снижение свободной энергии ферромагнитной фазы (например,
мартепсита) на величину IH приводит к сдвигу температуры
равновесия То на величину АТ. Из этой упрощенной схемы сдвиг
АТ можно определить геометрически как

АТ = (/Я/ДФ) (То - Тп), (9)

где АФ — разность термодинамических потенциалов, контроли-
рующая превращение; Тп — температура начала превращения
(например, /Ин).

Если в магнитном поле напряженностью 24 МА/м, IH ~
~ 50 МДж/м3, АФ = 150 МДж/м3, То — Та = 200 °C, то АТ ~
~ 66 °C, а в поле напряженностью 1,6 МА/м 1Н ~ 3 МДж/м3
и АТ = 4 °C.

Таким образом, в полях, которые реально можно использо-
вать в установках промышленного типа, магнитная энергия недо-
статочна для существенного изменения условий фазового равно-
весия. Однако полная энергия ферромагнетика определяется не
только взаимодействием вектора спонтанной намагниченности
с внешним полем, а представляет собой сумму несколь-
ких компонентов. Оценим по порядку величины осталь-
ные составляющие этой энергии.

ЬМИ/ЛН ЬМК/ЬН

°С/(МА/м)

Таблица 1. Смещение температур
ЛТН и AfK при изменении напряженности
магнитного поля для углеродистых сталей

Содержание
углерода,
о/
/о

0,2 5,81 4,88
0,4 5,25 3,75
0,6 4,88 3,00
0,8 4,50 2,50
1.0 4,25 2,31
1,2 3,94 2,06
1,4 3,75 1,75

Рис. 4. Сдвиг температуры равно-
весия в результате снижения энер-
гии ферромагнитной фазы на вели-
чину IH
Энергия кристаллографической магнитной анизотропии WK.
Для кристаллов кубической сингонии

Wk — Ко + Ki (сЧ<*2 + ОС2&3 + с4&1) Ц- (10)

где £0, Ki и К.2 — константы магнитной анизотропии, которые
определяются симметрией кристаллической решетки; а,, а2 и
а3 — направляющие косинусы вектора спонтанной намагничен-
ности относительно кристаллографических осей.

Обычно принимают W^ Ki, полагая, что эта константа
в основном определяет разность в плотности магнитной энергии
при намагничивании в легком и трудном направлениях. Для
железа при 20 °C Ki = 40 кДж/м3, а при 500 °C К = 8 кДж/м3
[93].

Магнитоупругая энергия магнитострикционных деформаций
W%. Эта энергия обусловлена изменением формы и размеров
тела при изменении его магнитного состояния, которое возникает
в результате перехода через точку Кюри при отсутствии внеш-
него поля (самопроизвольная магнитострикция) и при воздей-
ствии внешнего поля на ферромагнетик, температура которого
ниже точки Кюри.

В кристаллах кубической симметрии линейная магнитострик-
ция насыщения [49]

h = ?чоо 4~ 3 (Хц1 — 1юо) Ц- 4“ осза1)’ (11)

где Х100 и ЛП1 — константы магнитострикции при намагничивании
до насыщения в направлениях (100) и (111). В сильных полях
(выше технического насыщения) зависимость X (Н) в основном
линейная [93]. Эта так называемая «вынужденная» магнито-
стрикция в поле напряженностью 1,6 МА/м составляет не более
(3—4)-10-5 [93].

Энергия магнитоупругой деформации единицы объема, воз-
никающая вследствие магнитострикции, по порядку величины
равна = ££2, где Е — модуль Юнга. Здесь Е/. = о\ —
напряжение от магнитострикции, а К/\ = аД = £2.2. При 1 =
= 4-10 5, £ = 2-105 МДж/м3, VV'x —ЗЮ-4 МДж/м3, а ох =
= 8 МПа.

Энергия индуцированной одноосной анизотропии WK. При воз-
действии магнитным полем в процессе охлаждения в феррома-
гнитных материалах возможна устойчивая переориентировка пар
атомов внедрения и пар вакансий, т. е. направленное упорядо-
чение в поле магнитострикционных напряжений [4]. Пары оди-
наковых атомов ориентируются параллельно направлению нама-
гниченности во всем объеме образца, а когда температура пони-
жается и диффузионные процессы оказываются подавленными,
указанные парные ориентации «замораживаются» и создают
в веществе одноосную анизотропию. Теория направленного упо-
рядочения была предложена в 50 х годах Л. Неелем и затем раз-
10
вита С. Танигуши и М. Ямамото. По Л. Неелю энергия индуци-
рованной магнитной анизотропии

1Ги = Ц-^^-со520, (12)

где М — число атомов в единице объема; с — атомная концентра-
ция раствора; I = 1аа + 1ьь — 2Zab — изменение энергии при
замене двух пар типа а—b парами а—а и Ь—b (для углерода
в железе I ~ 10-22 Дж); k — постоянная Больцмана; Т — абсо-
лютная температура; «О» и «1» соответствуют температуре изме-
рения и температуре термомагнитной обработки (То < Tj); 0 —
угол между направлением легкого намагничивания и направле-
нием магнитного поля.

Согласно подсчетам Л. Нееля для характерных значений
параметров, входящих в формулу (12), значение 117и находится
в пределах (0,1—10) кДж/м3.

Магнитостатическая энергия (энергия ориентации ферромаг-
нитных частиц по отношению к внешнему полю) №0- В ферро-
магнитном теле, находящемся в разомкнутой магнитной цепи
(т. е. цепи, содержащей воздушный зазор), при намагничивании
возникают свободные полюса, создающие размагничивающее
поле Нр, направленное навстречу внешнему намагничивающему
полю Н. Магнитные свойства такого тела определяются внутрен-
ним полем Нв = Н — Нр. Размагничивающее поле приближенно
можно считать пропорциональным намагниченности Нр = NVI,
где —так называемый размагничивающий фактор, значение
которого определяется по справочным таблицам [93] для тел
заданной формы.

Магнитостатическая энергия размагничивающего поля Wo =
= —/Яр — —I2NP- В этой связи существенное значение при-
обретает различие в размагничивающем факторе анизотропных
ферромагнитных тел в зависимости от их ориентации по отно-
шению к внешнему полю. Для примера рассмотрим мартен-
ситный монокристалл в форме вытянутого эллипсоида враще-
ния с отношением большой оси к малой a = 20. Допустим, что
поле достаточно для намагничивания такого кристалла до насы-
щения при любой его ориентации по отношению к полю. Тогда
разность в энергии намагничивания кристалла при разных ори-
ентациях

ДГ0 = 1Г0, - №01 = - FNV1 + PWp, -= F(NP, - МР1) = /2АМР.

(13)

Для a = 20 МР1 = 0,007, МР1 > 5. При АМР = 5 и Д —
= 0,17 Тл энергия ориентации А ИД л: 1,5 МДж'м3.

Проведем сопоставление по порядку величины составляющих
полной магнитной энергии ферромагнетика с термодинамиче-
скими характеристиками, определяющими движущие силы фазо-
вых превращений в стали. Разность термодинамических потен-
циалов при эвтектоидном превращении составляет ~500 МДж/м3.

Для мартенситного превращения, по данным различных ис-
следователей, значения АФу^.а- составляют от 160 до 300 МДж/м3.
При отпуске углеродистых сталей, например, в процессе распада
мартенсита работа образования равновесных зародышей карбида
составляет 500 МДж/м3. Сделаем также оценку движущей силы,
действующей при миграции границ кристаллитов, например,
при рекристаллизации. Движущей силой рекристаллизации обра-
ботки является избыточная объемная энергия, накопленная
в процессе пластической деформации,

ААР = (14) pG№, (14)

где р — плотность дислокаций; G — модуль сдвига; b — вектор
Бюргерса.

При р = 1094-1012 cm-2, G = 8104 МПа и b = 2,5-10-8 см
А Ар = 0,014-10 МДж/м3.

Движущей силой собирательной рекристаллизации является
стремление термодинамической системы к уменьшению поверх-
ностной (зернограничной) энергии и уравновешиванию сил по-
верхностного натяжения границ, которое реализуется путем
уменьшения суммарной поверхности границ между зернами:

ААгр = 2y/R, (15)

где у — поверхностная энергия границы; R — радиус кривизны
матричных зерен.

При у = 0,5 Дж/м2 [25] и R = 10-4 м ААгр = 10 кДж/м3.

Таким образом, из составляющих полной энергии ферромаг-
нетика в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м наиболь-
шими являются собственно магнитная энергия WM = IH и раз-
ность магнитостатических энергий AU70 = /2 АМр, приводящая
к увеличению вероятности ориентированного расположения фер-
ромагнитных тел во внешнем магнитном поле. Их величина имеет
порядок (1,5—3,0) МДж/м3 и на два порядка меньше величины
движущей силы основных фазовых превращений, но одинакова
или даже превышает величину движущей силы разных стадий
процесса рекристаллизации. Очевидно, что внешнее магнитное
поле напряженностью (1,6—2,0) МА/м не может коренным обра-
зом повлиять на условия равновесия при фазовых превращениях
(исключение составляет процесс миграции границ при собира-
тельной рекристаллизации с энергией ААгр = 10 кДж/м3). Изме-
нение равновесных температур в этом случае оценивается в не-
сколько градусов. Этот вывод подтверждают расчеты М. А. Кри-
воглаза, В. Д. Садовского [31 ] и др.

Однако полученные авторами [4, 73] экспериментальные
данные, результаты работ других исследователей [17, 51, 53,
120] дают основание полагать, что влияние постоянного магнит-
ного поля в процессе фазовых превращений более значительно,
12
Рис. 5. Влияние магнитного поля на структуру закаленного чугуна:

а — количество остаточного аустенита после закалки в магнитном поле серого перлитного
чугуна (/ — нагрев в печи, 2 — электронагрев); б — изменение ширины дифракционной
линнн (211)а после аакалкн в магнитном поле (/) и отпуска в течение 15 мин после за-
калки без поля (2) ковкого перлитного чугуна; в, г — структура мартенсита ковкого пер-
литного чугуна после закалки без поля н в магнитном поле напряженностью 1,76 МА/м,
Х500

чем этого можно было ожидать из термодинамических оценок
изменения положения равновесных температур переходов. Так,
на рис. 5 в качестве примера показаны некоторые результаты
структурных исследований серого и ковкого чугуна, иллюстри-
рующие влияние магнитного поля на мартенситное превращение.
Нагрев образцов в печи осуществлялся до температуры 980 °C,
нагрев т. в. ч. со скоростью в области фазовых превращений
70 °С/с до 1020 °C, а охлаждение в проточной воде. Измерение
количества остаточного аустенита (рис. 5, а) показало, что при
закалке в магнитном поле напряженностью 1,76 МА/м у-фазы
в среднем на 10—15 % меньше, чем после закалки без поля.
Данные рентгеноструктурного анализа (рис. 5, б) свидетельст-
вуют об увеличении степени распада твердого раствора в про-
цессе закалочного охлаждения в магнитном поле. Видно, что при
закалке в поле напряженностью 2 МА/м фиксируется струк-
турное состояние, свойственное сплаву после обычной закалки
и отпуска при 150 °C. Наконец, наблюдение структуры мар-
тенсита показывает заметное увеличение дисперсности кристал-
лов a-фазы (рис. 5, в, г).

К интересным выводам пришел Ф. Д. Мирошниченко [57],
анализируя правило Гиббса для термодинамической системы во
внешнем магнитном поле. Он полагает, что в системе, находя-
щейся в равновесии при воздействии поля, должна возникать
новая фаза. В связи с этим указывается, что переход неферро-
магнитной фазы (аустенит) в ферромагнитную (мартенсит), при-
чем с намагниченностью, близкой к насыщению, по-видимому,
возможен через промежуточную бездоменную фазу, а влияние
внешнего магнитного поля должно инициировать переход ферро-
магнетика из бездоменного в более магнитное состояние с домен-
ной структурой. Путем тонких измерений намагниченности пока-
зано, что при мартенситном превращении в сплаве Н15 интенсив-
ный рост кристаллов a-фазы начинается при температуре ниже
255 °C, в то время как уже при температуре 280 °C фиксируется
появление фазы, по намагниченности отличной от аусте-
нита .

В работе [31 ] определены условия возникновения промежу-
точного состояния при фазовом переходе в магнитном поле. Это
состояние трактуется как гетерогенное, состоящее из череду-
ющихся ферромагнитных и слабомагнитных участков. Вместе
с тем такое состояние образуется при условии, что величина
упругих напряжений, возникающих при фазовом превращении,
пренебрежимо мала или эти напряжения релаксируют путем
пластической деформации или диффузии. Однако во многих слу-
чаях при фазовых переходах в твердых телах упругие искажения
весьма существенны и именно они играют главную роль в созда-
нии гетерогенного состояния, а внешнее поле лишь изменяет его
параметры. В связи с этим более четкой представляется версия
о реализации, например, мартенситного у->-а превращения
через промежуточную в фазу с гексагональной решеткой [50],
но е-мартенсит является парамагнитной фазой и обычными мето-
дами, которые применяют при исследовании а-мартенсита, его
нельзя отличить от парамагнитного аустенита. В условиях же
воздействия на фазовый переход внешним магнитным полем
скорее всего следует обратить внимание на своеобразное «магнит-
ное расслоение» аустенита в связи с образованием в парамагнит-
ной матрице флуктуаций намагниченности с ближним ферро-
магнитным порядком. В последнее время появились исследования
и наблюдения условий образования таких флуктуаций («роев»
спинов или магнитных кластеров [86]) и их роли в процессах,
протекающих в металлических системах.
Л. Н. Ромашев [87] показал, что магнитное состояние аусте-
нита хромоникелевых сталей неоднородно, так как при опреде-
ленных условиях в парамагнитной матрице возникают ферро-
магнитные кластеры, сообщающие ей суперпарамагнитные свой-
ства. Эффект мартенситного превращения под действием импульс-
ного магнитного поля оказывался тем большим, чем сильнее была
выражена магнитная гетерогенность аустенита. Ферромагнитные
кластеры в аустените могут быть местами предпочтительного
зарождения мартенсита.

В работах [111,116] с использованием аппарата теории мик-
томагнетизма, в основе которой лежат представления о суще-
ствовании кластеров с ферромагнитным упорядочением,распре-
деленных в магнитонеупорядоченной матрице, а также методом
дифракции нейтронов, показаны особенности формирования ма-
гнитогетерогенной структуры в сплавах Си—Мп (сплавы Гей-
слера). Можно предположить, что и Ф. Д. Мирошниченко точ-
ным и чувствительным методом измерения намагниченности фик-
сировал не появление повой фазы, а изменение магнитного
состояния аустенита Гперед у '-* а превращением, вызван-
ное взаимодействием с полем ансамбля магнитных клас-
теров.

Таким образом, результаты упомянутых выше эксперимен-
тальных работ позволяют считать влияние постоянного магнит-
ного поля напряженностью до 2,4 МА/м в процессе фазовых пере-
ходов достаточным для достижения заметных структурных изме-
нений, хотя выполненный анализ изменения условий фазовых
равновесий показывает, что величина энергии такого поля на
1—2 порядка меньше величины движущей силы большинства
фазовых переходов (исключая рекристаллизационные процессы).
Такой малый вклад магнитной энергии, по-видимому, должен
сказываться прежде всего на критической стадии зарождения
и роста, поскольку вероятность зарождения обычно зависит от
разности термодинамических потенциалов фаз как ехр (АФ/RT),
и малые различия в энергии критического зародыша могут суще-
ственно изменить эту вероятность в условиях, когда процесс
термодинамически возможен. По этой причине рассмотрение
вопроса только с термодинамических позиций представляется
недостаточным, так как при таком подходе упускается из виду
влияние поля на механизм образования ферромагнитных зароды-
шей и кинетику фазовых реакций, существенным образом опре-
деляющую строение и свойства продуктов превращения. В усло-
виях, при которых превращение термодинамически возможно,
даже небольшой энергетический стимул может оказать каталити-
ческое влияние на кинетику. В связи с этим целесообразно опреде-
лить особенности механизма образования ферромагнитных заро-
дышей под действием внешнего магнитного поля при фазовых
переходах.
2. МЕХАНИЗМ ОБРАЗОВАНИЯ ЗАРОДЫШЕЙ
ФЕРРОМАГНИТНОЙ ФАЗЫ

В НЕФЕРРОМАГНИТНОЙ МАТРИЦЕ

При образовании зародышей ферромагнитной фазы в парама-
гнитной матрице влияние внешнего магнитного поля вероятно
должно проявляться не только в случае мартенситного, но и иных
механизмов превращения.

Для характеристики состояния вещества при фазовом пере-
ходе первого рода в магнитном поле используем кроме обычных
термодинамических параметров дополнительный параметр упо-
рядочения I, введенный Л. Д. Ландау [46] для характеристики
переходов второго рода, с помощью которого будем учитывать
появление ближнего порядка в системе электронных спинов.
В этом случае с известной степенью условности приписываются,
например, мартенситному превращению некоторые черты фазо-
вого перехода второго рода, в частности нескачкообразное уве-
личение объемной намагниченности (исключая «взрывную» кине-
тику), вызванное «порционным» атермическим характером про-
цесса. Это условие характеризуется непрерывностью в точке
фазового перехода первой производной термодинамического по-
тенциала Ф по обобщенной силе Xt (напряженность магнитного
поля), т. е. отсутствием скачка обобщенной координаты xt (нама-
гниченность), так как дФ!дН = I.

Если исходной фазой является железоуглеродистый аустенит,
то его парамагнитное состояние в макромасштабе характеризуется
полным разупорядочением электронных спинов, при этом свобод-
ная энергия минимальна. Для выяснения особенностей магнит-
ного состояния у-фазы исследовали температурную зависимость
обратной магнитной восприимчивости стали с 0,8 % С, в которой
стабильный аустенит сохраняется до наиболее низких темпера-
тур (рис. 6).

Магнитную восприимчивость и ее температурную зависимость

определяли с использованием

высокочувствительных маятнико-
вых весов с механической компен-
сацией в гравитационном поле.
Измерение восприимчивости про-
водили относительным методом
в вакууме при массе образца 40—
50 мг. В качестве эталонного ве-
щества использовали соль Мора
(Fe2SO4(NH4)2- 6Н2О) с удельной
магнитной восприимчивостью при
нормальной температуре—32-10~®.

Рис. 6. Температурная зависимость
обратной магнитной восприимчивости
стали с 0,8 % С
Рис. 7. Температурная зависи-
мость обратной начальной маг-
нитной восприимчивости сталей
[861:

I — 52Х2Н15: 2 — 52X2H20. 3 —
S2X2H22

Измерение восприимчи-
вости железоуглеродисто-
го аустенита оказалось
возможным до температу-
ры ~700 °C. Ниже этой
температуры измерению
мешает распад твердого
раствора с образованием
ферромагнитной а-фазы.
При температурах выше
820 °C у-фаза находится в
парамагнитном состоянии,
зависимость 1/% (7) линей-
на и описывается законом

Кюри — Вейса. Ниже 820 °C наблюдается заметное возрастание
%, что приводит к отклонению зависимости 1/% (7) от закона Кю-
ри — Вейса, при этом ход кривой удовлетворительно описывается
функцией Ланжевена для суперпарамагнетиков. Такое изменение
магнитных свойств у-фазы связано с самопроизвольным возник-
новением флуктуаций дальнего ферромагнитного порядка («роев»
спинов). «Рои» спинов представляют собой малые (однодоменные)
ферромагнитные области, возникающие и аннигилирующие по
статистическим законам. Эти области называют ферромагнитными
кластерами, что подчеркивает их флуктуационный характер. В
работе [86] существованием таких кластеров объясняются су-
перпарамагнитные свойства аустенита хромоникелевых сталей
(рис. 7).

Наличие ферромагнитных кластеров в аустените, по мнению
Л. Н. Ромашева [87], обусловлено проявлением в микрообъемах
с концентрационной неоднородностью (обогащенных атомами
ферромагнитных веществ) положительного обменного взаимодей-
ствия, приводящего к установлению ферромагнитного порядка
при температурах выше точки Кюри (или выше 7v_>a для сталей,
испытывающих при охлаждении у а превращение с образова-
нием ферромагнитной a-фазы). При этом суперпарамагнитные
свойства аустенита рассматриваются как проявление «критиче-
ского» суперпарамагнетизма, обусловленного магнитной неодно-
родностью вещества вблизи критической температуры (например,
точки Кюри, Л1к).

Больцмановская вероятность суперпарамагнитного состояния
(при постоянных давлении и температуре) пропорциональна
ехр [—AFVl(kT)], где ДК — приращение свободной энергии,
вызванное флуктуацией дальнего ферромагнитного порядка, V —
объем флуктуации.

Приращение AF может быть определено из общих термодина-
мических соображений. Если имеется система из У электронов
с нескомпенсированными спинами, то в каждый момент времени
из-за флуктуаций дальнего порядка в системе будет находиться
т электронов с упорядоченным расположением спинов. Учиты-
вая, что внутри однодоменной области («рой» спинов) простран-
ственное расположение одинаковых спинов идентично атомной
решетке, число распределений для такой системы с заданной
намагниченностью можно записать как W = NUm\ (N — т)1
При наложении внешнего магнитного поля в результате супер-
позиции обменного и магнитного взаимодействий происходит
дополнительное упорядочение магнитных моментов, что способ-
ствует увеличению устойчивости (времени релаксации) и мгновен-
ной концентрации ферромагнитноупорядоченных участков. При
этом изменение конфигурационной энтропии AS = k In W с уче-
том приближения Стирлинга In х! = х In х — х можно запи-
сать так:

AS = k [У In N — га In т — (N — т) In (N — m) 1. (16)

В системе с tn ориентированными спинами намагниченность I
подобна параметру дальнего порядка в теории Брэгга — Виль-
ямса, учитывающего степень атомного упорядочения в кристал-
лической решетке, содержащей два сорта атомов, а /2 пропор-
ционально той части полного числа спинов, которая состоит из
спинов, находящихся в упорядоченных узлах. Тогда Р — m/N,
т = PN, (N — т) = N (1 — /2) и для кристалла, содержащего
один моль атомных мест (т. е. kN0 = R = 8,314 кДж/град- кмоль),

AS = —Я [р in р 4- (1 — Р) In (1 — /2) ]. (17)

Нетривиальное для классической статистики выражение Р —
= m/N является следствием квантовой природа ферромагне-
тизма и рассмотрением явлений ближнего порядка, при котором
учитывается взаимодействие только ближайших соседств спи-
нов.

Появление ближнего порядка приводит к изменению обуслов-
ленной обменным взаимодействием конфигурационной энергии,
величина которой, отнесенная к одному молю, ЛЕ = —N0PzA,
где z — координационное число, А — обменный интеграл. Общее
изменение свободной энергии, вызванное флуктуацией ферро-
магнитного порядка,

ДЕ = — N0PzA —RTlPlnP +

+ (1 — Р) In (1 — 72)]. (18)
Рис. 8. Температурная зависимость прира
щения свободной энергии стали с 0,8 % С,
вызванного флуктуациями дальнего ферро-
магнитного порядка

Относительная намагниченность для
суперпарамагнитного состояния дает-
ся функцией Ланжевена

, ,, МН kT ,1П.

/==cth —, (19)

где М — магнитный момент клас-
тера, равный ISV.

Расчет AF по формуле (18) про-
водился в предположении, что кор-
реляция между спинами при темпе-
ратуре, соответствующей возникно-

вению суперпарамагнетизма, сущест-

вует на расстоянии 1 нм. При меньших размерах кластера одно-
доменная область становится неустойчивой, т. е. обменные силы
в этом случае не способны поддерживать спонтанную намагни-
ченность. Для области температур начала мартенситного у -> а
превращения в работе [861 размер кластеров оценен величиной
~2,5 нм. Полагая для упрощения зависимость размера кластера
от температуры линейной, получили расчетные температурные
зависимости А£, AST и AF, которые для условий действия внеш-
ним полем напряженностью 1,6 МА/м иллюстрирует рис. 8.

Как видно, увеличение AF при высоких температурах и ма-
лой степени порядка определяется в основном соответствующим
изменением энтропии. При более низких температурах наличие
суперпарамагнитных кластеров больших размеров еще сильнее
повышает свободную энергию. Однако дальнейшее снижение

температуры приводит к установлению точного равновесия между
соответствующими изменениями энтропии и внутренней энергии.
Температура ~180 К, отвечающая условию dEldJ — dST/dl,
соответствует ферромагнитной точке Кюри железоуглеродистого
аустенита. Экстраполяция зависимости 1/у (7) на ось температур
также дает значение точки Кюри ~180'К-

Изменение свободной энергии, обусловленное образованием
ферромагнитных кластеров в магнитном поле напряженностью
0,8 МА/м, существенно меньше и достаточно велико в поле напря-
женностью 4,0 МА/м (табл. 2). В сильных полях максимум кри-
вой AF (7) и температура Кюри смещаются в область более
высоких температур, что находится в соответствии с известными
представлениями об установлении дальнего ферромагнитного
порядка выше точки Кюри из-за сильного парапроцесса, вызван-
ного внешним полем.

Следует особо оговорить физический смысл величины AF,
которую следует понимать как работу, совершенную обменными
Таблица 2. Температурные зависимости ДЕ и
в полях различной напряженности

Т, к Н = 0,8 МА/м Н = 4.0 МА/м
Р. 10\ Тл AST АЕ I2- 10‘, Тл AST Д£
Дж/ моль Дж/моль
870 520 340 230 150 132 810 2390 8100 44,4 133,6 218,1 345,4 —6,4 —38,9 — 114,7 —389,8 49 289 1540 3600 6100 224,4 567,7 1223,0 1264,9 850,0 —27,8 — 139,1 —741,5 —1733,4 —2930,9

силами над молем вещества по установлению в расположении
электронных спинов порядка (параллельности), нарушаемого
тепловой энергией. Условие AF> 0 соответствует возникновению
микрообъемов со спиновым порядком вследствие обменного и
магнитного взаимодействий и аннигиляции их в результате теп-
лового разупорядочения (но в каждый момент времени суще-
ствует некоторое равновесное количество таких микрообъемов).
Близкой, но далеко не точной аналогией представляются флук-
туации дальнего атомного порядка в жидком металле при тем-
пературах несколько более высоких,чем равновесная темпера-
тура плавления. Отличие заключается в том, что величину AF,
обусловленную изменениями в магнитной подсистеме, по-види-
мому, нельзя считать аддитивным вкладом в движущую силу
фазового перехода, который характеризуется изменением атомной
симметрии (переход первого рода). Однако если рассматривать
свободную энергию образования одного кластера, игнорируя
энергию поверхности раздела между парамагнитной матрицей
и группой атомов с параллельными спинами, то можно записать
ее как А/* = AFVI2N0/VM, где Ум — молярный объем. Роль
этой энергии при фазовом переходе первого рода сводится к тому,
что ферромагнитные кластеры, воспринимая энергию внешнего
магнитного поля через магнитострикционные напряжения, изме-
няют поле упругих сил в микрообъемах атомной решетки мат-
рицы и этим способствуют снижению энергетического барьера
для образования зародышевого центра критического раз-
мера.

При образовании зародыша новой фазы внутри матрицы сво-
бодная энергия системы, с одной стороны, уменьшается вследствие
перехода некоторого объема исходной фазы в более устойчивое
состояние, а с другой — увеличивается в результате образования
новой поверхности раздела с избыточной поверхностной энергией
и появления энергии упругой деформации в одной или обеих
фазах ввиду разницы их удельных объемов (и когерентности
20
решеток при мартенситном превращении). В итоге общее изме-
нение свободной энергии является алгебраической суммой

AF = — AFo5 + AFn0B + AFynp (20)

или

AF = — V А/ + S(t+ VU,

где А/—удельная «химическая» движущая сила; о—поверх-
ностное натяжение; U — удельная упругая энергия; V и S —
соответственно объем зародыша и его поверхность.

Минимизацией уравнения (20) определяют размер критиче-
ского зародыша 7?„р. Для зародыша сферической формы

/?кр = 2<j/(A/- U), (21)

а работа образования зародыша критического размера опреде-
ляется путем подстановки значения /?кр в уравнение (20)

№°р = 32rajV[3 (А/ - i/)2]. (22)

Учет энергии А/* в уравнениях (20)—(22) дает возможность
определить работу образования зародыша при действии внеш-
него магнитного поля как №£₽ = З2ло3/[3 (А/— U + А/*)2].
Это соотношение показывает, что в случае фазового перехода
с исходной неферромагнитной фазой и ферромагнитными продук-
тами реакции действие магнитного поля проявляется в сниже-
нии энергии образования зародышевого центра критического
размера.

Таким образом, флуктуационное повышение энергии в группе
атомов парамагнитной матричной фазы с параллельным располо-
жением спинов может обеспечить в этих местах достижение зна-
чения работы образования критического зародыша. Это отражает
известное положение о том, что переход от одной фазы к другой
происходит через промежуточное состояние с повышенной сво-
бодной энергией, большей, чем у исходной фазы [63].

Скорость зарождения центров новой фазы, которая зависит
от вероятности образования зародыша критического размера и
вероятности присоединения к нему атомов из матричной фазы,
может быть определена из следующего соотношения;

п0 = Лехр (— W°p/kT)exp(— Q/kT), (23)

где Q — энергия активации перехода атома через границу раз-
дела фаз.

В этой связи увеличение скорости зарождения центров ферро-
магнитной фазы, вызванное влиянием внешнего магнитного поля,
может быть записано

пи/п0 = exp ((№°р - W"p)/kT). (24)

Соотношение (24) предполагает независимость Q от действия
магнитного поля.
Однако возникают большие трудности при формальной коли-
чественной оценке величины па'п0 с использованием зависимо-
сти (24). Это является следствием достаточной неопределенности
и зависимости от большого числа факторов значений параме-
тров АД о, U, которые имеются в литературе и относятся к таким
процессам, как распад аустенита в области температур перлит-
ного и промежуточного превращений, распад остаточного аусте-
нита при отпуске. Квадратичная и кубическая зависимость 1^кр
соответственно от А/ и о, а также экпонциональная зависимость п0
от при изменении параметров А/, сг и U даже в небольших
пределах обусловливают существенные различия оценок, выпол-
ненных по формуле (24). .При зарождении на границах зерен
исходной фазы следует также учитывать вклад высвобождающейся
избыточной энергии межзеренной границы, снижающей работу
образования критического зародыша.

Более точные значения параметров, определяющих
известны для мартенситного превращения. Кроме того, для
железоуглеродистых сплавов имеет место независимость А/ =
= 160 МДж/м3 от содержания углерода, т. е. от температуры
начала мартенситного превращения. В связи с этим отношение
пп1п0 для мартенситного превращения железоуглеродистого ау-
стенита в условиях воздействия внешним магнитным полем мо-
жет быть определено достаточно точно.

Современные представления о механизме зарождения мартенсита являются
развитием идей Ф. Франка и X. Кнаппа и У. Делннгера о дислокационном строе-
нии поверхности раздела у/a. В рамках этого механизма мартенситный зародыш
рассматривается Ю. Н. Петровым [69] как совокупность дислокационных петель
превращения с вектором Бюргерса а/18 (112) в последовательности плотноупако-
ванных плоскостей (111) аустенита. Одним из возможных механизмов образования
дислокационной петли является энергетически выгодное расщепление двух пол-
ных винтовых дислокаций а/2 [101] и а/2 [101] в аустените по реакциям

а/2 [101] -+а!в [121] ф а/6 [ 1То] ф а/6 [112];

а/2 [101] -* а/6 [121] ф а/6 [Т10] ф а/6 [112]

с образованием дислокации Ломер—Коттрелла из двух частичных дислокаций
Шокли и вершиной частичной дислокации типа а/6 (110). Под действием напряже-
ния превращения энергетически выгодным оказывается расщепление каждой
вершинной дислокации диполя а/6 [110] и а/6 [НО] в общей плотноупакованной
плоскости (111) аустенита по реакциям

а/6 [ПО]—> а/18 [121] ф а/18 [211 ];

а/6 f 110] а/18 [211 ] ф а/18 [Т2 Г],

при которых внутренние частичные дислокации а/18 [211] н а/18 [211], взаимно
притягиваясь, аннигилируют с образованием дислокационной петли превраще-
ния в плоскости (111) аустенита. Внутри такой петли укладка атомов железа
соответствует их упаковке в плоскости (101) мартенсита.

Энергия на образование и расширение петель (поверхностная энергия)
создается химической движущей силой. Это относится также к энергии деформа-
ций, происходящих при макроскопическом (однородном) сдвиге. Ю. Н Петров
[69] сделал оценку энергетического барьера зарождения и движения дислока-
22
цнонной петли под действием напряжения превращения и определил критиче-
ский радиус петли. При этом он исходил нз известного положения о том, что
вектор Бюргерса однородного сдвига при мартенситном превращении в зависимо-
сти от степени расщепления полной дислокации может быть полным или частич-
ным что определяется энергией дефекта упаковки матрицы уд у. Ё аустените
с низкой энергией дефекта упаковки превращение сопровождается расщеплением
полных дислокаций на частичные и образованием хаотических дефектов упаковки
или возникновением более илн менее совершенной е-фазы с гексагональной ре-
шеткой. В аустените с высокой энергией дефекта упаковки промежуточная е-фаза
экспериментально не обнаруживается и наблюдается непосредственный переход
А -> М, что, однако, не исключает вблизи температуры А4Н расщепление полных
дислокаций, по крайней мере в окрестности их ядер, для образования дислока-
ционной петли по вышеописанному механизму. На эту возможность указывают
авторы работы [20], в которой содержатся данные о существенном снижении
энергии дефекта упаковки с приближением к температуре А4Н и влиянии на кру-
тизну зависимости уд. у (Т) содержания углерода в твердом растворе.

Имеются также данные [12, 13] о влиянии напряженности внешнего магнит-
ного поля на снижение энергии дефектов упаковки. Это влияние обусловлено,
на наш взгляд, действием малых магнитострикционных деформаций в микро-
объемах аустенита с ближним спиновым порядком. В этом случае воздействие маг-
нитным полем в процессе мартенситного превращения для сплавов с низкой и
средней энергией дефекта упаковки может облегчить наиболее трудный этап
превращения — образование зародышей, так как магнитострикционные дефор-
мации оказывают инициирующее действие на процесс расщепления полных дисло-
каций с образованием достаточно широких дефектов упаковки и развития пре-
вращения по схеме А —> д. у (е-фаза)—> М. Интенсификация мартенситного пре-
вращения в результате незначительных атомных смещений имеет место, если
действуют небольшие напряжения, не превышающие 40 МПа [109], так как сколь-
жение может привести к релаксации напряжений, а следовательно, и к подавле-
нию превращения. Такое влияние малых магнитострикционных деформаций
(Ох ~ 8 МПа) при закалке в магнитном поле вполне вероятно, во всяком случае,
для низко- и среднеуглеродистых сталей с относительно небольшой энергией де-
фекта упаковки.

Вместе с тем индуцированное магнитным полем существование в парамагнит-
ной матрице устойчивых (с повышенным временем релаксации) однодоменных
кластеров приводит к локальной анизотропной деформации атомной решетки,
которая вызвана силами обменного н магнитного взаимодействий. В кристаллах
с направлением легкого намагничивания (100) (например, железа) эти деформа-
ции могут легко взаимодействовать с деформацией Бейна, являющейся составной
частью однородной деформации в феноменологических теориях кристаллогеоме-
трии мартенситного превращения [45].

В связи с анизотропией локальных спонтанной и вынужденной магнито-
стрикционных деформаций в микрообъемах со спиновым порядком нарушается
структурная эквивалентность октаэдрических междоузлий (в о. ц. т. подрешетке
Бейна) и возникает благоприятная ситуация для предпочтительного упорядочен-
ного расположения атомов углерода в междоузлиях типа [[0, 0, 1/2]] и [[1/2,
1/2, 0]], которое контролируется разницей энергий 10“22 Дж [59], созданной одно-
родным магнитострикционным напряжением порядка 10 МПа вдоль оси [001 ].
При этом может существенно возрастать вероятность образования в результате
превращения упорядоченной фазы в тех микрообъемах матрицы, где ближний
порядок уже имел место.

По указанным причинам в случае реализации мартенситного
превращения в магнитном поле создаются условия для мульти-
пликативного зарождения кристаллов a-фазы на ранних стадиях
реакции в микрообъемах аустенита с упорядоченным расположе-
нием электронных спинов. Естественно, что при этом не исклю-
чаются из «работы» и другие микрообъемы матрицы, которые ока-
зываются энергетически подготовленными для образования заро-
дышевой дислокационной петли превращения с вектором Бюр-
герса а/18 (112). Энергия образования центра новой фазы при
мартенситном превращении

Гц = 952,762о3/ДЛ (25)

где 6 — параметр, учитывающий влияние энергии упругих дефор-
маций. Формула (25) получена Л. Кауфманом и М. Коэном с ис-
пользованием положений классической теории образования за-
родышей при мартенситном превращении, однако в неклассиче-
ских моделях изменение этого соотношения не касается обратной
пропорциональности между Гц и А/4, что существенно для даль-
нейшего рассмотрения Увеличение А/ на величину А/* в микро-
объемах со спиновым порядком, обусловленным действием внеш-
него магнитного поля, приводит к уменьшению Гц. Скорость
зарождения п0 пропорциональна ехр (Гц/ЛТ); для оценки ее
увеличения в магнитном поле не имеет значения существующее
в физике металлов различие представлений об учете энергии акти-
вации для роста.

С использованием зависимостей (18), (19), (24), (25) можно
определить отношения пн!п0 (индексы «Н» и «О» относятся к слу-
чаям охлаждения аустенита в магнитном поле и без поля), кото-
рые приведены в табл. 3 для железоуглеродистого аустенита раз-
личного состава в зависимости от напряженности поля. При
выполнении расчетов отношения пн/п0 полагали А/ = 160 МДж/м3,
О2 ст3 = 9,92-1010 Дж5/м12. Величина А/* получена равной 0,27,
0,53 и 1,33 МДж/м3 соответственно в полях напряженностью
0,8, 1,6 и 4,0 МА/м. Данные табл. 3 показывают, что увеличение
скорости образования зародышей мартенсита при охлаждении
с наложением магнитного поля возрастает с концентрацией угле-
рода и напряженностью поля.

Итак, в процессе превращений неферромагнитного аустенита
с образованием ферромагнитных продуктов реакции (ферритно-
карбидная смесь, бейнит, мартенсит) под действием внешнего
магнитного поля происходит своеобразное магнитное расслоение

Таблица 3. Данные о повышении скорости образования зародышей
при мартенситном превращении в магнитном поле

Содержание углерода, % мн- к пн1пЪ при МА/м Содержание углерода, % л»н. К пн!по прн м^-,м
0,8 1.6 4 0.8 1,6 4
0,03 850 1,11 1,23 1,68 1,00 490 1,20 1,44 2,46
0,20 750 1,13 1,28 1,80 1,20 420 1,24 1,53 2,86
0,40 670 1,14 1,30 1,93 1,40 360 1,28 1,64 3,40
0.60 0,80 610 540 1,16 1,18 1,34 1,39 2,06 2,26 1,60 300 1,35 1,81 4,35
исходной фазы, которое характеризуется образованием ансамбля
ферромагнитноупорядоченных кластеров. Наличие этих микро-
объемов приводит к флуктуационному повышению энергии
в группе атомов матричной фазы с параллельным расположением
электронных спинов, что обеспечивает снижение работы образо-
вания ферромагнитных зародышей критического размера и уве-
личивает скорость их образования. Последнее обстоятельство
приводит к изменению кинетики превращений исходной неферро-
магнитной фазы, определяя своеобразное каталитическое дей-
ствие магнитного поля в процессе реакции, продукты которой
являются ферромагнетиками.

3. ИЗМЕНЕНИЯ В КИНЕТИКЕ ФАЗОВЫХ ПЕРЕХОДОВ

Кинетика фазовых переходов, имеющих кристаллизационный
механизм, определяется скоростью зарождения центров (с. з. ц.)
и линейной скоростью роста (л. с. р.) новой фазы из этих центров.
Оба этих параметра, в свою очередь, зависят от степени пере-
охлаждения или перегрева. Работами школы Г. В. Курдюмова
[45] показано, что и «неизотермические» превращения (мартен-
ситные с атермической и взрывной кинетикой) следует также
рассматривать на основе единых представлений о температурной
зависимости скорости зарождения центров превращения, которая
•описывается соотношением (23).

При заданной степени переохлаждения АТ, т. е. постоянных
величинах с. з. ц. (и) и л. с. р. (с), зависимость превращенного
объема от времени превращения т описывается известным соот-
ношением, полученным в конце 30-х годов в работах А. Н. Кол-
могорова и И. Л. Миркина:

= Vo [ 1 — ехр (—/ппсМ) ], (26)

где т — коэффициент, учитывающий форму растущих кристал-
лов (л/3 — для шара: 2 — для куба и т. д.).

Показатель Ь = 4 при свободном трехмерном росте. Сравне-
ние с опытными данными приводит, однако, к выводу о том,
что для большинства реальных случаев b < 4, так как с пони-
жением температуры происходит уменьшение возможности сво-
бодного роста в трех измерениях. Для кристаллов в форме сферы
и Ь = 4 объемную скорость превращения можно записать сле-
дующим образом:

v = dV/dx = (4/3) лс^нт3 ехр (—лс^п^/З). (27)

Увеличение с. з. ц. под действием внешнего магнитного поля
имеет следствием соответствующие изменения величин V и v.
Рис. 9 иллюстрирует влияние магнитного поля на кинетику
изотермического фазового перехода для случая пн1п0 = 1,5.
При этом полагали так же, как и в теории А. Н. Колмогорова —
И. Л. Миркина, что лс3н/3 = 5-10-7.
Рис. 9. Кинетические кривые и зависимо-
сти объемной скорости превращения от
времени выдержки (индексы «Н» и «О» —
соответствуют превращению в магнитном
поле и без поля)

Кинетические изменения, обус-
ловленные увеличением с. з. ц.,
определяются влиянием магнитно-
го поля на состояние исходной
(неферромагнитной) фазы. Вместе
с тем ранее было показано, что
при действии магнитного поля
понижается термодинамический
потенциал ферромагнитных про-
дуктов реакции. Магнитное поле,
очевидно, должно влиять не толь-

ко на условия фазового равновесия, но и существенно изменять
кинетику фазового превращения.

Используя имеющиеся модели для описания влияния магнит-
ного поля на кинетику фазового перехода, авторы работы [311
убедительно показали, что поле действительно может привести
к очень резкому возрастанию скорости превращения. Изменение
объемной скорости образования мартенсита под действием магнит-
ного поля в этой работе определено как

vH/v0 = exp [[W^KkT)] [I - (1 + (JH/bf))-*]}. (28)

Так как отношение WrJkT обычно велико (например, для 700 К
равно примерно 20), то существенное (~в 2 раза) увеличение
объемной скорости превращения наблюдается в таких полях,
где IH 0,01 Л/. Такого порядка соотношения имеют место
в магнитных полях напряженностью 1,6—2,4 МА/м.

Вместе с тем уравнение (28) учитывает только изменение
(уменьшение) термодинамического потенциала продуктов превра-
щения, в то время как движущая сила фазового перехода увели-
чивается и по причине локального прироста свободной энергии
Ф матричной фазы, вызванного

образованием флуктуаций даль-
него ферромагнитного порядка.
Как следует из рис. 10, оче-
видна необходимость учета в
уравнении (28) вклада А/* в
сумме с HI. Это обстоятельство
существенным образом сказы-
вается на результатах подсчета

Рис. 10. Схема к расчету изменений
объемной скорости фазового превраще-
ния под действием магнитного поля
Рис. 11. Схема, иллюстрирую-
щая влияние магнитного поля
на процесс мартенситного пре-
вращения.

1, 2 — кинетические кривые при ох-
лаждении без поля и в постоянном
поле соответственно; н. п. — импуль-
сное поле; п. п. — постоянное по-
ле; о. х. — обработка холодом

поле напряженностью 1,6 МА/м А/*

величины А’н/'&о, так как в

имеет тот же порядок, что и 1Н.

Изменение кинетики фазовых переходов, вызванное каталити-
ческим действием магнитного поля, в частности увеличение

темпа реакций, играет значительную роль в процессе форми-
рования структуры продуктов превращения и свойств сплавов
после термической обработки в магнитном поле. Так, изменение
атермической кинетики мартенситного у а превращения, вы-
званное мультипликативным образованием зародышей а-фазы
(с учетом небольшого смещения температур Л4Н и /Ик), можно
показать схемой на рис. 11. Мультипликативное зарождение
локализуется в верхнем районе Мн — Мк (примыкающем к Л4Н),
когда количество исходной фазы велико (более 50 %). Темп пре-

вращения в этом температурном интервале возрастает и возни-
кает тенденция к изменению типа кинетики с атермической на
взрывную. После образования более 50 % мартенсита темп пре-
вращения как обычно, снижается, однако и в этом случае остается
более высоким при наложении поля. Здесь следует учитывать воз-
можность реализации «замороженных» зародышей (индуциро-
ванных магнитным полем), остававшихся докритическими при
высоких температурах. Как следствие, отмечается уменьшение

количества остаточного аустенита после закалки в поле, соизме-
римое с тем количеством аустенита, которое остается после обра-
ботки холодом, что особенно заметно при закалке высокоуглероди-
стой стали с температурой Л4К = —60ч 80 °C (табл. 4).

Из рассмотрения схемы на рис. 11 и табл. 4 можно прийти
к заключению, что для рассматриваемого случая к близким с на-
блюдаемыми после обработки холодом результатам приводит
воздействие постоянного поля сравнительно небольшой напря-
женности 1.6—2,4 МА/м в процессе закалки или обработка стали
после закалочного охлаждения сильным импульсным полем
напряженностью 15—30 МА/м, которое инициирует в системе
энергетические изменения [31 ], приводящие на короткое время
импульса к повышению Л4К и образованию дополнительного ко-
личества мартенсита. Последнее было экспериментально уста-
новлено авторами работы [98], которым однако не удалось по-
лучить при импульсном намагничивании такого же эффекта, как
при обработке холодом. Это можно объяснить малой длительностью
Таблица 4. Изменение количества остаточного ауртеиита
после закалки в постоянном магнитном поле или обработки холодом

Сталь Среднее количество остаточного аустенита (по данным измерения намагниченности насыщения методом Штеблейна)
Закалка от температуры выше Лс3 Обработка холодом при — 78 °C Закалка в магнитном поле (Н = i,62 МА/м)
У10 12±3 6+2 8±2
У12 15±3 7±2 8±2
ХВГ 28±3 9+2 12±3
Р6М5 28±4 10±2 16±4

Примечание. Показаны доверительные интервалы при Р = 0,95
и п = 15.

импульса и тем, что напряженность поля была недостаточна для
смещения температуры Мк на уровень температуры опыта 20 °C
(см. рис. 11).

Основным преимуществом постоянного магнитного поля яв-
ляется возможность энергетического воздействия в течение всего
процесса превращения, начиная с температуры аустенитизации:
только в этом случае могут быть зафиксированы изменения в ки-
нетике перехода, вызванные мультипликативным зарождением
и имеющие следствием заметные отличия морфологии продук-
тов, фазового состава и свойств стали после обработки в магнит-
ном поле. После начала превращения при действии постоянного
магнитного поля на кинетику могут оказывать влияние и другие
факторы, к наиболее существенным из которых относятся энергия
взаимодействия вектора спонтанной намагниченности Is с полем Н,
энергия кристаллографической магнитной анизотропии, упругая
энергия магнитострикционных деформаций и энергия ориентации
кристаллов (например, мартенсита). Принимая во внимание
сделанные выше оценки влияния магнитного поля на механизм
зарождения и кинетику превращений, следует, по-виднмому, это
влияние считать суммарным результатом действия перечисленных
факторов и особого магнитного состояния аустенита из-за явлений
ближнего магнитного порядка, так как последнее характеризует
энергетические изменения в маточной фазе, а первое относится
только к продуктам реакции.

Так, зависящий от угла ф между направлениями поля и нор-
мали к плоскости мартенситной пластины вклад в плотность
магнитной энергии имеет порядок 1 МДж/м3 и приводит к неко-
торому различию вероятности образования кристаллов, ориенти-
рованных параллельно или под значительным углом к полю.
В магнитных полях напряженностью 1,6 МА/м растущие мар-
тенситные пластины ориентируются преимущественно вдоль поля,
28
Рис. 12. Фрагменты структуры и гистограммы распределения углов между
направлениями вектора Н и длинной осью мартенситного кристалла после за-
калки без поля (а) и в магнитном поле (б) стали ХГ, хЗОО

что приводит к появлению наведенной текстуры. Это особенно
заметно для первых кристаллов, образующихся при температуре,
близкой к Мк. На рис. 12 показаны экспериментальные данные,
полученные при закалке образцов стали ХГ от температуры
1100 °C в продольном магнитном поле напряженностью 1,8 МА7м.
Видно, что при охлаждении в магнитном поле кристаллы мар-
тенсита ориентируются в энергетически выгодном направлении,
совпадающем с направлением вектора напряженности Н внешнего
магнитного поля. Следует подчеркнуть, что практически пол-
ностью ориентированный рост можно наблюдать только для по-
являющихся первыми кристаллов мартенсита: последующие кри-
сталлы в результате постоянно меняющегося с понижением тем-
пературы состояния матрицы образуют характерную фермо-
подобную структуру. Однако в целом по образцу структура мар-
тенсита оказывается более ориентированной после закалки в ма-
гнитном поле (гистограмма на рис. 12, б). По-видимому, такая
однородность может способствовать лучшей аккомодации мар-
тенситных кристаллов, расположенных в соседних зернах аусте-
нита, и снижению локальных «пиковых» напряжений, вызыва-
ющих преждевременное разрушение.
Если рассматривать намагниченный до насыщения однодомен-
ный мартенситный кристалл как некоторый однородный объем V,
имеющий форму эллипсоида вращения, длинная ось которого при
росте образует угол 6 с направлением внешнего магнитного
поля, то энергию намагничивания можно записать в виде WM =
= ЦУН cos 0. На такой растущий кристалл действует крутящий
момент, который стремится уменьшить угол 0:

dWM/dQ = —ISVH sin 0, (29)

где ISV sin 0 — магнитный момент мартенситного кристалла.
Нетрудно подсчитать, что в результате действия крутящего мо-
мента на краях каждого неблагоприятно ориентированного кри-
сталла возникают чрезвычайно малые силы, не превышающие для
самых крупных частиц десятка грамм. Тем не менее для ансамбля,
состоящего из большого числа кристаллов, при одновременном
вкладе энергии магнитострикционных деформаций и кристалло-
графической магнитной анизотропии процессы, связанные со
стремлением кристалла к повороту под действием момента dWM!dQ,
могут оказать определенное влияние на развитие превращения
в условиях пластичного 1 аустенита, т. е. в районе температу-
ры Л4Н-

Проведенные авторами эксперименты дают возможность оце-
нить влияние внешнего магнитного поля на кинетику превраще-
ний исходной неферромагнитной фазы (аустенита) в феррома-
гнитные продукты реакции. Исследовали сплавы системы железо—
никель—углерод (0,03; 0,3; 0,6; 1,1 % С и 5; 8; 12; 16 % Ni),
которые предварительно подвергали ковке и высокому отпуску
в течение 10 ч при 600 °C (стали типа Н5, Н8) и 500 °C (стали
типа Н12, Н16). Образцы для дилатометрических и магнито-
метрических измерений изготовляли размером 0 3x30 ±
± 0,005 мм.

Дилатометрические исследования проводили на специальной
лабораторной установке [4] с использованием емкостного высо-
кочастотного дилатометра конструкции А. В. Панова [55] с ре-
гистрацией термо- и дилатограммы потенциометром типа К8.
Погрешность измерения удлинения составляла от ±0,3 до
±0,6 мкм, или 10-5 мм/мм.

Исследование аустенитно-мартенситного превращения при за-
калке стали 60Н12 показало (рис. 13), что темп превращения
во внешнем поле напряженностью 0,84 МА/м более высокий.
Температура М„ = 50 °C (определяемая с точностью до 2 °C)
не изменяется при наложении поля такой напряженности,
однако сразу после начала превращения дилатометрическая
кривая имеет большую крутизну. Основная часть превращения

1 В момент А —► М перестройки следует учитывать известное явление не-
устойчивости решетки, характерное для сверхпластичности превращения, при
котором решающее влияние оказывают и весьма малые нагрузки.
Рис. 13. Аустенитно-мартенситное
превращение в стали 60Н12 при „г
охлаждении на воздухе:

1 — в магнитном поле; 2 — без поля 10

S"
заканчивается быстрее и ре- 8

зультирующее изменение Б

длины дилатометрического
образца при наложении поля £ S 4
оказывается на ~20 % боль- |
ше. Аналогичный ход пре- %
вращения наблюдался и у о
других исследованных ни-
келевых сталей, что должно

иметь следствием изменение соотношения между количеством мар-
тенсита и остаточного аустенита (см. рис. 11). Для установления
этих соотношений проводили термическую обработку образцов
высоконикелевых сталей в магнитном поле электромагнита с воз-
можностью варьирования межполюсного зазора в пределах от 160
до 20 мм, что делает возможным получение напряженности от
0,36 до 1,76 МА/м соответственно.

Две пачки образцов загружали для аустенитизации в элек-
тропечь и затем охлаждали на воздухе, причем одну пачку на
шамотовой подставке зажимали между полюсами электромагни-
тов в поле напряженностью 1,28 МА/м, другую на такой же под-
ставке располагали между двумя железными болванками, ими-
тирующими полюсы. Поле выключали через 15—20 мин по до-
стижении образцами нормальной температуры.

Отпуск проводили в двух одинаковых электропечах, одну из
которых зажимали между полюсами электромагнита (напряжен-
ность поля 0,8 МА/м). Температура обеих печей регистрирова-
лась хромельалюмелевыми термопарами на многоточечный потен-
циометр.

В результате наложения магнитного поля при закалке на
воздухе намагниченность насыщения1 у всех исследованных
сталей возрастала, а коэрцитивная сила уменьшалась (рис. 14).
Поскольку намагниченность насыщения не является структурно
чувствительным свойством, по ее значению можно судить о коли-
чественном соотношении между ферромагнитной и неферромагнит-
ной фазами в образце. Количество остаточного аустенита в спла-
вах некоторых составов заметно уменьшалось, например, у стали
60Н16 с 41 (без поля) до 32 % (в поле). Наблюдаемый абсолютный
эффект уменьшения количества остаточного аустенита после за-
калки в магнитном поле, как правило, несколько возрастал с по-
вышением содержания углерода в стали и меньше зависел от
содержания никеля. Так, в стали с содержанием 12 % Ni при

1 Намагниченность насыщения и количество остаточного аустенита определя-
лись баллистическим методом на установке Штеблейна.
Рис. 14. Намагниченность
насыщения (а) н коэрцитив-
ная сила (б) сталей с раз-
личным содержанием угле-
рода н никеля после закалки
на воздухе с температур

Ас3 + 70 °C:

/ — в магнитном поле; 2 —
без поля

0,3 % С в пределах
ошибки эксперимента
не наблюдалось измене-
ний количества остаточ-
ного аустенита под

О OJ 0,8 С,"А о
а)

при 1,1 % С — на 8 %;

но 8 % Ni, количество
поля снижалось на 6 %

о,1, о,8 с,7» влиянием магнитного

<6* поля, при 0,6 % С оно

снижалось на 4,5 %, а
при том же содержании углерода 1,1%,
остаточного аустенита при наложении

При закалке исследованных сталей на воздухе с повышенных
температур магнитное поле также вызывает снижение количества
остаточного аустенита, причем значимые эффекты имеют место
при содержании углерода в стали больше 0,3 % и возрастают при
увеличении концентрации до 1,2 %. Из рис. 15 видно, что при
определенном содержании никеля, например 5 %, эффект усили-
вается с повышением температуры аустенитизации вследствие

увеличения содержания углерода в твердом растворе.

Разница в количестве остаточного аустенита при магнитной
закалке сохраняется после низкого отпуска при 100 °C в течение
30 мин и исчезает при температурах отпуска, соответствующих
интенсивному распаду у-твердого раствора.

Приведенные данные находят
объяснение с позиции ранее изло-
женных представлений о влиянии
магнитного поля на кинетику фа-
зовых превращений. Увеличение
темпа мартенситной реакции, свя-
занного с мультипликативным
характером зарождения кристал-
лов a-фазы, обусловливает боль-
шую полноту а превращения.
Во всяком случае это должно
иметь место всегда, когда Л4Н ни-

Рис. 15. Количество остаточного аустенита
в стали с 5 % Ni после закалки в магнит-
ном поле (/) и без поля (2) на воздухе с раз-
ных температур
Рис. 16. Изменение удлине-
ния (а) и намагниченности
(б) стали 110Н8 при нагреве
после закалки от 770 °C на
воздухе:

1 — нагрев прн отпуске до
475 °C; 2 — охлаждение; 3 — по-
вторный нагрев

же температуры охлаждающей среды (см. рис. 11 и 13). Объяс-
нимо также и описанное выше влияние углерода и никеля
на кинетику А -► М превращения. Анализ соотношения (28)
приводит к выводу о более сильном влиянии содержания углерода
в стали на отношение 'fW'&o и, следовательно, количество оста-
точного аустенита, чем содержание никеля. Это обусловлено тем,
что величина Т в формуле (45) соответствует температуре Л4Н
стали определенного состава. Повышение концентрации углерода
от 0,03 до 1,1 % снижает Л4Н примерно в 2 раза, а уменьшение
концентрации никеля с 5 до 16 % —только в 1,5 раза [45].
Кроме того, Л/ в формуле (28) не зависит от содержания углерода,
но повышается примерно в 2 раза при изменении содержания
никеля с 5 до 16 % [28]. Последнее обстоятельство приводит
к уменьшению отношения что снижает эффективность

влияния магнитного поля на количество остаточного аустенита
при увеличении содержания никеля в стали.

Было проведено исследование кинетики процессов распада
остаточного аустенита при отпуске. Для стали, например, II0H8
этот процесс начинается при температуре около 280 С, что видно
из рис. 16, на котором приведены дилатометрическая (а) и ма-
гнитометрическая (б) кривые нагрева со скоростью 3—5 °С/мин.
Температуры перегибов на кривой изменения намагниченности
насыщения (рис 16, б) и на дилатометрической кривой (рис. 16, а)
совпадают. Образец (рис. 16, б) нагревали до 450 °C, затем охла-
ждали до нормальной температуры; при этом наблюдалась раз-
ница в намагниченности насыщения, возникшая в связи с распа-
дом остаточного аустенита. При повторном нагреве никаких
аномалий на кривой намагниченности не наблюдалось, а ее ха-
рактер отражал известную закономерность изменения намагни-
ченности с температурой для ферромагнетиков. Следовательно,
увеличение объема (см. рис. 16, а) и намагниченности (см.
рис. 16, б), начиная с температуры ~280 °C обусловлено распа-
дом остаточного аустенита.

Данные дилатометрических исследований процесса изотерми-
ческого превращения остаточного аустенита стали 110Н8 при
2 Бернштейн М. Л. и др. 33
отпуске показаны на рис. 17. Видно, что при температуре 300 °C,
которая^ несколько выше температуры начала превращения,
скорость изотермического распада остаточного аустенита при
наложении внешнего поля существенно выше (примерно на 30 %).
Процесс распада завершается за 24 мин, в то время как в обычных
условиях длительность превращения составляет 36 мин. По дан-
ным магнитных измерений (рис. 18), в первом случае возрастает
количество ферромагнитных продуктов распада остаточного ау-
стенита.

Анализ результатов, приведенных на рис. 18, показывает,
что при отпуске стали 110Н8 после закалки с различных темпе-
ратур воздействие внешним полем приводит к уменьшению объ-
емной доли остаточного аустенита и коэрцитивной силы, причем
эти явления наиболее заметны для температур отпуска, соответ-
ствующих началу превращения и моменту достижения макси-
мальной скорости развития процесса. Аналогичные данные полу-
чены для всех 16 экспериментальных сталей системы железо—
никель—углерод.

Приведенные выше результаты экспериментов показывают,
что в результате магнитной закалки изменяется фазовый состав
сталей в сторону увеличения количества мартенсита. Такие изме-
нения являются следствием влияния поля на кинетику превраще-
ния исходной неферромагнитной фазы в ферромагнитные продукты,
что может быть одной из причин изменения свойств, в частности
повышения пределов текучести и прочности никелевых сталей
с содержанием углерода более 0,5—0,6 % после закалки и низ-
кого отпуска. Ниже, при обсуждении результатов исследования
характеристик механических свойств, следует учитывать выводы

настоящего раздела.

Для исследования влияния маг-
нитного поля на изотермическое пре-
вращение переохлажденного аусте-
нита в сталях с 8 и 12 % Ni и

Нс, кА/м

Рис. 18. Объемная доля остаточ-
ного аустенита и коэрцитивная
сила стали 110Н8:

' 2-<ик-820 “С; 3, <-ZsaK-
= 770 °C; 1, 3—без поля; 2, 4 —
в магнитном поле

Рис. 17. Изотермическое превращение остаточ-
ного аустенита стали 110Н8 во время отпуска
при 300 °C (данные дилатометрического ана-
лиза):

1 — в магнитной поле; 2 — без поля
Рис. 19. Диаграмма изотермического
превращения аустенита стали 60Н8
(температура аустенитизации 900 °C):

1 — в магнитном поле; 2 — без поля

0,3, 0,6 и 1,1 % С применяли
дилатометрическую регистра-
цию процесса распада, а не
магнитные методы, предпола-
гающие расположение образца
во внешнем поле. Изотермиче-
ская среда создавалась в ванне
с расплавом свинца и олова.
В этом эксперименте было ис-
пользовано магнитное поле на-
пряженностью всего 288 кА/м,
воздействие которым при тем-
пературах 550, 500, 450 и 300 °C

оказалось весьма малым. Положение кривых на диаграмме изо-
термического распада (рис. 19) 1 и вид дилатограмм (рис. 20),
иллюстрирующих кинетику превращения, изменяется незначи-
тельно. Количество остаточного аустенита, измеренное магнитным
методом после охлаждения образцов от температуры изотермы
до нормальной, также изменялось незначительно и составляло
17,5 и 14,5 % (изотерма 550 °C) соответственно при обработке
без поля и в магнитном поле. Такие малые изменения в ходе пре-
вращения объясняются, конечно, небольшой напряженностью
поля, которой явно недостаточно для того, чтобы оказывать за-
метное каталитическое влияние на процесс распада аустенита.

Интересно, однако, что внешнее воздействие даже таким не-
большим полем в области промежуточного превращения может
вызвать дестабилизацию аустенита. Как видно из рис. 21, распад

1 Диаграмма, приведенная на рис. 19, построена по результатам анализа
трех—шести дилатограмм для каждой температуры. Правые кривые соответствуют
моменту появления участка «насыщения» на дилатограммах, характеризующего
окончание процессов, связанных с увеличением объема. При дальнейшей выдержке
происходит уменьшение объема, вызванное распадом продуктов промежуточного
превращения (см. рис. 20). Этот процесс накладывается иа процесс увеличения
объема, обусловленного распадом аустенита, что затрудняет расшифровку дилато-
грамм.

Рис. 20. Изотермическое пре-
вращение переохлажденного
аустенита стали 60Н8 при
°00 °C (данные дилатометри-
ческого анализа):

' — в магнитном поле; 2 — без
поля

35
й I,MKN

Рис. 21. Дестабилизация
аустенита стали 60Н8 под
действием магнитного по-
ля после окончания изо-
термического превраще-
ния при 300 °C:

/ — без поля; II — в поле
напряженностью 288 кА/м

переохлажденного аустенита при температуре 300 °C без поля
шел интенсивно примерно 25 мин, затем наблюдалось очень
небольшое приращение объема, которое через 2 ч практически
заканчивалось. Через 80 мин по окончании превращения вклю-
чали поле, и после некоторого «инкубационного» периода начина-
лось довольно интенсивное дополнительное превращение. При
выключении поля превращение останавливалось, при включении
возобновлялось. Аналогичные явления, но в интервале температур
вторичного мартенситного превращения наблюдались М. Л. Берн-
штейном и сотрудниками у быстрорежущей стали, а также Э. И. Эст-
риным в мартенситном интервале при охлаждении стали 50Н19
с атермической кинетикой. В сплаве Н23ГЗ с ярко выраженной
изотермической кинетикой мартенситного превращения включе-
ние магнитного поля в процессе выдержки вызывало заметное
увеличение скорости превращения.

Отмеченные явления дестабилизации аустенита в области
температур промежуточного превращения и увеличение интенсив-
ности мартенситного превращения в сплавах с атермической
и изотермической кинетикой могут найти объяснение с позиций
развиваемых представлений о роли магнитного поля в снижении
энергии образования критических зародышей в микрообъемах
аустенита с параллельным спиновым порядком. В рассмотренных
случаях воздействие магнитным полем «мобилизует» для зарожде-
ния определенное дополнительное число центров, которые имеют
докритический размер при отсутствии поля.

Изучению особенностей кинетики фазовых превращений в магнитном поле
посвящен ряд работ советских и зарубежных исследователей. Увеличение ско-
рости мартенситного превращения при закалке в постоянном магнитном поле
напряженностью до 1,6 МА/м в условиях изотермической и атермической реакции
наблюдалось Л. Д Ворончихиным и И. Г. Факидовым (ИФМ УНЦ СССР) на
сталях опытной 58Х4Н8СЗМ н промышленной ШХ15. Атермическое мартенсит-
ное превращение в никелевых сталях с использованием стационарного поля на-
пряженностью 4 МА/м изучалось в работе [51 ]. Был сделан вывод, что магнитное
поле не только смещает температурный интервал мартенситного превращения, но
н сужает его, что обеспечивает более раннее и интенсивное у -> а превращение.
С применением аппарата линейной теории упругости в этой работе получены за-
висимости, определяющие сдвиг температур М„ н Мк в условиях действия по-
стоянного магнитного поля. Такой подход следует считать дальнейшим развитием
термодинамической теории, уравнения которой [31 ] описывают сдвиг только
температуры равновесия под действием поля.
Кинетика изотермического образования мартенсита в сплаве Fe — 26 % Ni —
2 % Мп исследована в работе [120]. Стационарное магнитное поле напряженно-
стью до 1,6 МА м накладывали в процессе изотермической выдержки в мартен-
ситном интервале и наблюдали двух-трехкратное увеличение скорости превраще-
ния в зависимости от температуры, выдержки и напряженности поля. Данные
экспериментов хорошо соответствовали аналитической зависимости, полученной
путем введения величины магнитной энергии в уравнение, описывающее скорость
зарождения при изотермическом образовании мартенсита.

В работе С. И. Маркова [52 ] исследовано влияние стационарных магнитных
полей напряженностью до 4,0 МА/м на кинетику изотермического превращения
переохлажденного аустенита в сталях У8, ЭХ и др. в интервале температур 700—
300 °C. Показано, что магнитное поле приводит к ускорению как перлитного,
так и бейнитного превращения, сокращая время распада переохлажденного ау-
стенита на 20—30 %. При непрерывном охлаждении влияние поля проявляется
в повышении температуры начала перлитного превращения, например, для стали
У8 на 10-20 °C.

При использовании структурного и магнитного метода исследования процесса
изотермического распада переохлажденного или остаточного аустенита в сталях
110Г4, 37XH3A и ШХ15 [19[ показано, что наложение постоянного поля напря-
женностью 5,76 МА/м, полученного в соленоиде со сверхпроводящей обмоткой,
существенным образом ускоряет процесс распада ^-твердого раствора. Во всех
рассмотренных случаях экспериментальные данные однозначно свидетельствуют
о влиянии магнитного поля на кинетику фазовых превращений как контролируе-
мых, так и не контролируемых диффузий.

Итак, рассмотрение влияния внешнего магнитного поля на
изменение условий фазовых равновесий, механизм и кинетику
превращений при термической обработке стали дают возмож-
ность сделать определенные выводы о характере такого влияния.
Во-первых, имеет место энергетическое влияние магнитного поля,
обусловленное разницей намагниченностей исходных фаз и про-
дуктов превращения. Существенную роль здесь играет напряжен-
ность поля, с увеличением которого возрастают и термодинамиче-
ские эффекты, в частности изменение равновесной температуры
фазовых переходов. Значительные сдвиги температур равнове-
сия могут иметь место только в очень сильных полях, напряжен-
ностью свыше 8,0 МА/м. Воздействие таким и большим по напря-
женности полем может быть осуществлено преимущественно в им-
пульсном режиме, так как проблема использования сверхпроводя-
щих соленоидов постоянного поля далеко не решена, тем более
для условий промышленной эксплуатации. В сверхсильных
импульсных полях возможно осуществление местного упрочнения
сталей аустенитного класса путем инициирования магнитным
импульсом процесса образования мартенсита в поверхностных
слоях детали. Магнитоимпульсную обработку применяют для
изменения фазового состава, например изменения соотношения
между количествами мартенсита и остаточного аустенита (взамен
обработки холодом). В постоянных полях напряженностью по-
рядка2МА/м, которые реально могут быть получены в электромаг-
нитах промышленного типа, изменения условий фазовых равновесий
невелики и этими изменениями нельзя в полной степени объяснить
трансформацию структуры, фазового состава и свойств стали, на-
блюдаемых экспериментально при использовании таких полей.
Во-вторых, воздействие магнитным полем в процессе фазовых
превращений при термической обработке приводит к усилению
процессов своеобразного магнитного расслоения неферромагнит-
ной матрицы (аустенита), обусловленного, образованием ансамбля
ферромагнитно-упорядоченных кластеров, которые, воспринимая
энергию внешнего поля через магнитострикционные напряже-
ния, изменяют поля упругих сил в микрообъемах атомной решетки
матрицы, что приводит к снижению энергии образования зароды-
шевого центра ферромагнитной фазы (продукта реакции) крити-
ческого размера. Увеличение по этой причине с. з. ц. (мульти-
пликативное зарождение) определяет особую каталитическую роль
магнитного поля в развитии фазовых реакций, продукты которых
являются ферромагнетиками (матрица — неферромагнитна). Эти
явления отмечаются в полях напряженностью порядка 0,4 МА/м
и усиливаются по мере увеличения напряженности. В полях
напряженностью 1,2—1,6 МА/м рассматриваемые эффекты на-
столько существенны, что оказывают заметное влияние на резуль-
таты термической обработки.

В-третьих, влияние магнитного поля проявляется в измене-
нии кинетики превращений, что вызвано, с одной стороны, сниже-
нием термодинамического потенциала ферромагнитной фазы, а
с другой — локальным приростом свободной энергии исходной
неферромагнитной фазы в микрообъемах с ближним спиновым
порядком. При неизменном переохлаждении (перенагреве) это
дает выигрыш в движущей силе перехода и реализуется в увели-
чении темпа фазового превращения. Последнее, как будет пока-
зано ниже, приводит к стабильным изменениям структуры и
свойств стали, полезным для эксплуатации. Эти полезные с тех-
нико-экономической точки зрения изменения, как показывает
опыт использования ТОМП, могут быть достигнуты при исполь-
зовании постоянного магнитного поля напряженностью 1—
2 МА/м, которое относительно несложно может быть получено
в промышленных установках.

Для определения возможностей и области применения ТОМП
необходимо получение надежной количественной информации
об изменении структуры и свойств сталей. Этому вопросу посвя-
щены последующие главы.

ГЛАВА 11

ОСОБЕННОСТИ ПРОЦЕССОВ ЭЛЕКТРОНАГРЕВА
И ОБРАЗОВАНИЯ АУСТЕНИТА В МАГНИТНОМ ПОЛЕ

Одна из особенностей ТОМП заключается в целесообразности
ее применения при поштучной обработке деталей, например,
с нагревом т. в. ч. Преимущества нагрева т. в. ч. при термической
38
обработке стали и чугуна общеизвестны. Однако существуют и
проблемные вопросы, такие, как применение скоростного электро-
отпуска, позволяющее полнее реализовать резервы упрочнения,
но редко используемое на практике из-за недостаточной глубины
прогрева т. в. ч. ферромагнитного закаленного слоя, что делает
необходимым применение для нагрева под отпуск другого гене-
ратора, работающего на более низкой частоте. Эффекты упрочне-
ния при глубинном индукционном нагреве [104] сталей понижен-
ной и регламентированной прокаливаемости могут быть более
значительными, если обеспечить возможность проведения глу-
бинного нагрева со скоростью большей, чем это достигается с по-
мощью генераторов, работающих на частоте звукового диапазона.

В этой связи целесообразно определить возможности внешнего
постоянного магнитного поля в процессе выполнения операций
нагрева т. в. ч., а также сделать оценку влияния поля на процесс
аустенитизации.

1. ИЗМЕНЕНИЕ КИНЕТИКИ НАГРЕВА Т. В. Ч.
ПОД ДЕЙСТВИЕМ МАГНИТНОГО ПОЛЯ

Физические основы электротермической обработки стали до-
статочно полно изложены в фундаментальных трудах И. Н. Ки-
дина, работах В. Н. Гриднева и сотрудников [94, 96], К. 3. Ше-
пеляковского [104]. Большое внимание в этих работах уделяется
исследованию кинетики индукционного нагрева и установлению
влияния различных факторов на изменение кинетических харак-
теристик процесса. В работах Н. М. Родигина, выполненных
в 50-х годах, впервые было предложено использовать внешнее
подмагничивание детали постоянным полем для увеличения
глубины проникновения вихревых токов. Этот эффект был про-
верен и реализован на практике при скоростной электротермиче-
ской обработке шеек длинных валов из стали 45ХНМФА [96]
в специальной установке, позволяющей осуществлять нагрев
под закалку и отпуск с помощью одного машинного генератора
(/ = 2500 1/с). Требуемая глубина нагрева отпускаемого слоя
Достигалась применением электромагнита с напряженностью поля
в рабочем зазоре 360 кА/м. Однако количественных оценок влия-
ния поля на изменение кинетики электронагрева и глубины
проникновения вихревых токов не имеется.

Такая оценка может быть сделана на основе анализа уравне-
ния общей теории кинетики индукционного нагрева, в соответ-
ствии с которой решение уравнения теплопроводности в случае
нагрева стали до температуры магнитных превращений в поверх-
ностном слое имеет вид

т/. 'г PR I ах 1 [ х \2 1 ch2fe(*/fl) ।

/0_—| — R j 6 2fesh2fe r

I 1 I У 2(-1)п|1 cos nn (x/R) ln,ax/R» /3™
' 4k* 1 Д| n2n2[l + (n2n2/(4fe2)] c » V /

n=l
где Т (х, т) — температура в функции времени т и расстояния
от поверхности х; То — начальная температура; Р — удельная
тепловая мощность (на единицу поверхности по всей глубине
нагретого слоя); R — обобщенный размер нагреваемого объекта
(для пластины — половина толщины, для шара и цилиндра —
радиус); X, а — коэффициенты тепло- и температуропроводности;
k = Rib = R i/(|i0|i/)/(2p); 6— глубина проникновения вихре-
вых токов; р0 — магнитная проницаемость воздуха; / — частота
тока; ц, р — относительная магнитная проницаемость и элек-
трическое сопротивление материала.

Для удобства анализа воспользуемся записью уравнения (30)
с введением безразмерных величин времени — критерия Фурье
Fo = axIR2 и температуры — критерия Кирпичева —
= PR/(K {Т (х, т)— Tol) и, пренебрегая для упрощения выра-
жением, стоящим под знаком суммы, которое характеризует
переходный процесс при включении мощности Р, и становится
пренебрежимо малым при Fo < 0,25, получим

КГ' = Fo + (l/2)(x//?)-(l/6) + l/4fe2 -(ch2Z>x/7?)/(2fesh2fe). (31)

В соответствии с принятой терминологией уравнение (31)
описывает квазистационарный (характеризующийся неизменным
распределением температуры) процесс нагрева поверхностного
слоя металла в области температур ниже точки Кюри. При тем-
пературах выше точки Кюри изменение К, может быть с доста-
точной точностью описано этим же уравнением, если за начальную
принять температуру, соответствующую окончанию переходного
процесса перераспределения тепловой мощности. При этом в урав-
нении (31) необходимо использовать новое значение k в связи
с изменением физических свойств материала (главным образом
магнитной проницаемости) и, следовательно, изменением 6 и Р.
Тогда, без учета переходного процесса перераспределения мощ-
ности, уравнение (31) отражает второй квазистационарный про-
цесс нагрева.

При наложении внешнего постоянного магнитного поля, до-
статочного для насыщения ферромагнитного нагреваемого объекта,
следует ожидать изменений в кинетике нагрева. Это вызывается
изменением магнитного состояния объекта — снижением его маг-
нитной проницаемости, характерным для намагничивания
в области парапроцесса, и, следовательно, уменьшением коэффи-
циента k. Последнее должно привести к снижению уровня удель-
ной тепловой мощности, приходящейся на единицу поверхности
нагреваемого объекта. В какой-то степени этот процесс аналоги-
чен увеличению глубины проникновения тока в металл, находя-
щийся в парамагнитном состоянии. Однако такая аналогия носит
формальный характер и следует четко различать парамагнитное
состояние и состояние ферромагнетика, намагниченного в об-
40
ласти парапроцесса. Эти состояния различны по своей физической
природе, их сходство лишь в малом значении магнитной прони-
цаемости материала объекта. В связи с этим можно полагать, что
наложение внешнего постоянного магнитного поля высокой на-
пряженности на этапе первого квазистационарного процесса
приведет к снижению скорости индукционного нагрева ферро-
магнитного материала и увеличению глубины его равномерного
прогрева.

Выше точки Кюри влияние магнитного поля, по-видимому,
не должно сказываться из-за малой магнитной восприимчивости
материала, и скорость нагрева останется такой же, как была бы
в этом температурном интервале без поля. Кроме того, ввиду
незначительной разницы значений магнитной проницаемости ниже
и выше точки Кюри при нагреве в поле термическая кривая не
должна иметь столь заметного перегиба, характерного для кине-
тических кривых при переходе поверхностного слоя в парамаг-
нитное состояние. В предельно больших полях можно предполо-
жить возможность вырождения термической кривой так, что про-
цесс нагрева будет описываться прямой линией, тангенс угла
наклона которой к оси времени соответствует скорости нагрева
выше точки Кюри.

С использованием уравнения (31) были получены расчетные
кривые индукционного нагрева для условий обычного нагрева и
при наложении магнитного поля. Расчет проводили для цилин-
дрического образца диаметром 8 мм из стали с ферритной струк-
турой. Было принято удельное электрическое сопротивление —
36-10-8 Ом-м; относительная магнитная проницаемость при
температуре 20 °C — 1000, выше точки Кюри — 1; относительная
магнитная проницаемость при температуре 20 °C в магнитном поле
напряженностью 160 кА/м (с учетом внешнего размагничиваю-
щего фактора образца) — 7; рабочая частота генератора —
440 кГц. При этом сделаны следующие допущения: точка Кюри
соответствует безразмерной температуре Ki — 1,13; относитель-
ная удельная мощность при нагреве до точки Кюри без поля —-
1,0; в магнитном поле напряженностью 160 кА/м — 0,75; выше
точки Кюри — 0,5. Правомерность последнего допущения для
качественной оценки следует из анализа распределения погло-
щенной мощности в процессе нагрева т. в. ч., выполненного в ра-
ботах М. Г. Лозинского. Характер и взаимное расположение
термических кривых на рис. 22 подтверждает правильность пред-
ставлений о влиянии магнитного поля на кинетику индукцион-
ного нагрева.

Влияние магнитного поля на кинетику нагрева т. в. ч. экспе-
риментально изучено на образцах из стали, серого и ковкого
чугуна с различной исходной структурой матрицы путем осцилло-
графнрования термических кривых нагрева поверхностного слоя.
На рис. 23 приведены копии некоторых осциллограмм. Следует
отметить, что характер приведенных термических кривых хорошо
41
Рис. 22. Расчетные терми-
ческие кривые индукци-
онного нагрева без поля
(/) и в магнитном поле (2)

Рис. 23. Термические кривые индукционного
нагрева без поля (а) и в магнитном поле (б):

/, 2 — сталь 45; 3 — ферритный ковкий чугун; 4 —пер-
литный серый чугун (слева направо соответственно)

соответствует данным расчета (см. рис. 22) и свидетельствует о пра-
вомерности сделанных допущений. Независимо от исходной струк-
туры и начальной скорости процесса при температурах ниже
точки Кюри нагрев в поле протекает с меньшей скоростью; при
более высоких температурах наблюдается плавный переход к но-
вой скорости, равной (в пределах небольшого разброса значе-
ний) скорости нагрева без поля в том же температурном интер-
вале.

Достоверность выводов о причине снижения скорости индук-
ционного нагрева в магнитном поле подтверждают результаты
эксперимента по изучению кривых нагрева цилиндрических по-
лых образцов с различной толщиной стенки. На рис. 24 показаны
кривые нагрева образцов стали 45 с толщиной стенки 1 мм (/),
2 мм (2) и сплошных образцов диаметром 8 мм (3). Сближение
обычных термических кривых с кривыми нагрева в магнитном
поле, наблюдающееся по мере уменьшения толщины стенки
образца, свидетельствует о взаимосвязи скорости нагрева и глу-
бины проникновения вихревых токов. Уменьшение толщины стенки
образца искусственно приближает глубину проникновения тока
при нагреве без поля к тому же параметру намагниченного об-
разца, что, как видно из рис. 24, ведет к исчезновению разницы
в кривых нагрева для обоих случаев.

2. ТЕМПЕРАТУРНОЕ ПОЛЕ ФЕРРОМАГНЕТИКОВ
ПРИ ИНДУКЦИОННОМ НАГРЕВЕ С ПОДМАГНИЧИВАНИЕМ

Исследование распределения температуры по сечению ферро-
магнитного материала при индукционном нагреве во внешнем
магнитном поле осуществлялось на специальных образцах
(рис. 25) технического железа, стали, чугуна и никеля путем
одновременной записи кривых нагрева в шести разноудаленных от
поверхности точках с шагом 1 мм. В этих точках просверлива-
лись отверстия диаметром 0,6 мм для зачеканки термоэлектродов
42
Рис. 24. Кривые иагрева полых об- Рис. 25 Конструкция образца для иссле-
разцов без поля (а) и в магнитном дования топографии температурного поля
поле (б)

ХА диаметром 0,2 мм. Для регистрации изменений температуры
в фиксированных точках по глубине образца использовали мето-
дику многоточечной записи на один вибратор (шлейф) осцилло-
графа Н700 или Н102 [91 ]. Устройство (рис. 26) для шеститочеч-
ной записи состоит из шагового искателя типа ШИ-25 с обмот-
кой Р1, цепи задержки с конденсаторами Сг и С2 (емкостью по
500 мкф), силового трансформатора Тр с выпрямителем и пере-
ключателем. Тумблером Вк2 в цепь задержки вводится один или
оба конденсатора, при этом частота срабатывания шагового иска-
теля составляет соответственно 8 и 4 Гц. Термопары через разъем
ШР соединяются с контактами П2, а ротор шагового искателя
с вибратором осциллографа. Для одновременного включения
устройства и записи осциллограммы служит переключатель Вк1.

На рис. 27 показан фрагмент осциллограммы распределения
температуры по сечению нагреваемого слоя в виде точек, смещен-

Рис. 26 Принципиальная схема устройства для шеститочечной записи темпера-
туры
Рис. 27. Фрагмент осциллограммы шеститочечной записи температуры иа один
вибратор осциллографа Н102

ных по осп времени на величину, соответствующую частоте сраба-
тывания шагового искателя. Изменение температуры в фикси-
рованной точке образца характеризуется изменением высоты
соответствующих одноименных точек на осциллограмме относи-
тельно базовой, которая фиксируется свободным контактом шаго-
вого искателя. Запись на один шлейф исключает погрешности,
возникающие при многошлейфовой регистрации.

По данным осциллографирования процесса индукционного
нагрева строились семейства кинетических кривых для поверх-
ности образца и различных сечений по глубине (рис. 28). Как
видно из рисунка, при нагреве без поля до точки перегиба по се-
чению образца имеет место существенный перепад температур,
достигающий на глубине 5 мм 250 °C. Даже на глубине 1 мм тем-
пература примерно на 50 °C ниже, чем на поверхности. В то же
время при нагреве с подмагничиванием до глубины 2 мм темпера-
турного перепада практически не существует, поэтому по всему
сечению образца распределение теплоты характеризуется боль-
шей равномерностью. Это обстоятельство хорошо иллюстрирует

Рис. 28. Кривые нагрева на поверхно-
сти (/) и до глубины 1—5 мм (2—6) без
поля (а) и в магнитном поле (б) для
перлитного серого чугуна

Рис. 29. Температурное поле образца
стали 45 при обычном нагреве (а) и с
подмагничиванием (б) через 3 с (/),
6 с (2), 7 с (3) и 11,5 с (4) после начала
нагрева
в топографии температурного поля в пределах безградиентной
зоны. В последующих сечениях распределение температуры имеет
одинаковый характер при нагреве без поля и с подмагничива-
нием.

Когда поверхностный слой образца, нагреваемого в поле,
достигает температуры Кюри, глубина проникновения тока в ма-
териал изменяется незначительно (сравнить кривые 3 и 4), так
как при этом не происходит резкого уменьшения магнитной про-
ницаемости. В то же время в образце, который нагревался без
поля, после перехода в парамагнитное состояние происходит
перераспределение индуктируемой мощности и отвод теплоты от
поверхности к сердцевине, что вызывает уменьшение температур-
ного перепада по сечению. В этом случае, как видно из рис. 29
(кривая 4), характер распределения температуры оказывается
одинаковым для образцов, нагреваемых без поля и в магнитном
поле, с сохранением большей равномерности прогрева при под-
магничивании.

Исследование температурного поля при нагреве с подмагничи-
ванием никеля (99Ni) проводили с целью подтверждения пра-
вильности ранее обоснованных представлений о влиянии магнит-
ного поля на кинетику нагрева т. в. ч. При определенной частоте
генератора (нагрев осуществлялся на установке ЛЗ—13, f
— 440 кГц) глубина проникновения вихревых токов определяется
удельным электрическим сопротивлением и магнитной прони-
цаемостью материала, а температурный перепад зависит от коэф-
фициента теплопроводности. Удельное электрическое сопротив-
ление стали 45 при температуре 400 °C и никеля при 250 °C при-
мерно одинаково и составляет 38 10 е и 40-10-6 Ом-м соответ-
ственно. В то же время при этих температурах теплопроводность
никеля примерно в 1,5 раза больше, а магнитная проницаемость
в 2—3 раза меньше, чем у стали [49]. Как видно из рис. 30, ука-
занные обстоятельства приводят к уменьшению температурного
перепада по сечению и увеличению глубины проникновения вих-
ревых токов. При электронагреве с подмагничиванием здесь
наблюдаются те же закономерности, что и для сплавов на основе
железа.

Полученные результаты дают основание полагать, что внеш-
нее подмагничивание при электронагреве ниже точки Кюри су-
щественно увеличивает глубину проникновения вихревых токов,
в связи с чем и в области парамагнитного состояния материала
обеспечивается более равномерный прогрев. Характер изменения
глубины проникновения вихревых токов в зависимости от частоты
для нагрева сплавов с исходной ферритной и перлитной основой
в температурных интервалах ниже и выше точки Кюри, а также
в намагниченном состоянии, соответствующем техническому на-
сыщению, иллюстрирует рис. 31. Полученные зависимости позво-
ляют на практике осуществлять выбор глубины проникновения
индуктируемого тока при данной частоте генератора и оценивать
Расстояние от поверхности

Рис 30. Распределение температуры по
глубине образца из никеля через 2 с
после начала нагрева:

а — без поля; б — в магнитном поле

Рис. 31. Частотная зависимость глуби
ны проникновения вихревых токов для

б, мм

сплавов с ферритной (а) и перлитной (б) структурой при температурах ни-
же (/), выше точки Кюри (2) и ниже точки Кюри с наложением магнитного
поля напряженностью 160 кА/м (3)

интервал регулирования глубины внешним подмагничиванием.
Как видно, при нагреве в магнитном поле значение б не зависит от
структуры материала и оказывается ~ в 10 и ~ в 17 раз больше,
чем при нагреве без поля сплавов с перлитной и ферритной матри-
цей соответственно. Это обстоятельство позволяет на практике
реализовать, например, режим закалки с электроотпуском в слу-
чае нагрева от одного генератора, тогда как без подмагничивания
осуществить прогрев всей закаленной зоны до заданной темпера-
туры не представляется возможным.

Впервые в работах В. Д. Садовского и сотрудников было по-
казано, что электроотпуск со скоростями нагрева до 1000 °С/с
позволяет не только создать условия для развития соответствую-
щих структурных превращений, но и получить более выгодное
сочетание механических свойств стали. В частности, при высокой
скорости нагрева при отпуске конструкционной легированной
стали отпускная хрупкость проявляется в меньшей степени, чем
при нагреве в печи; при одинаковой твердости обеспечивается бо-
лее высокая ударная вязкость; при одинаковой пластичности
прочность электроотпущенной стали выше, чем отпущенной в печи.
Не анализируя причин этих положительных изменений свойств,
достаточно подробно описанных, например, в работе [96], отме-
тим, что реализовать на практике скоростной электроотпуск не-
посредственно после закалки от того же генератора возможно
только при внешнем подмагничивании, причем известное услож-
нение технологической оснастки окупается повышением произ-
водительности, экономией оборудования и производственной пло-
щади, возможностью осуществления непрерывного цикла обра-
ботки На рис. 32 показаны экспериментальные данные, иллюстри-
рующие возможность проведения электроотпуска при использо-
вании лампового генератора и наличии внешнего подмагничи-
46
Рис. 32. Изменение микротвердости по
сечению стали У8А:

1 — после электрозакалкн; 2 — после элек-
троотпуска при 450 °C. $н = 750 ®С/с; 3 —
то же, с подмагничиванием; 4 — отпуск в
печи 1 ч

вания. Скоростной электроот-
пуск'с подмагничиванием (кри-
вая <?) имеет очевидные отличия
от режима, при котором внеш-
нее магнитное поле не исполь-
зуется (кривая 2). В последнем
случае отпуск происходит на
глубине до 1 мм, тогда как
закаленный слой имеет протя-
женность в 2,5—3 раза боль-
шую. Структурные превраще-
ния при скоростном отпуске с
подмагничиванием до насыще-
ния проходят по всей глубине
закаленного слоя так же, как и
вом в печи (кривая 4).

Расстояние от поверхности.

при обычном отпуске с нагре-

В последнее время получает распространение метод поверх-
ностной закалки при глубинном нагреве углеродистых сталей
пониженной прокаливаемое™ [104], преимущества которого опре-

деляются в основном упрочнением сердцевины деталей, где после

закалочного охлаждения формируется структура тонкой фер-
ритно-цементитной смеси и более благоприятной, чем при поверх-
ностном нагреве, эпюрой распределения остаточных напряжений
по сечению. Однако осуществление глубинного нагрева возможно
при малой скорости нагрева в области фазовых превращений
(2—10 °С/с), в связи с чем возникает опасность увеличения раз-
меров действительного зерна аустенита (что, кстати, приводит
к увеличению прокаливаемости) и ухудшения механических
свойств поверхностного слоя. При медленном нагреве теряются
преимущества, обусловленные особой субструктурой аустенита,

которая формируется при нагреве т. в. ч. и является ответствен-
ной за высокие показатели конструктивной прочности. Эти недо-
статки можно исключить применением скоростного глубинного
нагрева при внешнем подмагничивании. Сравнительные данные
измерения размеров действительного зерна аустенита образцов
диаметром 18 мм из стали 55ПП, закаленных от 930 °C при сквоз-

ном прогреве от машинного генератора и лампового с подмагни-
чиванием (скорости нагрева в области фазовых превращений соот-
ветственно 8 и 90 °С/с) показаны на рис. 33. Границы аустенит-
ных зерен закаленных образцов выявляли химическим травле-
нием в горячем (/ = 60/С) насыщенном водном растворе пикри-
новой кислоты с добавлением 1 % моющей жидкости «Синтол».
Рис. 33. Гистограммы распределения наибольших, видимых в плоскости шлифа
размеров зерна аустенита после скоростного с подмагничиванием (а) и обычного
(б) глубинного нагрева стали 55ПП

Гистограммы построены по результатам измерения наибольших,
видимых в плоскости шлифа размеров зерен dj на 15—20 фото-
снимках при увеличении 1000. Средние истинные диаметры зерна
вычисляли по формуле

/ I k \

= (32)

где и; — число измеренных сечений в /-й группе размеров; k —
число групп.

Средние истинные диаметры оказались равны 19,98 и 7,02 мкм
соответственно для медленного и скоростного с подмагничива-
нием глубинного нагрева.

3. ОСОБЕННОСТИ ПРОЦЕССА АУСТЕНИТИЗАЦИИ
ПРИ ВОЗДЕЙСТВИИ ВНЕШНИМ МАГНИТНЫМ ПОЛЕМ

Структурное состояние аустенита оказывает заметное влия-
ние на механические свойства его продуктов превращения при
охлаждении стали. Воздействие внешним магнитным полем в про-
цессе превращения ферромагнитного феррита в парамагнитный
аустенит может оказать определенное влияние на формирование
тонкой структуры из-за магнитострикционных процессов
в матрице. С целью изучения такого рода влияния был проведен
эксперимент на образцах армко-железа и стали 40Х.

Разрывные образцы диаметром 5 мм из стали 40Х нагревали
под закалку по специальному режиму (рис. 34): нагрев до темпе-
ратуры на 20—50 °C ниже выдержка 10 мин; повышение тем-
пературы на 20 -50 °C выше но ниже точки Кюри (0); выдержка
10 мин и так далее всего пять циклов. После циклического нагрева
проводился быстрый нагрев до температуры аустенитизации
(860 °C), выдержка 7 мин и охлаждение в масле. В эксперименте
предусматривалась возможность осуществления термоциклиро-
48
Рис. 34. График режима циклической тер-
мической обработки в магнитном поле

7 мин

вания и нагрева до температуры
аустенитизации в постоянном маг-
нитном поле напряженностью 0,8 в
МА/м и по тем же режимам для 760
сравнения без поля.

Для стали 40 X промышленной 700
плавки определили критические .
точки (Лбу = 740 °C, Ас3 = 795 °C; I
Агг = 680 °C, Аг3 = 725 °C) и вы-
брали нижнюю температуру цикла
700 °C, верхнюю 760 °C. Парамет-
ры нагрева и охлаждения образца
устанавливали с помощью термо-
пары, приваренной ктарировочно-
му образцу. Время подъема тем-
пературы от 700 до 760 °C при-
близительно составляло 1,5 мин,

охлаждение от 760 до 700 °C происходило за 1—2 мин так, что
при пяти циклах общее время термоциклирования составило око-
ло 1 ч. Подъем температуры от 700 до 860 °C продолжался при-
мерно 3 мин.

Для сравнения проводили также обычную закалку образцов
от 860 °C (ввщержка 10 мин) в масле.

Ударные образцы из армко-железа (размером 10x10x55 мм
с надрезом Менаже) обрабатывали по аналогичной схеме: цикли-
ческий нагрев в постоянном магнитном поле напряженностью
0,8 МА/м в районе точки Кюри (750—790 °C) с выдержкой по 10 мин
при каждой температуре, подъем температуры до 920 °C с вы-
держкой 2—3 мин и охлаждение в воде. Параллельно проводили
контрольную циклическую обработку по тому же режиму, но
без поля, а также нормализацию после нагрева до 920 °C с вы-
держкой 30 мин, обеспечивающей получение зерна того же раз-
мера, что и при циклической обработке.

Для реализации сложного режима циклической термической
обработки в магнитном поле была создана установка, схема ко-
торой показана на рис. 35. Применение такой установки позво-
ляет осуществлять автоматическое регулирование процесса на-
грева в поле и без поля по заданной программе. Программа осу-
ществляется 12-точечным реле времени КЭП-12У, с помощью
которого в заданное по графику время в цепь регулирующего
гальванометра с термопарой включаются добавочные сопротив-
ления 7?ъ R2 и R3. Процесс обработки контролируется самопи-
шущим потенциометром с термопарой ПП.

Таким образом изучалось влияние внешнего магнитного поля
в процессе аустенитизации при циклическом нагреве, т. е. в усло-
49
Рис. 35. Схема установки для управления процессом циклической термической
обработки

виях, когда имеют место магнитострикционные и термострикцион-
ные изменения объема (армко-железо) и одновременно фазовый
наклеп (сталь 40Х).

Образцы из стали 40Х, закаленные по стандартному режиму
от 860 °C в масле, в неотпущенном состоянии, как и следовало
ожидать, обнаружили хрупкое разрушение с временным сопро-
тивлением 1850 МПа, удлинением и сужением, близкими к нулю
(рис. 36). После циклической термической обработки в магнит-
ном поле та же сталь в неотпущенном состоянии имела временное
сопротивление 2050 МПа, удлинение 8 % и сужение 22 %. После
контрольной циклической термической обработки без наложения
поля временное сопротивление в закаленном состоянии несколько
повышалось (<тв — 1950 МПа) по сравнению с <тв после обычной
закалки, однако удлинение и сужение также были близки к нулю.
Указанные различия определяют ход изменения исследуемых
характеристик при увеличении температуры отпуска. Из рис. 36
видно, что обработка с наложением магнитного поля обеспечи-
вает высокопрочное состояние (высокие значения реализуемой
прочности) при значительно более низких температурах отпуска,
чем обработка без поля.

После циклической термической обработки в магнитном поле
армко-железа (рис. 37) порог хладноломкости смещался в сто-
рону более низких температур. В случае циклической обработки
в поле это смещение составляло по сравнению с такой же обработ-
кой без поля 35 °C, а по сравнению с нормализацией — 60 °C.
Ударная вязкость при —96 °C повышалась от 0,35 МДж/м2 в слу-
50
чае циклической обработки без поля до 1,1 МДж/м2 для варианта
циклической обработки в поле, а при —75 °C — от 0,65 до
1,9 МДж/м2; при этих температурах нормализация дает KCU =
= 0,1 МДж/м2, а охлаждение в воде (без циклирования) приво-
дит к еще большей хрупкости.

Причины наблюдаемых явлений сводятся к тому, что при
циклическом изменении температуры в районе точки Кюри проис-
ходит знакопеременный наклеп феррита и аустенита под влиянием
термострикционных напряжений, а в случае стали 40Х — еще
и вследствие изменения объема при фазовом превращении. Воз-
действие магнитным полем создает ориентированные магнито-
стрикционные напряжения, которые увеличиваются с повышением
напряженности поля. По справочным данным, при температуре
770 °C и напряженности поля 8 кА/м магнитострикция железа X
составляет примерно 2-10-8, а при 72 кА/м она равна 3,5- 10-е.
Напряжения от магнитострикции ст = EK т 1 МПа при Н —
— 72 кА/м, а в полях, которые использовались в эксперименте
(Я = 800 кА/м), еще больше. При циклическом изменении тем-
пературы в интервале 700—800 °C напряжения такого порядка
могут вызвать заметную пластическую деформацию.Так, М. Г. Ло-
зинский и И. С. Симеонова в своих экспериментах на техническом
железе с 0,03 % С и железе с 0,002 % С при циклических колеба-
ниях температуры в пределах 720 850 °C и растяжении под

напряжением 5,5 и 0,5 МПа соответственно приводят следующие
значения деформации: при 10 циклах — 10 и 2 %, при 50 цик-
лах — 38 и 13 %.

При циклическом нагреве в магнитном поле магнитострик-
ционные напряжения приводят к большей фрагментации субструк-
туры феррита и аустенита, что обусловлено действием малой
пластической деформации.

Рис. 36. Влияние циклической термиче-
ской обработки в магнитном поле на меха-
нические свойства стали 40Х:

1 — термическая обработка без поля; 2 — цик-
лическая термическая обработка в магнитном
поле; 3 — контрольная циклическая термиче-
ская обработка

Рис. 37. Температурные зависи-
мости ударной вязкости армко-
железа:

1 — циклическая термическая обра-
ботка в магнитном поле; 2 — то же, без
поля; 3 — нормализация
Рис. 38. Структура ферритного ковкого чугуна после закалки от 900 °C при
обычном нагреве т. в. ч. (а) и нагреве в магнитном поле напряженностью
1,44 МА/м (б), хбОО

тация субструктуры, сохраняется при аустенитизации и насле-
дуется ферритом или мартенситом (при быстром охлаждении). По
причине более развитой субструктуры повышаются пластические
свойства и наблюдается снижение порога хладноломкости в
условиях жесткого нагружения.

При проведении эксперимента было отмечено интересное яв-
ление, сущность которого заключается в том, что при циклической
обработке в поле, но подъеме температуры и аустенитизации без
поля свойства стали 40Х также не улучшались и большинство
образцов после закалки разрушалось хрупко. В этой связи был
поставлен эксперимент по изучению влияния магнитного поля
на кинетику образования аустенита. Исследование проведено при
нагреве (индукционном или проходящим током), когда образова-
ние аустенита происходит в стесненных (по времени) условиях.
Влияние магнитного поля экспериментально обнаруживается
в замедлении а -* у превращения на начальной стадии превра-
щения.

На рис. 38 для ковкого ферритного чугуна показаны фраг-
менты структуры, иллюстрирующие различную степень аусте-
52
Рис. 39. Участок стабильной диаграммы
Fe—С

нитизации матрицы при нагреве
без поля и в поле до 900 °C от
лампового генератора со скоростью
на первом этапе 360 и 200 °С/с со-
ответственно и в области а —► у
превращения — 80 °Czc. Выбор чу-
гуна с ферритнойматрицей обус-
ловлен хорошей наглядностью при
обсуждении деталей структуро-
образования.

Зародыши аустенита образуются преимущественно на
межфазовой поверхности графит — феррит, хотя в принципе
не исключается возможность зарождения на границах крис-
таллитов, малоугловых границах, в области сегрегаций при-
месных атомов. В процессе роста вокруг графитовых вклю-
чений образуется аустенитная «оторочка» по причине диффу-
зионного переноса углерода от поверхности аустенит—графит
к поверхности аустенит—феррит. В соответствии с диаграммой
(для двухкомпонентного чугуна) на рис. 39 этот процесс для спла-
ва xt контролируется концентрационным градиентом d—с. Кон-
центрация углерода, определяемая точкой d, поддерживается в
результате растворения графита. Вместе с тем, пока не все
графитовое включение изолировано от феррита аустенитной «ото-
рочкой», доставка углерода к межфазной поверхности аустенит—
феррит происходит и через феррит вследствие разницы концен-
трацией а—Ь, причем этот процесс, несмотря на меньший гра-
диент концентраций, идет с большей скоростью, чем диффузия
через аустенит, так как коэффициент диффузии в a-фазе во много
раз больше. Кристаллы аустенита растут и по границам зе-
рен (это хорошо видно на рис. 38, б), вдоль которых углерод
доставляется быстрее, чем по зерну.

Начальные стадии процесса роста аустенита реализуются по
сдвиговому механизму (рис. 40). На эту возможность указывают
данные работы 148 ], в которой описан кристаллографически упо-
рядоченный рост аустенита в сплавах железа. Рост аустенита
по сдвиговому механизму наблюдается при скоростном электро-
нагреве в вакуумной камере установки ИМАШ 5С-65 образцов
из стали ЗОХГСА. При последующей достаточно длительной вы-
держке (~1 ч) границы аустенитных кристаллов, образованные
сдвигом и содержащие дефекты, хорошо декорируются примесями,
что делает возможным легкую идентификацию их при исследова-
нии в темном поле (рис. 40, б). Аустенитно-ферритная структура
видманштеттового типа является промежуточным состоянием
в процессе аустенитизации; в дальнейшем сдвиговый механизм
Рис. 40. Рост аустенита по сдвиговому механизму (рельеф) от малоугловои (а)
и высокоугловой границы (б, темное поле); сталь ЗОХГСА, нагрев в вакууме,
Х650

сменяется диффузионным, и на месте пластинчатых кристаллов
формируются равновесные зерна.

При исследовании кинетики процесса аустенитизации был
использован высокочувствительный малоинерционный емкостный
дилатометр и методика записи скоростных дилатограмм, разрабо-
танная в Институте металлофизики АН УССР 196]. Запись
удлинения и термической кривой осуществлялась на осцилло-
граф Н700. Оценку момента начала и окончания а —* у превра-
щения проводили по характерным перегибам на кривой удлине-
ния, вызванным дилатометрическим эффектом сжатия. Данные
осциллографической записи использовали для построения зави-
симости количества образовавшегося аустенита от температуры
нагрева (при условии одинаковой скорости в области а -* у
превращения). Рассмотрение такой зависимости (рис. 41) пока-

зывает, что при наложении магнитного поля темп аустенитиза-

ции замедляется, однако это характерно лишь для начальной ста-

дии процесса. После температуры 900 °C
скорость а -* у превращения увеличи-
вается, а выше 950 °C не отличается от
скорости превращения при нагреве без
магнитного поля. Причины этих изме-
нений анализировались с учетом изло-
женных выше положений о процессах
зарождения и роста при а -* у превра-
щении.

Рис. 41. Аустенитизация ферритного ковкого
чугуна (данные дилатометрического анализа):

1 — нагрев без поля; 2 — нагрев в магнитном поле
напряженностью 1,44 МА/м
Была сделана попытка оценить полученные данные (во всяком
случае для чугуна) с позиций существования эффекта локального
уплотнения силовых линий электротока вокруг графитовых
включений (аналогично эффекту Гевелинга) и интенсивному вы-
делению теплоты в этих микрообъемах. На основе этого представ-
ления ранее анализировались некоторые структурные особен-
ности процесса образования аустенита в ковком чугуне в работах
П. И. Русина. Известно, что при уплотнении силовых линий тока
локальный перегрев у поверхности частицы радиусом /? опреде-
ляется скоростью нагрева [96]

AT = 7?2W(4at), (33)

где at — коэффициент температуропроводности (в данном случае
феррита).

В таком случае при меньшей скорости нагрева т. в. ч. в случае
воздействия магнитным полем температурные условия для аусте-
нитизации вокруг графитовых включений должны ухудшаться
(меньше перенагрев АТ). При температурах выше точки пере-
гиба на кинетических кривых, когда скорости обычного нагрева
и нагрева в поле одинаковы, можно ожидать и выравнивания
темпа а -► у превращения. Сделаем оценку величины АТ для
вышеуказанных условий эксперимента. Для ферритного ковкого
чугуна с 20—40 графитовыми включениями на 1 мм2 R т 60 мкм;
принимая at х 0,25 см2/с и ин = 400 °С/с, получим АТ =
= 14-10“3°С. Очевидно, что такой перегрев вокруг включений
из-за неоднородности электронагрева вообще не следует прини-
мать во внимание при рассмотрении процессов аустенитизации.
М. А. Кривоглаз [44] показал, что температурная неоднород-
ность может оказаться существенной, если R ~ att (т — время
нагрева). Легко видеть, что это условие может выполняться
только при скоростях нагрева порядка ~105°С/с. Следовательно,
возможность сколько-нибудь заметных температурных неодно-
родностей при использовании реальных скоростей нагрева исклю-
чена из-за быстрого устранения градиентов вследствие теплопро-
водности матрицы и влияние магнитного поля не может быть
обусловлено этой причиной. Этот вывод справедлив и для случая
аустенитизации стали с ферритно-перлитной или перлитной
структурой [96].

Определенный вклад в развитие а у превращения может
вносить изменение составов фаз под действием магнитного поля.
Для случая слабых растворов в присутствии поля М. А. Криво-
глазом и В. Д. Садовским [31 ] найдено отношение раствори-
мостей примесных атомов в ферромагнитной и неферромагнит-
ной фазах

сх/с2 = (С1/с2)0 ехр (tnV-iH/RT), (34)

где т — намагниченность на один атом ферромагнитного рас-
твора; — объем грамм-молекулы ферромагнитной фазы.
Уравнение (34) для случая твердых растворов углерода в а-
и у-железе можно детализировать, приравнивая химические
потенциалы углерода в аустените и феррите (р? и и?) сначала
в отсутствие магнитного поля, а затем в поле с учетом изменения
р? в поле на величину Ар?, которая может быть выражена че-
рез производную атомной намагниченности по концентрации
дт/дс и пропорциональна Н [31 ].

Оценку изменения отношения сх!с2 в магнитном поле можно
сделать, если принять mVi — дт/дс ~ Ют ~ 10-19 Гс-см3 [31];
тогда для Н ~ 1,6 МА/м при Т ~ 1000 К отношение раствори-
мостей изменяется примерно на 4 %. При малом изменении cjc2
имеет большое значение направление этого изменения. Можно
полагать, что влияние энергии внешнего магнитного поля прояв-
ляется в уменьшении химического потенциала железа в феррите
и увеличении р?. Последнее определяет возможность переноса
углерода от феррита к аустениту, движущей силой которого
является градиент химического потенциала [60]. Вероятно, плот-
ность восходящего диффузионного потока меньше, чем плотность
диффузионного потока, контролируемого градиентом концен-
трации, однако до тех пор, пока феррит сохраняет ферромаг-
нитные свойства, восходящая диффузия может оказывать
сдерживающее влияние на процесс развития а —► у превра-
щения.

По поводу ферромагнитных свойств феррита следует указать
на тот факт, что в случае ферромагнетиков внешнее поле вблизи
точки Кюри вызывает сильный парапроцесс. В результате этого
устанавливается упорядоченность спинов (ферромагнитный по-
рядок) даже выше точки Кюри, т. е. магнитное поле как бы затор-
маживает фазовый переход ферромагнетик парамагнетик. При
а —> у превращении внешнее магнитное поле понижает термо-
динамический потенциал ферромагнитной фазы, делая ее более
стабильной. При этом температура фазового равновесия повы-
шается, однако в полях напряженностью ~2 МА/м этот эффект
незначителен [31 ], во всяком случае при экспериментальном
определении значение АТ находится в пределах ошибки опыта.
В предыдущей главе показано, что, изменяя термодинамический
потенциал, магнитное поле влияет не только на условия фазового
равновесия, но и значительно существенней на кинетику превра-
щения. Для а -> у перехода это может привести к сильному за-
медлению объемной скорости реакции.

Энергетические соображения свидетельствуют в пользу сдви-
гового механизма зарождения аустенита [481; экспериментально
это показано в ряде работ [55]. Изменение термодинамического
потенциала AIK при образовании критического зародыша линзо-
видной формы с учетом упругой и поверхностной энергии опреде-
ляется соотношением (25). Применительно к рассматриваемому
случаю А/ в формуле (25) характеризует разность химических
56
свободных энергий а — у при температуре, соответствующей
началу превращения.

Внешнее магнитное поле вносит вклад в ДД равный — /(Г, цуН.
По данным работы [93], намагниченность железа (феррита) при
Т = 1000 К и Н = 1,6 МА/м имеет порядок 0,1 Тл, тогда IH =
= 2 МДж/м3. В таком случае снижение скорости процесса аусте-
нитизации в магнитном поле, вызванное увеличением работы
образования зародыша критического размера, описывается соот-
ношением, аналогичным (28):

и0/ин = ехр |[ДГ/(£7)] [1 - (1 4- (/Я)/Д/))-4]|. (35)

Оценка степени замедления в развитии а -> у превращения,
выполненная по формуле (35) с учетом Д/ = 150 МДж/м3 (как для
сдвигового мартенситного превращения [95]), дает u0/uw ~ 2,
что находится в соответствии с экспериментом (см. рис. 41). В со-
ответствии с выражением (35) существенное изменение кинетики
превращения должно иметь место уже в таких полях, где IH

0,01 А/. Естественно, что влияние поля сказывается только до
тех пор, пока имеет место парапроцесс, т. е. до температур по-
рядка 850 °C [93 ]. При более высоких температурах факторы,
сдерживающие процесс развития превращения, устраняются и
темп перехода резко увеличивается. Конечные стадии процесса
проходят с одинаковой скоростью независимо от наличия магнит-
ного поля.

Внешнее магнитное поле при аустенитизации (особенно с вы-
сокими скоростями нагрева) играет роль своеобразного «спуско-
вого механизма», который срабатывает после того, как в резуль-
тате интенсивного теплового движения разрушается ближний
спиновый порядок. Высокий темп превращения после периода
относительной инертности и более сильная температурная лока-
лизация, по-видимому, могут способствовать сохранению послед-
ствий фазового наклепа в большей степени, чем это имеет место
при нагреве без поля. В таком случае несмотря на смену сдвиго-
вого механизма зарождения и начальных стадий роста кристал-
лов у-фазы нормальным, создаются более предпочтительные усло-
вия сохранения когерентных (дислокационных) поверхностей
раздела у/a после окончания превращения. Повышение плот-
ности дислокаций, принадлежащих субграницам, вносит опреде-
ленный вклад в упрочнение при электротермической обработке
с быстрым нагревом.

Таким образом, результаты исследований процессов элек-
тронагрева и образования аустенита показывают, что при помощи
внешнего подмагничивания могут быть успешно решены такие
задачи, как нагрев под закалку и электроотпуск от одного гене-
ратора т. в. ч. и скоростной глубинный нагрев сталей понижен-
ной прокаливаемости. При этом обеспечивается возможность
реализации высоких скоростей нагрева, необходимых для дости-
жения устойчивых изменений субструктуры аустенита и получе-
ния в связи с этим эффективного упрочнения, не достигаемого
при медленном нагреве в печи или от генераторов звукового
диапазона.

Кроме этого, циклический нагрев в магнитном поле приводит
к измельчению субструктуры феррита и аустенита, обусловлен-
ному магнитострикционными напряжениями, вызывающими ма-
лые пластические деформации, а специфическая кинетика про-
цесса аустенитизации в магнитном поле может создавать усло-
вия для сохранения более высокой плотности дефектов в аусте-
ните.

ГЛАВА III

ВЛИЯНИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ НА ПРЕВРАЩЕНИЯ
ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА

Изучение процессов распада переохлажденного аустенита
в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении со
скоростями меньше критических имеет большое значение для
определения оптимальных режимов отжига стали и чугуна, нор-
мализации, изотермической (бейнитной) закалки, патентирова-
ния. На эту тему выполнено большое число теоретических и
экспериментальных работ. Исследованы возможности управле-
ния процессом формирования структур распада аустенита и ре-
зервы повышения механических, технологических и эксплуата-
ционных свойств стали 12, 3, 18, 48, 61, 90, 94]. Представляется
целесообразным определить также степень влияния на процессы
распада аустенита внешнего воздействия постоянным магнит-
ным полем. О значительности такого влияния свидетельствуют
данные работ [19, 31] и результаты исследований авторов [4,
77, 78].

1. СТРУКТУРНЫЕ ОСОБЕННОСТИ
ПЕРЛИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ В МАГНИТНОМ ПОЛЕ

Исследования проводили на образцах из углеродистых сталей
промышленной плавки с содержанием 0,45—1,20 % С по массе.
Для получения структуры пластинчатого перлита образцы на
нихромовой державке нагревали в технически чистом олове до
950 °C и после необходимой выдержки переносили в изотерми-
ческую микроэлектрованну, размещенную между полюсами элек-
тромагнита (рис. 42). Обработку образцов без поля проводили
тем же способом, но при отключенном электромагните и зашунти-
рованном межполюсном зазоре во избежание влияния остаточ-
ной намагниченности магнитопровода на результаты термической
58
обработки. Температура рабочей среды (олово—свинец) микро-
электрованны регулировалась с точностью ±10 °C милливольт-
метром МР-1-02М.

Получение продуктов превращения углеродистых сталей
в чисто изотермических условиях достаточно сложная экспери-
ментальная задача, так как эти стали имеют очень малый инку-
бационный период. В связи с этим предварительно изучали термо-
граммы охлаждения образцов диаметром 3—6 мм, помещенных
в изотермическую среду с различной температурой. Расшифровка
термограмм показала, что при помещении образца диаметром
3,5 мм, нагретого до 950 °C, в изотермическую ванну с темпера-
турой 670 С средняя скорость охлаждения до температуры ванны
составла 2 С/с, а в ванну с температурой 580 °C — 4,2 С/с. При
таких скоростях охлаждения распад аустенита углеродистых
сталей начинается раньше, чем достигается температура изо-
термы, что приводит к неконтролируемому увеличению объемной
доли избыточных фаз в сталях неэвтектоидного состава и образо-
ванию структур с различной дисперсностью эвтектоида, соответ-
ствующей температуре начала и конца распада. Такая неизотер-
мичность устранялась увеличением скорости охлаждения образца
до температуры изотермы путем контролируемого по времени
подстуживания на воздухе перед погружением в изотермическую
ванну. Подстуживание в течение времени относительной устой-
чивости аустенита позволяло увеличить скорость охлаждения
образца до 15—17 °С/с и сократить время достижения изотермы
в 8—10 раз, что обеспечивало практически полную изотермич-
ность процесса распада аустенита. Так, для изотермической
обработки углеродистой стали при 680 С на контролируемое
подстуживание требуется около 8 с (рис. 43). При температурах
изотермы ниже 650 °C подстуживание на воздухе уже малоэффек-
тивно и создание изотермических условий превращения дости-
галось интенсификацией охлаждения образцов до температуры
ванны в воздушном потоке, создаваемом компрессором УК-1М-
При этом время подстуживания в струе сжатого воздуха для тем-
пературы изотермы 550 С—1,0—1,5 с.

Количественные данные об объемных долях структурных со-
ставляющих были получены на 16—25 полях зрения методом слу-
чайных секущих. Число полей зрения и увеличение микроскопа
варьировались в зависимости от количества тех или иных струк-
турных составляющих. Значение параметров структуры эвтек-
тоида и микротвердости определялись путем анализа статисти-
ческих коллективов из 150—450 измерений. Ниже в таблицах и
тексте приведены только значимо различные параметры струк-
туры.

В процессе изучения строения продуктов изотермического
распада аустенита измеряли количество избыточной фазы;
размеры эвтектоидных колоний (длина — /, ширина — d и форм-
фактор — l/d); межпластиночное расстояние в эвтектоиде и соот-
59
Рис. 43. Диаграмма изотермического
распада (/и30т = 680 °C) переохлажден-
ного аустенита стали 45 с наложенными
термограммами охлаждения образца:
1 — подстужнваиие и а воздухе в течение
8 с; 2 — без подстуживаиия

Рис 42. Расположение изо-
термической микроэлектро-
ванны в межполюсном
пространстве электромагнита

ФЛ-1

ношение толщин цементных и ферритных пластин; ориентация
цементита и феррита относительно длинной оси эвтектоидной ко-
лонии.

Наложение магнитного поля в процессе изотермической вы-
держки при распаде аустенита приводит к изменению количества
избыточной фазы в структуре. Из рис. 44 видно, что влияние поля
проявляется в увеличении количества избыточного феррита в до-
эвтектоидной и уменьшении вторичного цементита в заэвтектоид-
ной стали.

Результаты количественной оценки влияния магнитного поля
на содержание избыточной фазы представлены в табл. 5.

Таблица 5. Влияние магнитного поля иа количество
избыточной фазы, %, в структуре углеродистой стали

Температура изотермы. °C Феррит (сталь 45) Цементит (сталь У12 А)
Без поля В поле (Н 960 кА/м) Без поля В поле (Н 960 кА/м)
680 32 1±5,8 44,9+6,5 5.15+1.69 3 50+0,88
650 20,3±4,0 28,4±4,2 4 00±1 08 2,25+0,69
600 10,8±3,1 15,2±3,4 — —
550 4,8±1,6 7,1 + 1,8 — —

Примечание. Показаны доверительные интервалы при Р = 0,95
и числе измерений л = 5.
Рис. 44. Микроструктура стали 45 и У12 после изотермического распада аусте-
нита при 680 °C:

а, в — обработка без поля; б, г — обработка в магнитном поле напряженностью 960 кА/м;
а, б — X 100; в, г — Х500

Для избыточного феррита это влияние несколько усиливается
с повышением температуры изотермической выдержки.

Измерением с использованием поляризованного света уста-
новлено, что в стали 45 при изотермическом распаде (t = 650 °C)
в магнитном поле имеет место уменьшение в 1,7 раза средней пло-
щади эвтектоидных колоний (рис. 45, а) Можно было предполо-
жить, что уменьшение размера колоний вызвано уменьшением
объемной доли аустенита непосредственно перед эвтектоидной
реакцией в связи с увеличением количества избыточного феррита
под влиянием магнитного поля. Как видно из сопоставления дан-
%
20

О 3 6 9 12
5п-10г,нлнг
о)

О 4 в 12

Кт'Ю \ННМ
д)

О 5 в 12

ШцЮ'1,нпн
е)

Рис. 45. Полигоны распределения:

о — площадей сечений колоний эвтектоида, сталь 45; б — площадей сечений коллектива
колоний эвтектоида, сталь 45; е — площадей сечеиий колоний эвтектоида, сталь У8;
г — проекций (на плоскость шлифа) толщины цемеититных пластин в эвтектоиде, сталь У8
(фольга); д — проекций толщины ферритных пластин в эвтектоиде, сталь У8 (фольга); е —
проекций межпластиночного расстояния в эвтектоиде, сталь У8 (фольга); ж — колоний
эвтектоида по форм-фактору Z/d, сталь 45; з — колоний эвтектоида по форм-фактору l/d,
сталь У8; и — ориентация пластин в эвтектоидных колониях относительно Длинной оси,
сталь 45; 1 — без поля; 2 — в магнитном поле

ных рис. 45, а и б, распределение площади сечения колоний
в стали 45 коррелирует с распределением площади сечения кол-
лектива колоний, образовавшихся в пределах одного аустенит-
ного зерна. Для исключения влияния количества избыточной фазы
на результаты измерений изотермический распад аустенита про-
водился в стали эвтектоидного состава У8. Установлено
(рис. 45, в), что и в этой стали наложение магнитного поля при
распаде приводит к такому же уменьшению площади сечения
эвтектоидных колоний, как и в стали 45, т. е. в 1,7 раза.

Параметры структуры эвтектоида измеряли на электронно-
оптических изображениях, полученных с одноступенчатых угле-
родных реплик (рис. 46, а). Опыт показал, что количественная
оценка параметров структуры при использовании этого метода
представляет значительные трудности, поскольку зависит от осо-
бенностей методики препарирования (глубины травления, угла
напыления и оттенения, толщины реплики и способа ее отделения
и т. п.) и от угла выхода структурных составляющих на поверх-
ность шлифа, надежное определение которого представляется ма-
ловероятным. По этой причине на репликах с использованием
эмпирических формул С. А. Салтыкова (88 ] были получены только
значения межпластиночного расстояния эвтектоида. Хотя эти дан-
ные нельзя считать вполне корректными, они отражают общую
62
Рис. 46. Электронно-оптические изображения эвтектоида:
а — сталь 45; реплика. Х7500; б — сталь У8, фольга, Х5400

тенденцию уменьшения межпластиночного расстояния в случае
распада аустенита в магнитном поле. Например, для стали 45
при /„вот = 630 °C межпластиночное расстояние составило 0,296
и 0,236 мкм соответственно при изотермической обработке без
поля и в поле.

Полная информация о влиянии поля на строение эвтектоида
была получена путем трансмиссионной электронной микроско-
пии тонких фолы (рис. 46, б). Получению количественных дан-
ных о структуре этим методом способствует применение гонио-
метрического устройства, но при больших углах наклона фольги
увеличивается ее эффективная (просвечиваемая) толщина, вслед-
ствие чего далеко не всегда удается получить изображение наблю-
даемого участка структуры при параллельном к первичному пучку
расположении цемеититных и ферритных пластин. В этой связи
решалась задача определения модального значения ряда измере-
ний проекций искомого структурного параметра по отношению
к его истинной величине. Применительно к эвтектоиду необхо-
димо знать вероятный угол выхода пластин цементита на пло-
скость фольги, который зависит от распределения проекций их
толщин (рис. 45, г); толщину фольги в районе наблюдаемого
участка, а также учитывать субъективность оператора микро-
скопа, непроизвольно выбирающего кадры для съемки с «харак-
терным» соотношением толщин пластин феррита и цементита.
Наконец, на среднюю длину проекции пластин цементита или
феррита оказывает влияние их собственная величина, которая
является искомой. Из схемы на рис. 47 следует, что величины про-
екций толщин цемеититных, ферритных пластин и межпласти-
ночного расстояния Хц, Хф, Хм связаны с их истинными значе-
ниями Дц, Аф, Лм соотношениями типа At — Xt cos а. Поскольку
в общем случае на электронно-микроскопическом изображении
проекция цементита увеличена, а феррита уменьшена на величину
Рис. 47. Схема расположения элементов струк-
туры эвтектоида в тонкой фольге стали (Ф —•
феррит; Ц — цементит)

«тени» от пластины цементита, появляю-
щейся вследствие выхода последней под
углом а к плоскости фольги толщиной
t, то расчетные формулы истинных зна-
чений искомых параметров имеют вид:
Дц = (Ли — Hg a), cos а, Аф = (Хф +
+ t tg a) cos а, Дм = Хм cos а.

Среднюю толщину фольги tn вероятный угол а можно определить
из системы уравнений

(Хц — t tg а)/(Хф + t tg а) = 1/7,55:
Хм = t tg а -|- Хф -4- Хц (min,/cosa

(36)

раздельно для данных, полученных при обработке в поле и без
поля.

Расчет проводили с использованием средних значений пара-
метров эвтектоида Хц, Хф и Хм, которые находили из кривых
распределения (рис. 45, г—е), принимая соотношение толщин
пластинок цементита и феррита 1 : 7,55 и полагая минимальную
измеренную длину проекции цементитной пластины, равной ее
истинной толщине, из-за случайного попадания пластины в пло-
скость, перпендикулярную плоскости фольги. Первое следует из
полученных результатов рентгеноструктурного анализа, которые
показали независимость состава цементита и феррита от наличия
магнитного поля при распаде аустенита. Таким образом были
определены вероятный угол выхода пластин цементита на по-
верхность фольги и средняя толщина фольги (28°, 0,210 мкм для
образцов, обработанных без поля, и ЗГ, 0,127 мкм — в магнит-
ном поле), а затем величины Лм, Дц и Дф для стали У8, которые
для /изот = 680 °C составили без поля 0,485, 0,056 и 0,429 мкм:
в поле 0,378, 0,045 и 0,333 мкм соответственно. Как видно, дис-
персность эвтектоида стали У8 после распада в магнитном поле
повышается в 1,3 раза.

Анализ форм-фактора колоний эвтектоида (рис. 45, эю, з)
и ориентации пластин относительно длинной оси колонии
(рис. 45, и) показал отсутствие фактически значимого различия
модальных значений этих параметров в стали эвтектоидного со-
става В связи с этим можно полагать, что магнитное поле напря-
женностью до 1 МА/м не оказывает существенного влияния на
изменение формы эвтектоидных колоний и не создает условий для
их преимущественного, ориентированного развития.

Оценка влияния магнитного поля на процесс распада аусте-
нита может быть выполнена на основании рассмотрения условий
термодинамического равновесия фаз при эвтектоидном превра-
щении. При этом должны быть приняты известные допущения
64
ввиду отличия стабильных условий, для которых имеются рас-
четные формулы, от реальных условий процесса распада аусте-
нита при наличии определенного переохлаждения (в особенности
для случая непрерывного охлаждения).

Для реакции распада аустенита с образованием ферритно-
цементитной смеси изменение свободной энергии Гиббса 1601

AGV-a+Fe3C = NVcRT ln fl“/(«+Fc.O/flV

+ (1 Nl) RT In fl?e(“+Fe’c)/^e - (1 - Nl) AG^\ (37)
где Nc — атомная доля углерода в аустените: AGf7v — измене-
ние свободной энергии при а -> у превращении железа: ас, аре —
термодинамическая активность углерода и железа в аустените
соответственно: o“/<a+Fe>C) __ активность углерода в феррите, на-
а/(а 4- Fe

ходящемся в равновесии с цементитом: aFe — активность
железа в феррите, находящемся в равновесии с цементитом.

Во внешнем магнитном поле свободная энергия эвтектоидной
смеси в силу ее ферромагнитной природы снижается на величину
7(т, я)//, что приводит при определенном переохлаждении к уве-
личению AGv-“+Fe’c. Тогда изменение равновесной темпера-
туры эвтектоидной реакции в магнитном поле (при условии AG =
= 0) можно записать следующим образом:

АТ = 1Т, нН/R [Nl In og/(a+Fe*C)/^ + (1 —Nc) In ^(a+Fe’c,/^e].

(38)

Формула (38) учитывает лишь одну из составляющих полной маг-
нитной энергии, а именно энергию взаимодействия поля Н с век-
тором намагниченности /, которая не менее чем на порядок выше
остальных составляющих.

Расчет проводили для аустенита эвтектоидного состава (Nc =
= 0,0346); значения термодинамических активностей компонен-
тов при равновесной температуре 1000 К находили из зависимо-
стей, приведенных в работе 160]. В результате расчета по фор-
муле (38) при И = 1000 кА/м получено значение АТ ш 1,5 К,
совпадающее со значением АТ-эффекта, вычисленного для фа-
зовых переходов первого рода по формуле (7) (см. гл. 1), но су-
щественно меньшее экспериментально наблюдаемого [52] сме-
щения температур начала распада аустенита и выделения избы-
точной ферромагнитной фазы (10—20 °C). Это расхождение —
следствие неравновесных условий реального процесса распада,
при исследовании которого фиксируется «инструментальная»
температура начала превращения, определяемая чувствитель-
ностью метода измерения. В таком случае не учитываемые при
термодинамическом рассмотрении изменения кинетики, вызван-
ные внешним воздействием, могут более существенно изменять

3 Бериштейи М. Л. и др. 65
экспериментально наблюдаемую температуру начала про-
цесса.

Так, установленное ранее уменьшение времени эвтектоидного
превращения в магнитном поле свидетельствует об увеличении
средней скорости процесса. Истинная объемная скорость эвтек-
тоидного превращения зависит от скорости зарождения и линей-
ной скорости роста фаз, образующих ферритно-карбидную смесь.
Маловероятно, что магнитное поле может изменять скорость роста,
которая контролируется высокими значениями энергии актива-
ции диффузионных процессов. Значительное влияние магнитное
поле может оказывать на скорость зарождения фаз, входящих
в эвтектоид (см. гл. 1), которая связана с энергией образования
зародышей через экспоненциальный множитель ехр (Wn/kT),
а может быть заметно снижено действием магнитного поля.
Следует полагать, что изменение должно относиться к фазе
с ферромагнитной природой и инициирующая роль зародышей
феррита в случае распада в магнитном поле выглядит более пред-
почтительной. Гетерогенное образование феррита на границах
кристаллитов приводит к возрастанию упругой энергии на меж-
фазной поверхности a/у из-за взаимодействия вектора спонтан-
ной намагниченности /8 с полем Н, кристаллографической маг-
нитной анизотропии, появления поля напряжений в результате
магнитострикционных деформаций. Кроме того, в объеме аусте-
нитного зерна флуктуационно образуются и аннигилируют клас-
теры с параллельной ориентацией магнитных моментов («рои»
спинов). Эти флуктуационные кластеры дальнего ферромагнит-
ного порядка имеют концентрацию и время релаксации, прямо
зависящие от действия магнитного поля [85]. Как показано выше,
наличие таких несовершенств магнитной природы приводит
к локальной анизотропной деформации атомной решетки и сни-
жает в этих микрообъемах энергию образования зародыша кри-
тического размера.

Таким образом, в магнитном поле под влиянием указанных
факторов оказывается возможным мультипликативное зарожде-
ние центров феррита и как избыточной фазы, и как составляю-
щей эвтектоидной смеси. На стадии распада по эвтектоидной реак-
ции единовременный рост ферритных зародышей из большого
числа центров вызывает обогащение близлежащих микрообъемов
аустенита углеродом и создает условия для массового появления
цементитных пластин. Такое интенсивное развитие превращения
(увеличение темпа) в начальный период обнаруживается с боль-
шей или меньшей точностью определяемой температурой начала
реакции, что и наблюдалось экспериментально.

Приведенные выше результаты находят объяснение с позиции
обсуждаемой модели. Так, изменение количества избыточных фаз
в магнитном поле связано с преимуществами ферромагнитного
состояния феррита и термодинамической невыгодностью образо-
вания неферромагнитного цементита.
Наблюдаемое экспериментально увеличение числа (или умень-
шение размеров) эвтектоидных колоний можно объяснить исполь-
зовав известную зависимость Р. Мейла—У. Хагеля

т =0,896 (п/с?'4, (39)

где т — число колоний: п — скорость зарождения: с — скорость
роста колоний.

Величина с при определенном переохлаждении практически
не подвержена изменениям в процессе превращения 1121], а по-
скольку в магнитном поле возрастает п, то соответствующее уве-
личение т приводит к ограничению роста колоний эвтектоида и,
следовательно, к уменьшению их размеров.

С другой стороны, экспериментально наблюдаемое увеличение
объемной скорости превращения можно объяснить путем анализа
выражения Зинера—Хиллерта для скорости роста [121], кото-
рая зависит от фактора А = (СЛФ — САЦ)/(Си —Сф), характе-
ризующего относительное пересыщение и представляющего отно-
шение разности концентраций вдоль фронта поверхности раздела
А/Ф 4- Ц и разности концентраций образующихся фаз. Из термо-
динамических соображений следует, что наложение магнитного
поля в процессе распада увеличивает пересыщение аустенита
ферромагнитным ферритом и уменьшает пересыщение аустенита
цементитом. В результате разница, стоящая в числителе выра-
жения для А, увеличивается, поскольку данные рентгенострук-
турного анализа показывают практическую неизменность
и Сф при распаде без поля и в поле. При увеличении А и объемной
скорости распада ограничивается боковой рост пластин феррита
и цементита, что приводит к уменьшению межпластинчатого рас-
стояния.

2. ХАРАКТЕРИСТИКИ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СТАЛИ
СО СТРУКТУРОЙ ПЛАСТИНЧАТОГО ПЕРЛИТА

Увеличение дисперсности ферритно-цементитной смеси при
изотермической обработке в магнитном поле сказывается на
свойствах стали. Результаты измерений микротвердости эвтек-
тоида стали 45 после изотермической выдержки в интервале тем-
ператур 600—680 °C представлены в табл. 6. Степень увеличения
микротвердости эвтектоида тем больше, чем выше температура
изотермического распада аустенита. Очевидно, это объясняется
усилением влияния магнитного поля на процесс выделения из-
быточного феррита (см. табл. 5) и соответствующим увеличением
концентрации углерода в квазиэвтектоиде.

На рис. 48 показаны результаты измерений микротвердости
эвтектоида сталей с различным содержанием углерода после
изотермической обработки при температуре 650 °C. Видно, что
прирост микротвердости увеличивается в зависимости от содержа-
ния углерода в исходном аустените и достигает 15 % в стали У8.

3* 67
Рис. 48. Микротвердость эвтектоида углеродистых
сталей:

1 — изотермический распад аустенита при 650 °C без поля;

2 — то же. в магнитном поле напряженностью 960 кА/м

Таблица 6. Микротвердость эвтектоида стали 45

Температура изотермической выдержки, сС Н1Оо
Без поля В поле
680 2330±50 2540+60
650 2580±50 2770+ 50
600 2800+60 2950+40

Примечание. Показаны доверительные ин-
тервалы при Р = 0,95 и л = 150.

Дальнейшее повышение концентрации углерода в аустените
заэвтектоидных сталей способствует увеличению микротвердости,
но относительный ее прирост в магнитном поле остается на преж-
нем уровне.

Механические свойства определяли при статических испыта-
ниях на растяжение пропорциональных образцов с диаметром
рабочей части 3 мм и испытаниях на динамический изгиб образцов
сечением 5x7 мм. Термическую обработку образцов осуще-
ствляли по вышеописанной методике, а напряженность магнит-

Таблица 7. Механические свойства углеродистых сталей

Сталь Темпера- тура изо- термы, °0.2- °т- °в- 6, Ф,
°C МПа %
45 670 528+10 765+10 21,0+1,0 62,5±1,0
365+10 600+10 27,3+2,3 55,0+3,0
У8А 670 680+15 1025+15 14,6+1,0 57,5+1,5
646+15 1020±15 19,8+1,0 52,0+1,5
У10А 630 755+10 1068+15 12,5+0,5 26,7+1,0
873+10 1215+15 10,8+0,5 24,9+2,0
У10А 580 1050±15 1315±15 9,4±0,2 15,0+2,0
1215+15 1500+20 9,2±0,2 12,8+2,5

Примечания: 1. В числителе приведены результаты обработки без
поля, в знаменателе— в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м.

2. Показаны доверительные интервалы при Р = 0,95 и числе измерений
п = 5.
Рнс. 49. Микроструктура стали 45 после изотермического распада аустенита при
670 °C, х500:

а — обработка без поля; б — обработка в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м

ного поля составляла 1,6 МА/м. В табл. 7 приведены некоторые
результаты испытаний.

Анализ характеристик прочности и пластичности, получен-
ных при статических испытаниях на растяжение, показывает, что
магнитное поле оказывает определенное влияние на формирова-
ние механических свойств в процессе изотермического превраще-
ния аустенита, причем характер этого влияния обусловлен со-

ставом стали.

Изотермическая обработка в магнитном поле доэвтектоидной
стали приводит к значительному увеличению объемной доли избы-
точного феррита (рис. 49). В результате снижается предел теку-
чести и временное сопротивление, возрастает относительное удли-
нение (рис. 50). Это свидетельствует о повышенной способности
стали после ТОМП накапливать пластическую деформацию во
всем объеме без локализации течения. Вместе с тем относительное
сужение при обработке в поле несколько уменьшается (главным
образом его сосредоточенная часть), что отражает известные пред-
ставления [2 ] о влиянии грубых выделений по границам зерен
избыточных фаз (даже пластичных) на запас вязкости материала

после локализации течения.

Изотермическая обработка в
магнитном поле заэвтектоидной
стали повышает характеристи-
ки прочности при небольшом

Рнс. 50. Первичные диаграммы растя-
жения образцов из стали 45:

/ — изотермическая обработка при 670 °C
без поля; 2 — то же, в магнитном поле на-
пряженностью 1,6 Мл. *•-
снижении пластичности. Это объясняется уменьшением межпласти-
ночного расстояния в эвтектоиде, большей фрагментацией ансамб-
ля перлитных колоний и снижением объемной доли избыточных
карбидов, выделяющихся хрупким каркасом по границам зерен.
Последние два фактора, по-видимому, объясняют не столь значи-
тельное, как можно было ожидать, снижение характеристик
пластичности. У стали эвтектоидного состава после изотермической
обработки в магнитном поле несколько более высокое относи-
тельное удлинение, что обусловлено, по-видимому, выделением
избыточного феррита по границам перлитных колоний. Характе-
ристики прочности в этом случае практически не изменяются.

Таким образом, результаты изотермической обработки сталей
различного состава зависят от нескольких структурных факторов,
а именно величины межпластиночного расстояния, размеров
эвтектоидных колоний и объемной доли избыточных фаз. Как
видно, значение каждого из этих факторов различно в сталях раз-
ного состава. В доэвтектоидных сталях при обработке в поле ре-
шающую роль играет увеличение объемной доли избыточного
феррита; в некоторой степени изменение свойств эвтектоидной
стали также объясняется этой причиной. Для заэвтектоидной стали
превалирующим фактором, определяющим изменение свойств
под действием поля, является межпластиночное расстояние.
Известно, что предел текучести стали со структурой перлита
хорошо описывается зависимостью Холла—Петча 1281, в которой
в качестве размера структурного элемента выступает межпласти-
ночное расстояние. В таком случае полезная информация может
быть получена при определении по данным эксперимента коэф-
фициента Ку в уравнении Холла—Петча. Коэффициент Ку опре-
деляли из соотношения

Ку = («о. 2 — Of) V4,75АФ, (40)

где Аф — величина ферритного промежутка, а произведение
под корнем представляет эффективную длину плоскости
скольжения, найденную в работах [28, 118] с учетом ориента-
ционного соотношения В. Питча — (001)ц//(521)ф и направ-
ления скольжения в феррите (111)ф.

Напряжение трения ог опре-
деляли экстраполяцией на нуль
зависимости о? — Д—М2 (рис. 51),
где А — среднее межпластиночное
расстояние в эвтектоиде.

Рнс. 51. Зависимость предела текучести
стали У10 от межпластиночного расстоя-
ния в эвтектоиде:

/ — обработка без поля; 2 — обработка в
магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м
Таблица 8. Влияние ТОМП на изменение коэффициента Ку

Температура изотермы для стали У10 А, °C А ЛФ °0,2 а1 Ку. МПа/мм Примечание
мкм МПа
580 630 0,160 0,124 0,376 0,284 0,142 0,1095 0,332 0,251 1050 1215 755 873 194 203 194 203 22,3 23,0 22,3 23,1 В числителе приведены результаты обработки без магнитного поля, в знаменателе — с нало- жением поля напряжен- ностью 1,6 МА/м

Значения коэффициента Ку, полученные расчетным путем
из формулы (40), приведены в табл. 8.

Анализ полученных данных показывает, что упрочнение при
ТОМП углеродистых сталей обусловлено только уменьшением
межпластиночного расстояния, образованием структуры с более
развитой межфазной поверхностью и большим количеством барье-
ров, препятствующих скольжению. При этом очевидно, что обра-
ботка в магнитном поле используемой напряженности не изме-
няет характера препятствий для движения дислокаций (степени
блокировки) и почти не влияет на организацию дефектной струк-
туры внутри ферритных промежутков, о чем свидетельствует
практическая неизменность Ку и ог.

Исследование вязкости разрушения при сравнительных испы-
таниях на статический изгиб призматических образцов с наведен-
ной трещиной показало, что в стали со структурой пластинчатого
перлита трещина развивается квазихрупко при достижении кри-
тической нагрузки. Это видно из рис. 52, а. При этом значения

Рис. 52. Осциллограмма испытания на статический изгиб стали У10А (а) и за-
висимость критической нагрузки от длины трещины н режима термической
обработки (б); /из — температура изотермического превращения:

/ — обработка без поля; 2 — обработка в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м
Таблица 9. Влияние ТОМП на характеристики сопротивления
разрушению стали У10А

Температура изотерми- ческой обработки, °C KCU кст KQ. мн/м’А Примечания
кДж/м2
580 630 196+5 190±6 255±8 241±10 66+6 59+5 85+5 78±5 53,0±1,5 48,0±1,5 43,4±1,5 41,0±1,5 1. В числителе приведены ре- зультаты обработки без ма- гнитного поля, в знаменателе — в поле напряженностью 1,6 МА/м. 2. Показаны доверительные интервалы при Р = 0,95 и п = 5

критической нагрузки после обработки в магнитном поле
(рис. 52, б) оказались несколько ниже (при условии равенства
длины начальной трещины), чем при обработке без поля. Это
справедливо для температур изотермической обработки, при ко-
торых формируется достаточно дисперсная структура ферритно-
карбидной смеси типа сорбита и троостита.

Коэффициент интенсивности напряжений KQ рассчитывали
по формуле

KQ = 3PLY/(tb™)t (41)

где Р — нагрузка, при которой начинается движение трещины:
L — половина расстояния между опорами образца: t и b — со-
ответственно толщина и ширина призматического образца: Y =
— <р (1/Ь) — тарировочный коэффициент, учитывающий геометрию
образца и длину трещины I.

Значения KQ, а также ударной вязкости и работы распростра-
нения трещины приведены в табл. 9.

Полученные результаты показывают, что пссле ТОМП сталь со
структурой дисперсной ферритно-карбидной смеси имеет более
низкие значения характеристик сопротивления разрушению. Хотя
разница значений этих характеристик невелика, тенденция ухуд-
шения вязкопластических свойств (см. табл. 7 и 8) прослеживается
достаточно четко.

Такое изменение характеристик механических свойств стали со структурой
пластинчатого перлита после термической обработки в магнитном поле анализи-
ровалось на основе модели микромеханизма разрушения Д. Смита и модели на-
груженных волокон [115]. Модель Д. Смита является развитием теории А. Кот-
трелла, а также К. Мак-Магона и М. Коэна. В первой из них подчеркивается зна-
чение растягивающих напряжений и объясняется влияние размеров зерна и пара-
метров текучести на разрушение. Согласно А. Коттреллу, упрочнение различ-
ными методами (за исключением измельчения зерна) должно облегчать хрупкое
разрушение сколом, так как повышает величину растягивающих напряжений
в точке текучести. Однако этой теорией не учитывается одни важный фактор —
размеры карбидных частиц. Важность этого фактора была продемонстрирована
72
исследованиями К. Мак-Магона и М. Коэна, которые растягивали при низких
температурах образцы с идентичными характеристиками текучести, но содержа-
щие карбиды различных размеров. Результаты этих исследований показали, что
грубые частицы карбидов облегчают скол, а дисперсные способствуют вязкому
поведению материала. Таким образом, модель Д. Смита показывает важность
не только параметров текучести н размеров зерна, но н размеров карбидных ча-
стиц, наличие грубых карбидов приводит к низким разрушающим напряжениям.

В модели нагруженных волокон предполагается, что карбид ведет себя как
длинное тонкое волокно, которое нагружено упруго, в то время как окружающая
матрица испытывает пластическую деформацию. При достижении деформацией кри-
тической величины такое волокно разрывается, в результате чего высвобождается
энергия, которая может быть настолько большой, что зародыш трещины проникает
в матрицу н распространяется в ней на некоторое расстояние. В дальнейшем про-
цесс разрушения контролируется ростом этой трещины и поэтому происходит прн
критическом значении приложенного растягивающего напряжения. В соответ-
ствии с этой моделью наиболее дисперсные карбиды, вытянутые вдоль осн растя-
жения, подвержены растрескиванию н матрица перед разрывом волокна претер-
певает существенную пластическую деформацию. Поэтому общий критерии раз-
рушения сильно усложняется, так как зародыш трещины легче возникает в мел-
ких карбидах, хотя прн ннзкнх напряжениях более способными к развитию тре-
щины оказываются зародыши большего размера, образующиеся в более грубых
карбидах.

В работе [2] указано, что адекватная картина разрушения стали со
структурой пластинчатого перлита может быть получена прн использовании
обоих указанных микромеханнзмов разрушения. При этом в соответствии
с описанными моделями увеличение длины свободного скольжения дислокаций
н уменьшение толщины карбидных пластин понижают внешнее напряжение,
необходимое для зарождения трещины. Вместе с тем в реальных условиях
при измельчении перлитной структуры (при термической, термомеханической,'
термической обработке в магнитном поле, патентировании) одновременно
уменьшаются и толщина цементитных пластин и размер эффективной длины
плоскости скольжения в феррите, что приводит к монотонному возрастанию
предела текучести с уменьшением межпластиночного расстояния. Характери-
стики же пластичности и вязкости имеют экстремум, соответствующий меж-
пластиночному расстоянию ~0,4 мкм (структура, которую принято называть
сорбитом). Увеличение (перлит) и уменьшение (троостнт) межпластиночного
расстояния приводит к получению более низких значений ударной вязкости,
работы распространения трещины и характеристик вязкости разрушения (см.
табл. 9, рпс. 53, а).

Зависимость КСТ от межпластиночного расстояния имеет экстремум, что
вызвано влиянием двух конкурирующих факторов. Разрушение стали с гру-
быми пластинами карбида контролируется зарождением трещин, отвечающих
условию Гриффитса—Орована при напряжениях, несколько больших предела
текучести. В этом случае скольжение в ферритном промежутке тормозится
на межфазной границе, а возникающие в этом месте высокие локальные на-
пряжения вызывают растрескивание пластин карбида. Увеличение же числа
таких карбидных трещин на единицу объема пропорционально приращению
пластической деформации. Поэтому мнкротрещина отрыва будет возникать
только от таких карбидных трещин, длина которых достаточно большая,
чтобы при соответствующем уровне напряжений удовлетворять условию Гриф-
фитса — Орована:

0,>[2£уэф/л(1-г2)Г]1/2, (42)

где а( — растягивающее напряжение в семействе потенциальных плоскостей
отрыва; Е — модуль Юнга; Х'оф — эффективная поверхностная энергия (вклю-
чая энергию пластического деформирования); v — коэффициент Пуассона;
L — полная длина трещины в карбиде (а не половина длины, так как тре-
щина Гриффитса этого типа вызывает микротрещину отрыва в ферритном
промежутке подобно внешнему острому надрезу).

В результате растрескивания крупных карбидов возникает «быстрая»
магистральная трещина (рис. 53, б), что соответствует низкому уровню раз-
рушающих напряжении.
бТ1нПа

800

WO*-
0

кДж/м

Рнс. 53. Зависимость предела текуче-
сти, работы развития трещины (а) н
внешнего вида трещины от межпла.
стнночного расстояния в эвтектоиде
(б — 1,0 мкм-1/2; в—1,8мкм~1/2, г—
2,7 мкм-,/2)

При уменьшении межпластиночного расстояния (и утонснин карбидных пла-
стин) число карбидных трещин на единицу объема увеличивается, но умень-
шается вероятность инициирования ими микротрещин в феррите, так как эти
трещины не отвечают условию (42). Такие докрнтнческие трещины прн увеличе-
нии напряжений остаются неактивными нз-за их затупления [43] и процесс раз-
рушения контролируется развитием сдвига в феррите, вызывающем растрески-
вание соседних карбидных частиц, ветвление и слияние трещин, а также образова-
ние пустот в феррите (рнс. 53, в), т. е. происходит по схеме, предложенной в ра-
боте Л. Миллера и Д. Смита [119].

В дальнейшем прн уменьшении межпластиночного расстояния (переходе
от сорбита к трооститу) уровень разрушающих напряжений снижается, так как
в этом случае значительно повышается предел текучести и большое количество
мелких карбидных трещин не затупляется, поскольку локальные напряжения
в устье таких трещин не релаксируют путем пластической деформации, а релакса-
ция идет путем распространения этих трещин как хрупких (рнс. 53, г).

С позиций рассмотренных представлений можно объяснить полученные дан-
ные (см. табл. 9) о влиянии магнитного поля на характеристики разрушения стали
с пластинчатым перлитом в области температур изотермического превращения,
обеспечивающих получение структур типа сорбита и троостнта (табл. 10). В ука-
занном температурном интервале измельчение ферритно-карбидной смеси при
изотемической выдержке в магнитном поле, вызывающее увеличение ог, приво-
дит к снижению характеристик разрушения.

Таким образом, применение магнитного поля при термической
обработке на структуру пластинчатого перлита приводит к повы-
шению дисперсности эвтектоида и изменяет характер процесса
выделения избыточных фаз в сталях неэвтектоидного состава —
74
Таблица 10. Структурные характеристики, мкм,
эвтектоида стали У10А

Температура изотермы» °C А дц Аф Дс - 4.?5дф
КОЛ 0,160 0,018 0,142 0,6745
Эои 0,124 0,0145 0,1095 0,5201
лол 0,376 0,044 0,332 1,577
OOU 0,284 0,033 0,251 1,192

Примечание. В числителе приведены результаты обработки без
магнитного поля, в знаменателе— в поле напряженностью 1,6 МА/м.

интенсифицирует выделение избыточного феррита и подавляет
выделение избыточного цементита. Подобное изменение в струк-
турообразовании перлита влияет на механические свойства
стали — повышает характеристики пластичности с одновремен-
ным снижением прочности у доэвтектоидных и, наоборот, повы-
шает прочность с уменьшением пластичности у заэвтектоидных.
Использование ТОМП в интервале температур распада, соответ-
ствующих образованию структур сорбита и троостита, способ-
ствует снижению характеристик разрушения.

3. ВОЗДЕЙСТВИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ В ИНТЕРВАЛЕ
ТЕМПЕРАТУР ПРОМЕЖУТОЧНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ
АУСТЕНИТА

Своеобразие механизма промежуточного превращения, со-
четающего взаимосвязанные процессы сдвигового у а перехода
и диффузионный отвод углерода от перемещающейся межфазной
границы у/a, зависимость состава и кристаллической структуры
продуктов реакции от исходного химического состава стали,
наложение в некоторых случаях вторичных диффузионных про-
цессов (распад пересыщенного раствора, перлитное превращение),
приводят к известным [45] экспериментальным трудностям при
исследовании бейнитного превращения и составляют дискуссион-
ными многие вопросы [112]. Вместе с тем изотермическая закалка
с образованием структуры нижнего бейнита обеспечивает высо-
кие показатели конструктивной прочности (по сравнению с за-
калкой и отпуском на ту же прочность) из-за устранения тре-
щинообразования при термической обрабогке, уменьшения ко-
робления и склонности к хрупкому разрушению. В этой связи
рассматривалась возможность полезного изменения структуры
и свойств конструкционных сталей путем использования энер-
гии внешнего магнитного поля.

Влияние магнитного поля на кинетику изотермического рас-
пада аустенита в области температур промежуточного превраще-
75
Рис. 54. Изменение твердости после закалки в зави-
симости от времени предварительной выдержки прн
температуре изотермического превращения 375 °C
(45Х, ЗОХГСА) н 320 °C (65Г);

/ — обработка без поля; 2 — обработка в магнитном поге
напряженностью 1,64 МА/м

ния настолько значительно, что легко мо-
жет быть обнаружено тривиальным мето-
дом твердости и микроструктуры. На
рис. 54 показано влияние поля на изме-
нение твердости после закалки в воде
образцов из сталей ЗОХГСА, 45Х и 65Г.
Более интенсивное снижение твердости при
обработке в магнитном поле свидетель-
ствует об увеличении скорости процесса
распада аустенита и полноты превраще-
ния. Вместе с тем на последних стадиях
процесса наблюдается небольшое повыше-
ние твердости (стали 65Г, ЗОХГСА), кото-
рое не фиксируется при обработке без
поля.

Исследование микроструктуры образцов, закаленных после
нагрева и различной продолжительности выдержки в изотерми-
ческой ванне (рис. 55), также дает основание полагать, что на-
ложение магнитного поля стимулирует бейнитный распад. Ха-
рактер структуры (мартенсит и бейнит) позволяет достаточно
точно определить объемную долю бейнита, например, точечным
методом с 15—20 кадров при общем числе узловых точек 750—
1000 и построить зависимости, характеризующие кинетику превра-
щения (рис. 56). Естественно, что с помощью структурного метода
нельзя полностью построить кинетическую кривую из-за ошибок
подсчета объемной доли на начальной (в особенности) и конечной
стадиях процесса. Тем не менее зависимости на рис. 56 достаточно
убедительно свидетельствуют об инициирующем действии маг-
нитного поля в процессе бейнитного превращения.

По виду кинетических кривых стали 65Г создается впечат-
ление о самоторможении процесса при определенной степени
превращения и наложении перлитного распада, следующего за
образованием нижнего бейнита. Однако наблюдение поверх-
ностного рельефа для всех исследуемых сталей при изотерми-
ческом распаде в магнитном поле и без него (рис. 57) не под-
тверждает такого предположения. Рельеф возникает через
15—20 с после начала выдержки (сталь 65Г). Кристаллы
a-фазы, растущие сравнительно медленно, после выдержки в те-
чение 5 мин образовали рельеф практически по всей поверх-
ности образца. Таким образом, распад по перлитному меха-
низму, не сопровождающийся образованием рельефа, в этих
условиях не происходит.
Рис. 55. Микроструктура образцов стали 45Х, закаленных после нагрева до 860 °C и изотермической выдержки при 375 °C, Х450:
а, 5 — 10 с: б, е — 40 с; в, ж — 80 с; г, 3—120 с; а—г — без поля; д—з — в магнитном поле напряженностью 1,7 МА/м
Рис. 56. Кинетические кривые при темпе-
ратурах бейннтного превращения 375 °C
(45Х, ЗОХГСА) н 320 ЭС (65Г):

1 — обработка без поля; 2 — обработка в маг-
нитном поле напряженностью 1,64 МА/м

Анализ причин влияния магнитного
поля на кинетику бейнитного превраще-
ния может быть проведен с учетом специ-
фики процесса роста кристаллов а-фззы,
контролируемого скоростью отвода угле-
рода от межфазной границы у/a. Известно
[8], что прн низких температурах релак-
сационные процессы у границы фаз за-
медленны, в связи с чем становится зна-
чительной роль структурных напряжений,
возникающих в процессе превращений
из-за разницы удельных объемов матрицы
и продуктов реакции. В этом случае в поле
градиента напряжений происходит на-
правленное перемещение — «дрейф» при-
месных атомов против градиента концент-
рации. В области температур образования
нижнего бейннта именно этот процесс
определяет скорость роста кристаллов
a-фазы. При этом дрейф атомов углерода
приводит к уменьшению (по сравнению с
исходной) его концентрации в мнкрообъе-
мах матрицы у фронта растущего кристал-

ла, в связи с чем возникает диффузионный поток, контролируемый концентра-

ционным градиентом, направленный навстречу растущему кристаллу н умень-
шающий скорость его роста. Соответствующие зависимости, описывающие
названные процессы, приведены в работах Л. Н. Александрова и Б. Я- Любова.

Можно было предположить, что упругая энергия магнитострикционных де-
формаций, возникающих под действием внешнего магнитного поля, вносит опре-

Рис. 57. Образование рельефа на полированной поверхности образцов стали
65Г (а — без поля, б — в магнитном поле) и стали 45Х (в — без поля). Выдерж-
ка 10 мин при температуре изотермического превращения
деленный вклад в энергию взаимодействия диффундирующих атомов с полем струк-
турных напряжений. Прн этом следует ожидать усиления дрейфа углерода и уве-
личения скорости роста кристаллов a-фазы. Скорость роста по механизму дрей-
фа в соответствии с расчетами Л. Н. Александрова и Б. Я. Любова описывается
зависимостью

2FZ? 1

” RKpkT 1 — (Сн. ф/С0)4/7 ’ 1 J

где D — коэффициент диффузии углерода в аустените; /?кр — радиус критиче-
ского зародыша при данном переохлаждении, Сн. ф и Со — соответственно кон-
центрация углерода в a-фазе и исходном аустените.

Величина Р характеризует энергию взаимодействия диффундирующих атомов
с полем структурных напряжений, вызванных дилатацией е прн изменении объема
в процессе превращения, и находится из соотношения

Р = -f-

4ре т
3 — 4v 1 — т

(44)

где га — радиус атома углерода; со — параметр, характеризующий в твердых
растворах внедрения зависимость постоянной решетки от концентрации атомов
растворенного элемента; Е и v — модуль Юнга и коэффициент Пуассона; коэф-
фициент Ламэ (модуль сдвига (100]) р = Е/2 (1 + v); т = (а — fe)/(a+ by,
а и b — размеры полуосей кристалла в форме эллипсоида вращения.

Расчет по формуле (43) проводили для углеродистой стали при следующих
значениях параметров: Со— 0,7; т = 0,9; v = 0,3; р «г 10® МПа; D = 0,2 ехр
(—31350/(7??)); е=0,01; о = 0,2. Величину 7?кр определяли из соотношения
/?кп = 2и/ЕЕ0. Поверхностное натяжение на когерентной границе ст = 0,2 Дж/ма,
a А/’о при Т = 600 К составляет 315 МДж/м8. Значение Сн. ф = 0,4 определяли
как концентрацию, соответствующую температуре начала мартенситного превра-
щения (600 К) Найденная таким образом скорость роста кристаллов а-фазы
составляет ~4-10“6 см/с, т. е. является величиной того же порядка, что и Оср~
~ 8-10"® см/с, полученная экспериментально для стали 65Г путем киносъемки
процесса изотермического образования рельефа.

Измерение скорости роста при включении магнитного поля дало те же резуль-
таты, т. е. экспериментально влияние магнитострикционных напряжений на
интенсификацию дрейфа не обнаруживается. Напряжения от магнитострикции
ок — £Х; при И = 1,6 МА/м и t = 400 °C упругое смещение, равное истинной
магнитострикции парапроцесса, X « 0,5-10-4 [93], а напряжение о>. т 10 МПа.
Эти напряжения вносят весьма малый вклад в энергию взаимодействия диффун-
дирующих атомов с полем структурных напряжений, так как величина магнито-
стрикции на два-три порядка меньше величины дилатации при сдвиговом у—* a
переходе, равной 0,01—0,07[45]. По этой причине оценка вклада магнитострикции
по формуле (44) дает исчезающе малую разницу в значениях скорости роста при
обработке без поля и в магнитном поле.

Таким образом, и в случае распада аустенита в промежуточной
области температур наблюдаемые изменения в кинетике превра-
щения при включении магнитного поля объясняются влиянием
поля на процесс зарождения ферромагнитной a-фазы. При наблю-
дении образования рельефа в магнитном поле визуально можно
было отметить увеличение частоты зарождения, в результате
чего структура рельефа оказывается более дисперсной и фрагмен-
тированной (см. рис. 57, б). Объективная количественная оценка
параметров структуры рельефа, выполненная интерференцион-
ным методом на микроскопе МИИ-4, подтверждает результаты
этих наблюдений. Данные о структуре рельефа приведены ниже
при обсуждении влияния поля на кинетику сдвигового мартен-

ситного превращения в стали. На рис. 58 показаны характерные
особенности структуры железоуглеродистых сплавов, хорошо
иллюстрирующие увеличение степени дисперсности при изотер-
мической обработке в магнитном поле в температурном интервале
образования нижнего бейнита.

Формальная оценка результатов эксперимента, иллюстри-
рующих ускорение процесса образования нижнего бейнита (см.
рис. 56), может быть выполнена с использованием уравнения (26),
полученного А. Н. Колмогоровым и устанавливающего связь
между степенью превращения, скоростью зарождения и ростом
центров новой фазы. Изменение скорости зарождения (а следо-
вательно, и объемной скорости превращения) в магнитном поле
из-за уменьшения работы образования ферромагнитного зародыша
критического размера может быть найдено по формуле (28) или
с использованием представлений Д. Тарнбалла и Д. Фишера,
определивших скорость зарождения центров п следующим обра-
зом:

<«>

где £ и Ко —соответственно структурный коэффициент и удель-
ный объем (|/К0 Юв моль/м3); h — постоянная Планка; Q —•
энергия активации когерентного перехода, меньшая энергии
активации для диффузии углерода; по данным работы [45], Q ~
~ 50ч-70 кДж/г-атом; №кр —энергия образования равновес-
ного зародыша.

Преобразование уравнения (45) с учетом снижения в магнит-
ном поле Ц7кр приводит к полученному ранее соотношению (24),
описывающему увеличение частоты зарождения пн1п0. Вклад
магнитного поля оценивается энергией при температуре

600К и Н = 1,6 МА/м ~ 3 МДж/м3, a lFKp может быть
найдена из (25) при А/ = 150 МДж/м3. Расчет по формуле (24)
дает для бейнитного превращения пн!п0 « 1,3.

Таким образом, экспериментально установленное увеличение
темпа превращения аустенита в магнитном поле объясняется
изменением скорости зарождения центров продуктов превраще-
ния. Следует отметить, что это явление усиливается из-за свое-
образного магнитного расслоения исходного у-твердого раствора,
если внешнее поле включается при температуре, соответствующей
стабильному существованию аустенита. В этом случае, как ука-
зывалось выше, несовершенства магнитной природы (флуктуа-
ций дальнего ферромагнитного порядка) приводят к локальной
анизотропной деформации атомной решетки, что снижает в этих

Рнс. 58. -Микроструктура после изотермической обработки на нижний
бейнит:

а, б — сталь 18Х2Н4ВА; в, г — сталь ЗОХГСА; д. е — коакий ферритный чугун; ж, з —
серый перлитный чугун (а, в, д, ж — без поля; б. г, е, з — в магнитном поле напряжен-
ностью 1,7 МА/м)

Рис. 59. Данные рентгенострук-
турного анализа сталей ЗОХГСА
(а, в) и 65Г (б, г).

I — [выдержка без поля; 2 — в маг-
нитном поле (точки на ординате —
значения параметров после закалки)
микрообъемах энергию об-
разования зародыша кри-
тического размера и делает
возможным мультиплика-
тивное зарождение цент-
ров а-фазы.

Рентгеноструктурное
исследование продуктов
распада переохлажденного
аустенита сталей ЗОХГСА
и 65Г подтвердило ини-
циирующее действие маг-
нитного поля на развитие
у а превращения в бей-
нитной области. Когда

изотермическое превраще-
ние не завершено и прерывается закалкой, рентгеновские дифрак-
ционные линии (РДЛ) a-фазы имеют мультиплетный характер и со-
стоят из синглетов тетрагонального а- и кубического х-мартенсита,
а также синглетов слаботетрагональной a-фазы бейнита. Учи-
тывая известную сложность разделения мультиплетной РДЛ

на составляющие синглеты, анализировали только данные о ши-
рине и положении центра тяжести всего мультиплетного профиля
РДЛ a-фазы, интегрально отражающие происходящие в ней
изменения.

Как видно из рис. 59, а и б, ширина РДЛ a-фазы уменьшается
(по сравнению с закаленным состоянием) при изменении времени
изотермической выдержки т от 0 до 300 с. Дальнейшее увели-
чение т мало изменяет ширину РДЛ, что указывает на практи-
чески полное завершение превращения. Таким образом, ход кри-
вых В (т), обусловленный различным объемным соотношением
мартенсита и a-фазы бейнита, отражает степень развития бейнит-
ного превращения при увеличении времени выдержки. Действие
магнитного поля в процессе изотермической выдержки умень-
шает ширину РДЛ, что свидетельствует об изменении объем-
ного соотношения мартенсит—a-фаза бейнита в пользу послед-
ней и, следовательно, интенсификации бейнитного превращения.

При отсутствии магнитного поля на начальных стадиях превра-
щения значение центра тяжести мультиплетного профиля РДЛ
a-фазы в значительной степени обусловлено наличием большого
количества мартенсита с тетрагонально искаженной решеткой
(рис. 59, в и г). Количество тетрагонального мартенсита по мере
82
развития бейнитной реакции уменьшается, вызывая смещение
центра тяжести в сторону больших углов отражения (особенно
хорошо это заметно у стали 65Г, рис. 59, г). Этому способствует
увеличение объемной доли a-фазы бейнита с меньшей степенью
тетрагональности. Соотношение этих факторов на различных ста-
диях бейнитного превращения в основном определяет ход кривой
Од. т (т) — незначительное смещение центра тяжести (по сравне-
нию с закаленным состоянием) при изменении т от 0 до 300 с и
более существенное при дальнейшем увеличении т. Последнее
обстоятельство может быть связано с началом процесса распада
a-фазы бейнита. Обсуждаемые явления лучше наблюдакися при
исследовании стали 65Г, содержащей больше углерода, чем сталь
ЗОХГСА. В связи с этим усиливаются различия в концентрации
углерода a-фазы бейнита и мартенсита.

Воздействие магнитным полем приводит к изменению хода
кривой 0ц.т (г). Под действием поля инициируется процесс мно-
жественного зарождения a-фазы бейнита на начальных стадиям
реакции и сдвиговое образование кристаллов ферромагнитной
a-фазы происходит в микрообъемах аустенита с большим содержа
нием углерода, чем при обработке без наложения поля. В связи
с этим положение центра тяжести a-линии отвечает меньшим углам
отражения. При множественном зарождении ограничивается ли-
нейный рост кристаллов a-фазы бейнита и, следовательно, осла-
бевает «перекачка» углерода из-за дрейфа в непревращенный
аустенит, что снижает вероятность карбидообразования в микро-
объемах аустенита на границах a-фазы. Однако это же обстоя-
тельство (более высокая концентрация углерода) определяет
повышенную склонность a-фазы к распаду и способствует более
интенсивному процессу дисперсионного твердения и карбидо-
образования внутри a-фазы на конечных стадиях превращения,
что и обусловливает более сильное смещение координаты центра
тяжести a-линии в сторону больших углов, чем это происходит
без поля.

Развиваемые представления подтверждают ранее приведен-
ные данные об изменении твердости (см. рис. 54), а также ре-
зультаты измерения микротвердости бейнита (табл. 11). Темп
изменения твердости несколько замедляется при времени вы-
держки, соответствующему примерно середине интервала превра-
щения (сталь 45Х, 65Г). Эго, видимо, вызвано выделением карбид-
ной фазы из аустенита. В то же время при наложении магнит-
ного поля это не наблюдается. Можно полагать, что интенсивное
развитие у а перехода в магнитном поле подавляет процесс
образования карбидов непосредственно из матричной фазы.
Вместе с тем на последних стадиях реакции поле стимулирует
процесс дисперсионного твердения a-фазы, что можно объяснить
также уменьшением химического потенциала железа в феррите,
т. е. своеобразным рафинированием ферромагнитной фазы под
действием магнитного поля.
Таблица 11. Влияние ТОМП на микротвердость нижнего бейнита

Сталь Микротвердость Н100 бейнита при времени изотермической выдержки, с Примечание
300 600
Без пол я В поле Без поля В поле
ЗОХГСА 45Х 65Г 4550+60 4380+50 6220+80 4180+70 4240+80 5820+100 4500+60 4080+60 6020+70 4550+50 4450+50 6230+90 Показаны довери- тельные интервалы при Р — 0,95 и л = = 150

Анализ электронограмм a-фазы (рис. 60,а) показывает на-
личие карбидных рефлексов, которые идентифицируются как
цементит.'При этом чаще всего наблюдаются различные вари-
анты ориентационного соотношения Багаряцкого [110]а^ [100 ]ц,
[ 100]аЦ [321 [„или [311 \а// [111 ]ц. Отмеченноегышевлияние поля
на процесс формирования структуры бейнита можно рассматри-
вать как достоинство термической обработки в магнитном поле
в связи с расположением карбидов, главным образом внутри
кристаллов ос-фазы (рис. 00, б).

Если придерживаться точки зрения о том, что сегрегации
углерода делают предпочтительным образование в этих ме-
стах зародышей карбидной фазы [45], то можно сделать оценку
влияния упругих полей магнитострикционных напряжений на
процесс образования примесных атмосфер. По Дж. Хирту и
П. Лоте [100] поля собственных упругих напряжений для крае-

Рис. 60. Совместная электронограмма от а-фазы и цементита, ось зоны (110)а
(а), выделение карбидных частиц внутри крнсталтов сс-фазы (б), х 40 000
вой и винтовой компонент дислокационной петли характеризу-
ются соотношениями вида (в полярных координатах)

овр = — pbsin 0/ 12л (1 — v) г] и оВ1.нт = р1/(2лг), (46)

где b — вектор Бюргерса; 0 и г—полярные координаты; для
атомов внедрения 0=Зл/2 (положение под краем экстрапло-
скости); г — величина, принимаемая равной половине среднего
расстояния между соседними дислокациями (62].

Поле напряжений винтовой компоненты рассматривается
в связи с тем, что атомы углерода в о. ц. к. решетке железа не
имеют сферической симметрии поля искажений, что обусловли-
вает возможность взаимодействия такой примеси с полем ка-
сательных напряжений вокруг винтовой дислокации. Считается
[62], что в этом случае притяжение примесных атомов не сла-
бее, чем у краевой компоненты дислокационной петли.

Расчет по формулам (46) при b = 2,5-10-ьсм, плотности дисло-
каций в сх-фазе 10а см"2 [45] и, следовательно, г = 0,17-10-4 см
дает для окр и овиит величины порядка 40—СО МПа, т. е. того же
порядка, что и ох. При суперпозиции этих напряжений из-за
магнитострикционных эффектов реально ожидать ускорения
процессов сегрегации углерода на дислокациях с образованием
атмосфер Коттрелла и их устойчивого существования при более
высоких температурах, чем это возможно без магнитного поля.

Вместе с тем анизотропия поля смещений атомов железа
при магнитострикционной деформации приводит к упорядочен-
ному заполнению атомами углерода октаэдрических пустот
в о. ц. к. решетке преимущественно вдоль одного из направле-
ний легкого намагничивания (100), т. е. создаются условия
для образования атмосфер Сноека. На такую возможность впер-
вые указывали Ю. В. Пигузов и М. Л. Бернштейн в своих опы-
тах по внутреннему трению в постоянных магнитных полях
различной напряженности.

Таким образом, при изотермической закалке в магнитном
поле усиливаются факторы, определяющие прочность бей-
нита,— повышается дисперсность и фрагментация кристаллов
a-фазы, более предпочтительным становится расположение
карбидов, увеличивается вклад твердорастворного упрочнения.
По мнению авторов работы [113], предел текучести стали со
структурой бейнита в зависимости от размеров кристаллов
a-фазы описывается уравнением Петча — Холла, однако в ра-
боте [123] отмечается, что в этом случае, как и для сильно де-
формированого железа, более важное значение имеет не вели-
чина кристаллов, а средний размер дислокационных ячеек, т. е.
степень фрагментации внутри кристалла. Соответствующая за-
висимость выглядит следующим образом:

о0,2 = о0 ф- xD~n (47)
Рис. 61. Структура видманштеттовых кристаллов феррита после изотермического
превращения при 720 °C в магнитном поле (а, в) и без поля (б, г):

а, б — X 17 000; в, г — Х43 ООО

где D — размер ячеек; п — показатель от 0.5 до 1; I — расстоя-
ние между частицами карбидов (l~l == }/~NA, где NA — число
частиц на единицу площади); х и у — коэффициенты; о0 — пре-
дел текучести гипотетического монокристалла без карбидов с рав-
номерной плотностью дислокаций (как внутри ячеек) и с тем же
упрочнением атомами замещения и внедрения, что и в бейните.

Влияние магнитного поля на степень фрагментации кристал-
лов a-фазы изучали при изотермической обработке железа тех-
нической чистоты. Нагрев до 1250 "С и изотермическую выдержку
при 720 °C проводили в вакуумной камере установки ИМАШ 5С-65.
Известно [47, 108], что при таких условиях происходит образо-
вание структуры видманштеттового феррита при сдвиговом у
переходе и малой скорости роста кристаллов, позволяющей пред-
положить, что фактором, лимитирующим рост, является диффу-
зионный отвод углерода. Эго дало основание авторам указанных
работ полагать, что видманштеттовый феррит образуется по ме-
ханизму, близкому к бейнитному. На рис. 61 показана структура
видманштеттовых кристаллов a-фазы. Видно, что обработка
в магнитном поле приводит к формированию более развитой,
совершенной и фрагментированной структуры. Это происходит
благодаря множественному зарождению a-фазы, когда при одно-
86
временном сдвиговом образовании большого количества кристал-
лов увеличивается степень неоднородности деформации, а также
усиливается дополнительная деформация, вызванная взаимодей-
ствием соседних растущих кристаллов. В связи с этим, наряду
с субграницами, представляющими скопление дислокаций, обра-
зуются и субграницы полигонального типа (рис. 61, а, в). Послед-
нее может быть также следствием несколько иного механизма
роста при условии множественного зарождения в магнитном поле.
Поскольку образование одновременно большого количества кри-
сталлов а-фазы приводит к усилению явлений фазогого наклепа
матрицы, то в условиях недостаточной движущей силы (высокая
температура превращения) подобное явление может затормозить
рост кристаллов вплоть до его прекращения [47 ]. Однако в области
высоких температур одновременно с упрочнением происходит
разупрочнение матрицы по механизму полигонизации, связанное
с перераспределением дислокаций и их частичной аннигиляцией.
Рост кристаллов в этом случае может протекать в условиях ди-
намического равновесия процессов упрочнения и разупрочнения,
подобно установившейся ползучести.

Результаты независимой статистической оценки размеров суб-
зерен, выполненной тремя наблюдателями с электронно-микроско-
пических снимков (22 поля зрения), даны в табл. 12. При извест-
ном подобии механизмов промежуточного превращения и обра-
зования видманштеттового феррита, а также с учетом вышепри-
веденных аспектов положительного влияния магнитного поля
следует ожидать, что изменение структуры в процессе термической
обработки в магнитном поле на нижний бейнит окажет благо-
приятное действие на характеристики механических свойств,
определяющих конструктивную прочность.

Исследовали изменения характеристик механических свойств
конструкционных сталей ЗОХГСА, 45Х, 65Г и строительной стали
бейнитного класса 14Х2ГМР путем статических испытаний образ-
цов на растяжение и динамических испытаний на ударный изгиб.
Установлено, что обработка в магнитном поле в области темпера-
тур промежуточного превращения оказывает небольшое влияние
на изменение о02, ов, 6 и ф, но существенно изменяет ударную
вязкость (табл. 13). У стали ЗОХГСА после ТОМП значительно

Таблица 12. Размеры субструктурных элементов
видманштеттового феррита

Число измерена й Средний размер субзерен, мкм Примечание
Без поля В поле
109 1,10±0,11 0,81+0,08 Показаны доверительные интервалы
102 0,98±0,10 0,77±0,07 при Р = 0,95 и и = 150
116 1,02+0,06 0,78+0,07
Таблица 13. Механические свойства сталей
со структурой нижнего бейнита

Сталь °0.2 °в 6 Ч> КС и, кДж/м’
МПа %
ЗОХГСА 892+10 1070±10 17,0+0,3 63,0+0,7 980±30
880±10 1060+10 22,4±0,4 64,5+0,5 1090+30
45Х 1075±15 1130+20 И,3±0,3 69,0+0,5 4Ю±30
1050+10 1100±15 12,7±0,3 69,5±0,5 770±50
65Г 1190+10 1280+15 10,5+0,2 45,2+0,4 230±20
1220+10 1325+10 11,7+0,3 45,4+0,5 300±20
14Х2ГМР 670+10 920±Ю 19,0±0,5 63,0±0,6 640±30
730+15 1000±15 23,0+0,5 66+0,5 910±50

Примечания: 1. В числителе приведены результаты обработки без
магнитного поля, в знаменателе — в поле напряженностью 1,6 МА/м.

2. Приведены доверительные интервалы при Р=0,95 и п=5.

возрастает относительное удлинение, что хорошо иллюстрируют
первичные диаграммы растяжения и фрактограммы поверхно-
стей разрушения (рис. 62). Значимо отличаются после нормали-
зации в магнитном поле характеристики механических свойств
стали 14Х2ГМР. У сталей 45Х и 65Г статические испытания
пропорциональных образцов на растяжение не выявляют зна-
чимых отличий механических свойств после изотермической об-
работки в магнитном поле.

Были исследованы (76] образцы, имеющие концентратор
в виде усталостной трещины. Статические испытания на изгиб
призматического образца с трещиной показали различный ха-
рактер развития трещины после достижения критической на-
грузки. Так, у стали ЗОХГСА трещина развивалась скачкооб-
разно (рис. 63, а), а у более высокоуглеродистой стали 65Г
разрушение происходило мгновенно при достижении критиче-
ской нагрузки (рис. 63, б). При этом характер распространения
трещины в этих сталях не зависел от того, проводилась ли
термическая обработка в магнитном поле или без него. У стали
же 45Х характер распространения трещины не одинаков: после
обычной термической обработки —такой же, как и у стали 65Г,
а после обработки в магнитном поле приближается к стали
ЗОХГСА (рис. 63, в и г). Сталь 45Х по содержанию углерода
занимает промежуточное положение и это, по-видимому, играет
роль в изменении характера процесса разрушения стали.

Обработка осциллограмм показала, что после ТОМП ста-
бильное развитие трещины всегда начинается при более высо-
ком значении критической нагрузки на образец (рис. 64). На
88
Рис. 62. Первичные диаграммы
растяжения образцов стали
ЗОХГСА (а) и фрактограммы по-
верхностей разрушения (б):

1 — обработка без поля: 2 — обра-
ботка в магнитном поле напряжен-
ностью 1.6 МА/м

основании данных, полученных при расшифровке осциллограмм,
были рассчитаны значения коэффициента интенсивности напря-
жений Kq по формуле (41), а по данным испытаний образцов
с усталостной трещиной на динамический изгиб — значения ра-
боты развития трещины КСТ, которые приведены в табл. 14.

Таблица 14. Характеристики сопротивления разрушению сталей
со структурой нижнего бейнита

Сталь КСТ, кДж/м2 МН/м3/2 Сталь КСТ, кДж/м2 KQ. МН/м3/2
ЗОХГСА 492+15 67,6+1,0 65Г 80±Ю 47,4 + 1,5
580+15 78,8+1,0 120+10 55,6+1,0
45Х 145+10 55,6+1,0 14Х2ГМР 250+20
280+20 75,3+1,5 385+25

Примечания: 1. В числителе приведены результаты обработки без
магнитного поля, в знаменателе— в поле напряженностью 1,6 МА/м.

2. Показаны доверительные интервалы при Р = 0,95 и п = 5.
Результаты эксперимента показывают, что при более жестких
испытаниях влияние магнитного поля в процессе обработки на
структуру нижнего бейнита выявляется особенно заметно. Как
видно из табл. 14, у всех исследуемых сталей после ТОМП повы-
шаются характеристики сопротивления разрушению. Вместе с тем
величина значений коэффициента интенсивности напряжений
зависит от содержания углерода (рис. 65). Аналогичная зави-
симость наблюдается у сталей после закалки на мартенсит и низ-

а) б) В)

Рис. 64. Зависимость критической нагрузки от длины трещины при испытании
сталей ЗОХГСА (с), 45Х (б) и 65Г (в).

/ — обработка без поля; 2 — обработка в магнитном иоле напряженностью 1.6 МА/м
90
Рис. 65. Концентрационная зависи-
мость Kq:

/ — обработка без поля; 2 — обработка
в поле напряженностью 1,6 МА/м

Рис. 66. Влияние ТОМП на конструк-
тивную прочность стали со структурой
иижнего бейнита:

/ — обработка без поля; 2 — обработка
в магнитном поле напряженностью

1,6 МА/м

кого отпуска [84] без учета характера их легирования. Такая
аналогия возникает, по-видимому, в связи с близостью структур-
ного состояния нижнего бейнита и мартенсита отпуска.

На рис. 66 приведена диаграмма конструктивной прочности
исследованных сталей, построенная на основе данных статических
испытаний на растяжение и на статический изгиб образцов с тре-
щиной. Видно, что после ТОМП сталей на структуру нижнего
бейнита их конструктивная прочность значительно возрастает.
Фрактографическое исследование изломов сталей после испытаний
на динамический изгиб и статических испытаний образцов с уста-
лостной трещиной показали (рис. 67), что характер изломов зави-
сит от содержания в стали углерода и изменяется от транскристал-
литного (65Г) к квазискольному (45Х) и микровязкому (ЗОХГСА).
Использование магнитного поля в процессе термической обработки
приводит к изменению характера разрушения. Так, после ТОМП
стали 65Г в строении излома появляются участки с рельефом,
свойственным квазисколу (рис. 67, а, б), что говорит о более
значительном вкладе пластической деформации в процессе разру-
шения стали. У стали 45Х обнаружены наиболее значительные
изменения в строении изломов, поскольку характер разрушения
меняется от квазискольного к чашечному межзеренному
(рис. 67, в, г). У стали ЗОХГСА характер разрушения не меняется
после ТОМП, однако статистический анализ размеров чашек
показывает, что после ТОМП их средний размер уменьшается
в 1,2—1,3 раза. Эти данные коррелируют с повышенными значе-
ниями относительного удлинения образцов (см. рис. 62).

На рис. 68 показаны данные испытаний стали 14Х2ГМР.
Рассмотрение зависимостей показывает, что порог хладноломкости
снижается у образцов, обработанных в магнитном поле. Для
оценки температуры хрупковязкого перехода использовали кри-
терий равенства долей хрупких и вязких участков разрушения
Рис. 67. Фрактограммы изломов сталей 65Г (а, б), 45Х (в, г) и ЗОХГСА (д, е):
а. в. д — термическая обработка без поля; б. г, е — ТОМ
Рис. 68. Зависимость работы развития
трещины и доли вязкой составляющей
стали 14Х2ГМР от температуры испы-
тания:

-----КСТ\------доля вязкой составля-
ющей; 1 — обработка без поля; 2 — обра-
ботка в магнитном поле напряженностью

1,6 МА/м

в изломе. Видно, что темпера-
тура /50 (порог хладноломкости)
составляет — 75 и —50 °C со-
ответственно при ТОМП и обыч-
ной обработке на структуру
нижнего бейнита.

Таким образом, воздействие

магнитным полем в процессе распада переохлажденного аусте-
нита в температурной области образования нижнего бейнита
приводит к изменению кинетики превращения, морфологии про-
дуктов реакции и процесса карбидообразования, что оказывает
большое влияние на характеристики разрушения стали. Дис-
пергирование структуры при ТОМП является результатом муль-
типликативного зарождения a-фазы бейнита под действием поля.
Это ведет к увеличению удельной поверхности границ и суб-
границ, оказывающих барьерное действие при движении дис-
локаций. Большинство этих барьеров являются «полупроницае-
мыми» (21 (мало- и среднеугловые границы, когерентные карбиды
в a-фазе), что способствует релаксации «пиковых» напряжений,
возникающих в скоплениях дислокаций у барьера путем эстафет-
ной передачи деформации в соседние микрообъемы и уменьшению
опасности возникновения хрупкой трещины. Кроме того, общая
фрагментация структуры после ТОМП уменьшает количество дис-
локаций, приходящих к препятствию и образующих локальные
скопления, что также снижает опасность возникновения хруп-
кого разрушения. Совокупность структурных изменений при воз-
действии магнитным полем в интервале бейнитного превращения
определяет возможность полезного использования ТОМП для
достижения равнозначных с обычной обработкой эффектов упроч-
нения при одновременном уменьшении склонности к хрупкому
разрушению.

ГЛАВА IV

ЯВЛЕНИЯ, ВОЗНИКАЮЩИЕ ПРИ ОМАГНИЧИВАНИИ
ТВЕРДЫХ ТЕЛ И ЖИДКОСТЕЙ

При изучении влияния магнитного поля на процессы фазовых
превращений при термической обработке стали естественно пола-
гать, что поле действует во время протекания этих процессов.
В связи с этим наблюдаются изменения в термодинамике, меха-
низме и кинетике переходов, что сказывается на характере форми-
рования структуры и свойствах стали. Вместе с тем неоднократно
предпринимались и предпринимаются попытки воздействовать
полем на материал (главным образом инструментальные стали),
полностью термически обработанный. При этом могут возникать
некоторые побочные эффекты (например, изменение свойств зака-
лочной среды). В настоящей главе оцениваются технологические
возможности омагничивания готовых изделий (термически обра-
ботанного инструмента) и закалочных сред.

''1. ОМАГНИЧИВАНИЕ В ПОСТОЯННОМ ПОЛЕ

ТЕРМИЧЕСКИ ОБРАБОТАННЫХ БЫСТРОРЕЖУЩИХ СТАЛЕЙ

Опыты, положившие начало исследованиям в области термической обработки
в магнитном поле, впервые провел в 20-х годах Е. Герберт (Германия). Он обна-
ружил эффект повышения твердости в результате длительного старения при 100 °C
в магнитном поле наклепанных или закаленных образцов из быстрорежущей,
углеродистой и низколегированной стали с 0,7—0,8 % С. Е. Герберт сообщал
также об ускорении процессов естественного старения дуралюмина и отжига
на ковкий чугун при наложении внешнего магнитного поля.

Идею Е. Герберта в конце 30-х годов развивал А. В. Алексеев в своих опы-
тах по магнитной обработке инструмента из быстрорежущей стали. Намагничи-
вание производилось после закалки, а также после закалки и одно-трехкратного
отпуска при 560 °C, в результате чего достигались прирост твердости до 67 HRC
и увеличение ~ в 6 раз коррозионной стойкости стали, определенной по времени
травления в 5 %-ной азотной кислоте.

И. Матуяма в Японии и Р. Харрингтон в Англии пытались воспроизвести
результаты, полученные Е. Гербертом, а А. П. Гуляев проверить данные А. В. Але-
ксеева, однако изменений свойств после магнитной обработки им обнаружить не
удалось. Это, по-видимому, объясняется разницей в условиях проведения экспе-
риментов. Так, Е. Герберт и А. В. Алексеев использовали достаточно сильные маг-
нитные поля напряженностью 1,6—2,0 МА/м, в то время как в остальных работах
применяли поля значительно меньшей напряженности и при этом не принималось
во внимание действие как внешнего размагничивающего фактора образца, так
и внутреннего — мелких ферромагнитных частиц (например, кристаллов мартен-
сита). Можно полагать, что в неудавшихся опытах большое размагничивающее
поле не позволяло получить даже состояние магнитного насыщения, для достиже-
ния которого, с учетом наличия мелких частиц, необходимы поля напряженностью
не ниже 360 кА/м [49], а по данным других работ — даже выше 560 кА/м.

Г. М. Гаврилов [21] осуществил экспериментальную проверку эффекта
Герберта в поле постоянного магнита напряженностью 6 кА/м на быстрорежущих
сталях Р18 и Р9К5 при нагреве закаленных образцов до 150 °C в течение 40—50 с.
Приведенные в работе данные иллюстрируют существование эффекта повыше-
ния твердости при намагничивании закаленной стали. По мнению Г. М. Гаври-
лова, упрочнение при намагничивании объясняется наклепом аустенита в резуль-
тате анизотропной магнитострикционной деформации мартенситного монокристал-
ла и является, как правило, обратимым в связи с протеканием релаксационных
процессов. Кроме того, в работе указано на необходимость «нормального» размаг-
ничивания образцов путем многократного постукивания перед следующим актом
намагничивания. В невыполнении условий «нормального» размагничивания
Г. М. Гаврилов усматривает причину неудачных попыток воспроизводства эф-
фекта Герберта.

Следует все-таки полагать, что намагничивание термически обработанных
образцов в столь слабых полях, а также и в значительно более сильных, если и
приводит к упрочнению, то эти изменения не могут быть устойчивыми. Деформа-
94
ция аустенита может осуществляться вследствие стремления мартенситного кри-
сталла занять энергетически выгодное положение в направлении намагничивания
под действием крутящего момента dEldO = —ISV sin 0 (см. гл. 1), где Е — энер-
гия намагничивания; Is и V — намагниченность насыщения и объем кристалла
в виде эллипсоида вращения; 0 — угол между Is и Н. Поворот мартенситного кри-
сталла из-за анизотропии магнитострикционных деформаций на угол ~6', как
это считает Г. М. Гаврилов, не может иметь место, если учитывать наличие мало-
угловой разориентации. Легко показать, что в малых и даже в сравнительно
больших полях напряжения, возникающие при действии момента dEldf) меньше
предела упругости аустенита, и упрочнение имеет обратимый характер. Поэтому
если измерять твердость образцов через некоторое (достаточное для релаксации
напряжений) время, то эффект Герберта скорее всего не будет обнаружен. Имею-
щиеся рабочие гипотезы, объясняющие эффекты повышения стойкости омагни-
ченного инструмента из быстрорежущих сталей [22, 67, 70, 107 ], не могут найти
подтверждения с позиций современных представлений физики металлов. К ним
относятся предположение о возможности распада части остаточного аустенита
при намагничивании внешним полем, об изменении теплового баланса на границе
инструмент — обрабатываемый материал и некоторые другие. Следует отметить,
что в большинстве этих исследований рассматриваются процессы омагничивания
в полях, близких к полям насыщения напряженностью от 8 до 80 кА/м. Однако
поля такой напряженности далеко не всегда могут вызвать необратимые изме-
нения в ферромагнетиках с большой плотностью структурных дефектов. В неко-
торых случаях взаимодействие дислокаций с междоменными границами оказы-
вается настолько сильным, что исключает возможность движения этих границ
даже под действием внешнего магнитного поля, близкого к насыщающему [59].
Применение в практике аппаратуры для получения сильных полей, на порядок
выше насыщающих, в настоящее время не является проблемой [5, 40]. В связи
с этим ниже приведены данные, показывающие возможности процесса омагничи-
вапия режущего инструмента в постоянном магнитном поле напряженностью
до 2 МА/м.

Главной особенностью ферромагнитного состояния является
наличие доменной структуры. Устойчивость доменной структуры
при прочих равных условиях определяется взаимодействием
междоменных границ с дислокациями, которое обусловлено интер-
ференцией упругих полей дислокаций и магнитострикционных
деформаций. От плотности дислокаций зависят размеры и число
доменов. В хорошо отожженном железе домены имеют крупные
размеры, их границы прямолинейны. Увеличение плотности
дефектов приводит к зарождению новых доменов меньших разме-
ров с искривленными границами, что затрудняет процессы смеще-
ния при намагничивании. Наличие включений вторых фаз, напри-
мер карбидов, формирование дисперсных структур также способ-
ствует уменьшению размеров доменов, увеличению поверхности
их границ. Особенно высока плотность доменов на границах зерен,
межфазовых границах и на поверхности, где преобладают замы-
кающие домены с 90-градусными границами, размеры которых
значительно меньше доменов со 180-градусными границами. При
высокой концентрации доменов малых размеров образуется разви-
тая сетка междоменных границ, где сосредоточивается упругая
энергия магнитострикции. Такое сочетание повышенного коли-
чества дефектов структуры и доменов малых размеров характерно
для быстрорежущих сталей после обычной термической обработки,
когда плотность дислокаций достигает 1010—1011 см"2.
Рис. 69. Изменение твердеет и стали Р6М5 с
течением времени после омагничивания:
/— закалка от 1220 СС; 2 — закалка от 1220°С
и трехкратный отпуск грн 5С0 °C

При намагничивании происходит
смещение междоменных границ, а в
полях насыщения их полная анниги-
ляция. В этих условиях изменяются
магнитострикционные напряжения,
которые в свою очередь могут изме-
нять некоторые свойства намагничен-
ных ферромагнитных сплавов.

Опытная проверка существования
эффекта Герберта на стали Р6М5

после статистической обработки данных измерения твердости
при п = 30 дала результаты, показанные иа рис. 69, где кри-
вая J иллюстрирует изменение твердости закаленной стали, а
кривая 2 — изменение твердости закаленной и трехкратно от-
пущенной стали. Прямые АА и ВВ показывают соответствующие
значения твердостей до омагничивания. В наших опытах [66]
магнитная обработка проводилась способом, близким к методике
Е. Герберта с размагничиванием образцов и их поворотом в меж-
полюсном пространстве для дальнейшего намагничивания в по-
стоянном поле напряженностью 1,6 МА/м. Данные эксперимента
показывают, что после магнитной обработки у обоих образцов
твердость HRC повышается очень незначительно, примерно на
1 единицу, затем она несколько снижается в течение 10 ч и через
сутки стабилизируется. При этом у закаленного образца твер-
дость остается несколько выше исходной твердости в неомагни-
ченном состоянии, а у отпущенного снижается практически до
первоначального уровня.

Измерение твердости в условиях поставленной задачи не вполне
адекватно отражает изменения, которые имеют место после ома-
гничивания, так как полученные данные характеризуют сопро-
тивление пластической деформации сравнительно больших объемов
гетерогенного сплава, состоящего из ферромагнитной (мартенсит)
и парамагнитной (остаточный аустенит, карбиды) фаз. При омагни-
чивании же внешним полем следует ожидать изменений в основном
со стороны ферромагнитных фаз. В этой связи были проведены
измерения микротвердости мартенсита. Образцы изготовляли
в виде шестигранных призм длиной 22 мм и стороной основа-
ния 10 мм. Магнитную обработку осуществляли тремя способами.
При первом способе образец располагали осью перпендикулярно
магнитному потоку. Намагничивание проводили в течение 10 мин,
после чего измеряли микротвердость на гранях, примыкавших
к полюсам электромагнита. При втором способе при таком же
расположении образец намагничивали в течение 2 мин, затем
размагничивали легким постукиванием, поворачивали на 60°
96
Таблица 15. Результаты измерения микротверяости
после омагничивания

Сталь Средние значения микротвердости после омагничивания Hi00 в течение времени, ч Исходная ми- кротвердость •/^100 Сталь Средине значения микротвердости после омагничивания Я10о в течение времени, ч Исходная ми- кротвердость Нюо
0-1 2—3 4 — 5 24- 25 0—1 2-3 4—5 24 — 25
Р6М5 8610 8720 8480 8640 8470 8610 8440 8610 8400 8550 Р6М5К5 8950 8890 8880 8800 8840 8780 8850 8770 8800 8720
Р18 8450 8500 8400 8470 8390 8460 8390 8460 8360 8420
Р9Ф5 8840 8890 8800 8840 8780 8820 8760 8800 8750 8820
Р9К5 8850 8700 8760 8620 8700 8590 8680 8580 8620 8500

Примечание. Числитель — первый способ омагничивания; знаме-
натель — второй способ.

и снова намагничивали. Микротвердость измеряли после 12 циклов
«намагничивание — размагничивание». Третий способ повторял
первый с той разницей, что ось образца была параллельна магнит-
ному потоку. Микротвердость измеряли у полюсов намагничен-
ного образца и посредине его длины. Измерения повторяли через
определенные промежутки времени, как и при исследовании
макротвердости. Контрольные измерения показали очень малую
разницу в микротвердости неомагниченных и омагниченных образ-
цов, поэтому для получения достоверных результатов о существо-
вании значимых различий для сравниваемых вариантов прово-
дили тщательную методическую подготовку и оценку опытных
данных для статистического коллектива из 60 измерений.

В табл. 15 приведены данные о средних значениях микро-
твердости, значимость отличия которых от средних значений
исходной твердости оценивается вероятностями от 0,7 до 0,95
для первого столбца, от 0,3 до 0,85 — для второго, от 0,15 до
0,55 — для третьего и практически незначимыми — для четвер-
того.

Итак, из табл. 15 видно, что при омагничивании имеет место
тенденция увеличения микротвердости мартенсита быстроре-
жущих сталей.

Отдельно следует рассмотреть магнитострикционные деформа-
ции, природа которых обусловлена разориентацией намагничен-
ности (спиновых магнитных моментов) внутри междоменной гра-
ницы. Спины электронов в междоменной границе отклонены от оси
легкого намагничивания, причем степень отклонения зависит
от координаты спина, измеренной в направлении, перпендику-

4 БериштеЛн М. Л. и др. 97
Лярном плоскости доменной стенки. Изменение направления спи-
нов сопровождается магнитострикционными изменениями разме-
ров, что при условии когерентности границы с матрицей приводит
к возникновению упругих напряжений, поля которых взаимодей-
ствуют с упругими полями дислокаций.

В общем виде магнитострикционная энергия взаимодействия
междоменной границы с дислокационной петлей

W=bk\ o^dS,, (48)

где aih — тензор упругих напряжений, вызванных магнито-
стрикцией (i, k принимают значение 1—3, соответствующее
декартовым координатам); bh — k-я компонента вектора Бюргерса
дислокационной петли; SD — поверхность, на которую опирается
дислокационная петля; S{ — проекция этой поверхности на
z-ю координатную плоскость.

В процессе намагничивания происходит смещение междомен-
ных границ, в результате которого не исключено [36] движение
или прогиб дислокационных сегментов в поле магнитоупругих
напряжений доменной границы. Возможность этих процессов
определяется рядом факторов, прежде всего уровнем действую-
щих напряжений, степенью и характером закрепления подвижных
участков дислокационной петли, взаимной ориентацией доменной
границы и дислокационной петли. При этом следует учитывать
наличие двух групп доменных границ. В железе и его сплавах
границы первой группы [100] — 90° и [111] —90° создают даль-
нодействующие напряжения, которые равны по величине и обратны
по знаку в доменах, разделяемых этими границами. Напряжения
только внутри доменной стенки создаются границами второй
группы [100] — 180 и [ПО] — 180°, поэтому такие границы
вступают в магнитострикционные взаимодействия лишь с дефек-
тами решетки, находящимися внутри границы, тогда как границы
первой группы при своем движении взаимодействуют со всеми
дефектами решетки.

Максимальная из компонент тензора магнитоупругих напря-
жений [59]

oS = (3/2) Х1Оо (Hi — С12), (49)

где Х1оо — магнитострикционная константа; и с12 — упругие
модули.

При нормальной температуре

Х100 = 22,2. 10~e; си = 2,4b 105 МПа; с12 = 1,46/10* МПа, а

ст” = 3,14 МПа. (50)

В быстрорежущей стали после закалки, а также после закалки
и отпуска дислокационные петли сильно закреплены узлами сетки
и атомами углерода внутри отрезков между узлами. Д. Д. Ми-
98
шин [59] полагает, что напряжение о™ намного больше того,
которое необходимо, чтобы оторвать участок петли от атмосферы
примесных атомов, однако с этим очень трудно согласиться, так
как о”, по крайней мере, на два порядка меньше предела теку-
чести. На это также указано в работе (36 ] при оценке энергии
связи дислокаций с атомами примесей внедрения в железе, кото-
рая на порядок больше энергии связи дислокаций со стенками
магнитных доменов. Поэтому, с учетом действия напряжения о"
при намагничивании, по-видимому, возможно только небольшое
прогибание отрезков дислокации между примесными атомами
(во всяком случае в областях с малой концентрацией примесных
атомов), как это имеет место в известных моделях Гранато—
Люкке, или небольшое перемещение центра закрепления вместе
с дислокацией в местах с малой концентрацией примесей по меха-
низму дрейфа аналогично скольжению дислокаций со ступень-
ками. Такая модель несовершенна, однако более точную выпол-
нить затруднительно, во всяком случае для рассматриваемой гете-
рогенной структуры. Таким образом, можно предположить, что
отрезки дислокационных петель при взаимодействии с движу-
щейся доменной границей могут выгибаться, в результате чего
происходит незначительное увеличение суммарной длины этих
отрезков. Характерно, что после намагничивания и выключения
магнитного поля измененные дислокационные конфигурации, по-
видимому, не могут полностью восстановиться до исходных под
действием сил линейного натяжения в связи с явлением магнит-
ного гистерезиса, а время частичной релаксации дислокационной
деформации, при прочих равных условиях, определяется соотно-
шением линейного натяжения, величиной барьера Пайерлса
и магнитоупругим взаимодействием выгнутых отрезков дислока-
ционной петли с доменными границами, занимающими после вы-
ключения поля новое положение. Все это, с учетом неполной ре-
лаксации дислокационной деформации при выключении поля,
может быть использовано для качественного объяснения данных
об увеличении микротвердости при омагничивании.

Определенную роль в процессах омагннчивания термически
обработанных быстрорежущих сталей может играть гетерогенность
структуры, обусловленная наличием карбидных включений. При-
сутствующие в магнитном материале немагнитные частицы или
частицы с иной по сравнению с матрицей намагниченностью могут
располагаться благоприятно или неблагоприятно по отношению
к междоменной стенке. В общем случае границы доменов имеют
тенденцию проходить через немагнитные или слабомагнитные
участки, поскольку энергия границы при нулевой намагничен-
ности уменьшается. Следовательно, энергия стенки может дости-
гать минимального значения, если внутри нее имеется большое
число немагнитных участков. В соответствии с идеей Л. Нееля
это обусловлено существенным снижением энергии свободных
магнитных полюсов внутри гетерогенного материала. Таким обра-

4* 99
зом, междоменные стенки будут притягиваться к немагнитным
частицам карбидов, а при сравнительно большом количестве таких
частиц в быстрорежущей стали вероятность возвращения границ
доменов в исходное положение после омагничивания до насы-
щения и выключения внешнего поля мала, что наряду с другими
причинами объясняет неполную релаксацию изменения твердости.

Важным является вопрос о природе обратимости эффекта
упрочнения после выключения источника внешнего магнитного
поля, о чем частично уже говорилось выше. Р. Бернер и Г. Крон-
мюллер полагают, что между объемной плотностью мест взаимо-
действия и плотностью дислокаций существует соотношение
Pi = р/3/, где I — так называемая средняя длина взаимодействия.
Для кристалла с дислокациями коэрцитивная сила Нс ~ 1/Лр".

По химическому составу быстрорежущие стали приближаются
к магнитотвердым материалам с умеренным значением коэрци-
тивной силы. Например, в сплавах ЕВ6 содержится до 6 % W,
ЕХ5К5 до 6 % Сг и 6 % Со, ЕХ9К15М2 до 9 % Сг, 15 % Со и
1,5 % Мо. Магнитные свойства этих сплавов формируются путем
специальной термической обработки. Считается, что их высоко-
коэрцитивное состояние обусловлено сильным магнитоупругим
взаимодействием. Хотя на всех материалах этой группы магнито-
упругие взаимодействия непосредственно не изучались, однако
в кобальтовых сталях при увеличении содержания кобальта одно-
временно возрастают магнитострикция и коэрцитивная сила [59].
Эти магнитотвердые материалы имеют коэрцитивную силу Нс —
= 4,84-12 кА/м. Для быстрорежущих сталей Нс после закалки
и отпуска колеблется от 2 до 5,6 кА/м. При этом более высокие
значения коэрцитивной силы имеют кобальтовые быстрорежущие
стали Р9К5 и Р10К5Ф5. Высококоэрцитивное состояние терми-
чески обработанных быстрорежущих сталей определяется особен-
ностями их структуры — наличием большого количества мелких
карбидных включений, высокой объемной плотностью мест взаимо-
действия доменных стенок с дефектами структуры, что обуслов-
лено дисперсностью кристаллов мартенсита, развитой субструк-
турой, т. е. большой плотностью дислокаций.

Благодаря значительной коэрцитивной силе в быстрорежущих
сталях после омагничивания доменная структура не возвра-
щается в исходное состояние. Соседние домены (их размеры, как
правило, ограничиваются размером субзерна в закаленной стали),
которые до омагничивания имели противоположное направление
вектора 7, после отключения внешнего магнитного поля объеди-
няются в более крупный домен. Размеры таких доменов тем
больше, чем больше направление вектора 7 будет совпадать с на-
правлением вектора Н — напряженности внешнего поля во время
намагничивания. На рис. 70 показана упрощенная схема «невоз-
вращения» доменных границ в исходное положение после омагни-
чнвания. В связи с образованием более крупных доменов число
100
Рис. 70. Доменная структура до омаг-
ничпвания (----) и после выключе-
ния магнитного поля (-----)

актов взаимодействия доменных
границ и дислокационных пе-
тель существенно меньше после
выключения внешнего поля,
чем при его включении. Это

обстоятельство и объясняет остаточное упрочнение или так на-
зываемый эффект Герберта.

С течением времени доменная структура стремится к восста-
новлению исходных конфигураций по причине их энергетической
стабильности, соответствующей минимуму магнитной энергии.
Размеры доменов постепенно уменьшаются, а их число увеличи-
вается. Междоменные границы при этом стремятся занять старые
положения, обусловленные пространственной кристаллографи-
ческой ориентацией ферромагнитных фаз, которая не меняется
при омагничивании. Можно ожидать, что сплавы с меньшей коэр-
цитивной силой будут иметь и меньший прирост твердости в ре-
зультате омагничивания, однако надо помнить, что большей
коэрцитивной силе соответствует более высокая плотность струк-
турных дефектов, при которой все акты, связанные с подвижностью
дислокаций, затруднены. Как видно из рис. 69, в закаленной
стали Р6М5 первоначальный прирост твердости после омагничи-
вания такой же, как и у трехкратно отпущенной, а через сутки
после омагничивания у закаленной стали он составляет 0,5 HRC,
в то время как в трехкратно отпущенной происходит практически
полная релаксация. Коэрцитивная сила закаленных образцов
Нс = 5,2 кА/м, отпущенных Нс = 2,96 кА/м. Таким образом,
коэрцитивная сила может характеризовать только степень релак-
сации эффекта омагничивания.

Из всего сказанного выше следует, что в целом упрочнение
должно быть тем заметнее, чем более развитую поверхность имеют
междоменные границы. Однако существенного упрочнения не
происходит, так как при толщине стенки 3 -10-7 м, ширине и длине
доменов соответственно 10-5 и 10~4 м получается, что суммарная
поверхность доменных границ на единицу площади составляет
3 %. Вместе с тем в поверхностных слоях, на межфазовых, меж-
зеренных границах сетка междоменных стенок более развитая,
поэтому можно ожидать, что эффект от омагничивания в этих
местах окажется более значительным. Этому также способствует
преобладание на поверхности 90-градусных междоменных гра-
ниц, которые, создавая дальнодействующие напряжения, всту-
пают во взаимодействие с дислокациями во всем объеме поверх-
ностного слоя. В связи с этим эффект от омагничивания может
носить преимущественно поверхностный характер. Тем не менее
проведенный рентгеноструктурный анализ уширения при пото-
Рис. 71. Зависимость отношения микротвердостей
НР(стали Р6М5 от времени после омагничива-
ния:

1 — первый способ омагничивания; 2 — второй способ

чечном сканировании «физического» про-
филя линий мартенсита {211}а и {110[а
дает основание считать, что уширение
после омагничивания изменяется лишь
в пределах ошибки эксперимента. Ха-
рактерно, однако, что при этом имеется
тенденция только к увеличению ширины
«физического» профиля рентгеновских
дифракционных линий. Было также пред-
принято изучение распределения микро-
твердости мартенсита стали Р6М5 по глу-
бине образцов путем изменения нагрузки
на индентор, а также методом микроца-
рапания. Глубина проникновения инден-
тора зависит от нагрузки (например, при
нагрузке 2 Н — 20 мкм, а при 0,2 Н —
6 мкм), поэтому, изменяя ее, полагали
сделать оценку сопротивления пластиче-

ской деформации разных микрообъемов по глубине образца.
Известно [27 ], что при измерении микротвердости наблюдается

отклонение от закона механического подобия. Это выражается

в увеличении значений микротвердости с уменьшением нагруз-
ки на индентор и объясняется вкладом поверхностных слоев в
общее сопротивление пластической деформации при внедрении
наконечника в металл, обусловленным силами поверхностного
натяжения и контактного трения, а также особым упрочненным

состоянием поверхностных слоев по сравнению с внутрен-
ними микрообъемами. В связи с этим в эксперименте при разных
нагрузках оценивали отношение микротвердостей омагниченных
и неомагниченных образцов Нмр /Нр , значение которого не
зависит от нарушения закона подобия и обусловлено изменениями
микротвердости при омагничивании. На рис. 71 приведены зави-
симости Нр jHp от времени после омагничивания, из которых
следует ранее сделанное предположение об усилении эффекта
от омагничивания в поверхностных слоях (при малых нагрузках
на индентор).

При этом обнаружено, что после омагничивания по первому
способу наблюдается больший прирост микротвердости, чем при
обработке по второму способу (по схеме «намагничивание — раз-
магничивание»). Это связано с тем, что принудительное разма-
гничивание образцов (даже постукиванием) в какой-то степени
стимулирует восстановление исходной доменной структуры. Од-
нако при обработке по второму способу эффекты от омагничивания
оказываются более стабильными во времени и релаксируют
с меньшей скоростью, что отмечалось в опытах при всех значе-
ниях нагрузки на индентор. Это объясняется тем, что наложение
магнитного поля в нескольких направлениях увеличивает число
актов взаимодействия междоменных границ и дислокаций, а также
повышает вероятность действия других механизмов упрочнения
при омагничивании. Увеличение числа элементарных актов воз-
действия намагниченности на структурные дефекты делает более
затруднительным релаксационные процессы и повышает таким
образом стабильность эффектов омагничивания. Второй способ
магнитной обработки, предполагающий поворот образцов в магнит-
ном поле, в какой-то степени можно сравнить с обработкой в пере-
менном поле, так как в обоих случаях имеет место изменение
направления вектора намагниченности.

Отмеченное уже повышение значений Нр[Нр при уменьше-
нии нагрузки на индентор объясняется тем, что поверхностный
слой отличается высокой плотностью междоменных 90-градусных
границ и, следовательно, большим числом актов взаимодействия
доменных стенок и дислокаций в процессе омагничивания, а при
нагрузке 0,2 Н измеряется твердость именно этого слоя. Однако
такое объяснение будет неполным, если не учитывать изменений
на поверхности реального инструмента в результате финишных
операций шлифования или заточки. В ряде исследований отме-
чается, чю в поверхностных слоях инструмента при обработке
абразивными кругами могут происходить сильные локальные
разогревы, приводящие к появлению прижогов — участков с изме-
ненной структурой. Характер изменения структуры определяется
сочетанием высоких скоростей нагрева и охлаждения (103—
104 Q С/с) с сильным наклепом приповерхностных слоев. Последнее
определяет более высокую устойчивость образующегося при разо-
греве аустенита. Топография поверхностного слоя после шлифова-
ния или заточки такова, что практически всегда имеет место
переход от поверхностных участков протяженностью от 5 до 50 мкм
со структурой «белого слоя» (очень дисперсный мартенсит, большая
плотность дефектов) к подслоям с большей объемной долей оста-
точного аустенита и пониженной в связи с этим твердостью. Про-
тяженность участков со структурой, измененной в связи с нали-
чием прижогов, в реальных условиях является очень вариабель-
ной величиной, так как определяется многими факторами, точный
учет которых практически невозможен. В связи с этими обстоя-
тельствами измерение микротвердости путем вдавливания не
всегда может быть корректным, так как при использовании боль-
ших нагрузок (1—2 Н) индентор может проникать через все слои
с существенно отличной структурой.

Для определения влияния омагничивания на свойства быстро-
режущих сталей Р6М5 и Р18 с учетом наличия поверхностных слоев
с измененной структурой использовали метод измерения микро-
твердости по глубине металла микроцарапанием. Образцы шли-
фовали без охлаждения, глубина шлифования составляла 0,15 мм,
скорость движения стола 8 м/мин, подача 0,3 мм на один проход.
Такой режим шлифования позволил получить образцы с изменен-
ным слоем глубиной до 200 мкм. Изменение микротвердости по
глубине исследуемых сталей до и после омагничивания показана
на рис. 72. Наименьшее значение микротвердости наблюдалось
у стали Р6М5 на глубине 75 мкм, а у стали Р18— 100 мкм. В этих
местах прирост твердости после омагничивания практически не
обнаруживается. Это является следствием образования здесь
большого количества парамагнитной фазы (остаточного аустенита)
в состоянии механического наклепа, что снижает вероятность
воздействия намагниченности на дислокационную струк-
туру.

Таким образом, в быстрорежущих термообработанных сталях
после омагничивания большое значение имеют изменения в поверх-
ностных слоях после финишных операций. Характер структур-
ных изменений в поверхностных слоях и топография этих слоев
после заточки и шлифования инструмента в реальных условиях
во многом определяется таким субъективным фактором, как ква-
лификация рабочего. Поскольку даже одну партию инструмента
могут шлифовать или затачивать несколько человек, то эффект
омагничивания для одной партии может быть неоднозначным.
Для изучения этого вопроса партии образцов пяти марок сталей
по 15—20 штук шлифовались разными рабочими. Микротвердость
образцов измеряли до и после омагничивания (через 0,5—1 ч),
выполненного по первому способу. Гистограммы распределения
микротвердости омагниченных шлифованных образцов показаны
на рис. 73. Не на всех образцах наблюдалось увеличение твер-
дости. Только в стали Р9К5 этот эффект обнаружен на всех образ-
цах. Труднее всего подвергались омагничиванию стали Р9Ф5
и Р18, легче Р6М5 и Р9К5. Наибольший разброс значений имели
образцы из сталей Р6М5 и Р9М5К5.
Таким образом, эффект омагничивания зависит как от химиче-
ского состава быстрорежущих сталей, так и от режима финитных
операций, в результате которых создается определенное состояние
поверхностного слоя.

Имеются данные [671 о различной интенсивности износа
инструмента при стойкостных испытаниях с северной или южной
полярностью режущих кромок. Проведенные измерения микро-
твердости на стали Р6М5 после омагничивания по третьему способу
(табл. 16) показали, что ее распределение практически одинаково
по всей длине образцов. Данное обстоятельство подчеркивает тот
факт, что предложенная выше модель воздействия намагничен-
ности на дислокационную структуру носит одинаковый характер
во всем объеме образца, а наблюдаемые в работе [67] различия
в интенсивности износа на противоположных полюсах режущих
кромок инструмента являются либо следствием термогальвани-
ческих эффектов при резании, которые по оценке ряда исследова-
телей [22] несколько неодинаково проявляются на полюсах, либо
обычным для процесса резания разбросом данных о стойкости.

Выполненные авторами измерения предела прочности при из-
гибе и ударной вязкости образцов быстрорежущих сталей Р18,
Р6М5, Р9К5 и Р6М5К5 после омагничивания показали отсутствие
значимых различий со свойствами неомагниченных образцов.

Приведенные выше данные показывают, что обработка постоян-
ным магнитным полем способствует некоторому увеличению твер-
дости мартенсита термообработанных быстрорежущих сталей.
Однако упрочнение имеет обратимый со временем и локальный
характер (преобладающими являются места с 90-градусными
междоменными границами). Так как, с одной стороны, увеличение
количества дефектов в стали повышает вероятность актов воздей-
ствия намагниченности на дислокационную структуру, а с другой
стороны, уменьшает возможность изменения конфигураций дисло-
кационных петель по причине их сильного закрепления, то опре-
делить эффективность омагничивания быстрорежущих сталей
с высокой точностью заведомо невозможно. Неопределенность
усиливается по причине гетерогенности структуры и сильного
влияния состояния поверхности после финишных операций обра-
ботки сталей. Все это вместе взятое не позволяет управлять про-
цессом омагничивания с целью получения устойчивых изменений
свойств быстрорежущих сталей.

Тем не менее для окончательного разрешения вопроса о тех-
нологических возможностях процесса омагничивания инструмента
проводили испытания, на основе которых были определены зави-
симости стойкости от условий и характера работы инструмента,
в частности установлены границы существования эффекта повы-
шения стойкости и целесообразность применения омагниченного
инструмента на практике.

Важным является вопрос об изменении стойкости инструмента
после омагничивания вообще и, в частности, через определенные
промежутки времени с этого момента. Для нахождения зависи-
мости Т = f (т), где т время, прошедшее после омагничивания
инструмента, проводили стойкостные испытания сверл диаметром
6 мм из стали Р6М5 на основе полного факторного эксперимента
типа 23. Сверление отверстий на проход производили в отожжен-
ных заготовках из сталей 7X3, У8А, 12ХНЗА, 45, 20, СтЗ. Глу-
бина сверления составляла 20 мм с учетом врезания. Испытывали
сверла с известным базовым значением стойкости до омагничивания
и минимальным отклонением от ее среднего значения в партии
испытуемых сверл. После базовых испытаний проводили переза-
точку инструмента и намагничивание с поворотом сверла вокруг
своей оси в течение 2 мин. Напряженность магнитного поля соста-
вляла 1,6 МА/м. За критерий затупления принималось появление
характерного скрипа при сверлении. При планировании экспе-
римента за исходную была взята зависимость Т = cvxsyrz, где
с — постоянная, v и s — соответственно скорость резания и по-
дача. В табл. 17 показано кодирование и уровень переменных фак-
торов.

В опытах фиксировали число просверленных отверстий до
затупления инструмента, после чего вычисляли стойкость в ми-
нутах. Использование многофакторного эксперимента позволило
выяснить характер изменения стойкости при четырех вариантах
режимов обработки.

После обработки опытных данных найдены зависимости Т (т)
для всех сталей и построены графики (рис. 74) для значений v =
8,3 м/мин и s 0,1 мм/об; прямые, параллельные оси абсцисс,
106
Таблица 17. Данные к планированию
эксперимента

S, мм об

>11 х3

— 1,609

24 3,178 8,3 2,116

0,1 —2,303

Рис. 74. Зависимость стойкости сверл от вре-
мени с момента омагничивания при обработке
сталей:

1 — 20; 2 — 12ХНЗА; 3 — 45; 4 — СтЗ; 5 —
У8А; 6 — 7X3

соответствуют средним значениям базовых стойкостей Тб. На-
блюдаемая тенденция снижения стойкости инструмента с тече-
нием времени и достижения базовой через сутки после омагничи-
вания наблюдается при обработке всех материалов. Прослежи-
вается и другая закономерность: чем легче обрабатываемость
материала, тем выше стойкость инструмента сразу после омагни-
чивания. Так, для стали 20 она превышает базовую на 36 %, для
стали 45 на 28 %, для стали 12ХНЗА на 30 %. Между тем при
обработке сталей 7X3, У8А, СтЗ повышение стойкости находится
в пределах ошибки, поэтому омагничивание сверл, как метод
упрочнения, для сверления данных сталей не эффективен. С дру-
гой стороны, и для сталей, обрабатываемость которых находится
на уровне стали 45 и выше, делать вывод о пользе их резания
омагниченным инструментом преждевременно, так как испытания
проводились при экономически нецелесообразных режимах. Про-
верка полученных зависимостей Т (т) на адекватность показала
их неприменимость при скоростях резания выше 20 м/мин. В связи
с этим был проведен дополнительный эксперимент для определе-
ния эффективности омагничивания сверл с использованием при
испытаниях пяти уровней скоростей резания и одной подачи.
Испытывали сверла диаметром 4,2 мм из сталей Р6М5. Глухие
отверстия глубиной 12 мм сверлили в заготовках из стали 12ХНЗА.
Инструмент намагничивали так же, как и при первом экспери-
менте. Изучали влияние омагничивания сверл в условиях суще-
ствующей практики на стойкость инструмента. Испытания прово-
дили в двух вариантах. Первый вариант не предусматривал каких-
либо изменений в общепринятой технологии использования инстру-
мента на производстве, кроме варьирования режимов резания,
Таблица 18. Результаты испытания стойкости сверл
диаметром 4,2 мм

V, м/мин Производственные испытания
Неомагничени ые сверла Омагниченные сверла
Гер T0,g, МИН Kv Гер _М Г0>9, мин «V
9,4 38 2 21,0 0,36 51 4 21,7 0,45
18,8 20,9 13,8 0 41 23,8 9,5 0,47
26 4 12,4 5,7 0,42 14 2 5,1 0 5
37,6 5,6 2,5 0,43 4,9 1,8 0,49
Регламентированные испытания
V, м/мин Неомагничеиные сверла Омагниченные сверла
ГСр Т0,д, МИН К» м Гер _,м Т0,д, мин Ко

9,4 70,4 59,5 0,12 96,4 80,3 0,13
18,8 32,6 27,5 0,12 37,5 30,5 0,15
26,4 16,4 13,7 0,13 18,1 13,7 0 19
37,6 9,8 7,4 0,19 9,4 6,4 0,25

по второму варианту подготовка инструмента соответствовала
подготовке инструмента ранее проведенного эксперимента, по-
этому в данном случае испытания носили регламентированный
характер. При обработке результатов испытаний определяли
для каждой выборки среднюю стойкость Тср, стойкость при
вероятности безотказной работы 0,9 — Тм и коэффициент вариа-
ции Kv. Данные о стойкости приведены в табл. 18.

В регламентированных испытаниях коэффициент вариации Kv
имеет значения в среднем в 3 раза меньше, чем при испытаниях
в производственных условиях. Меньший разброс значений стой-
кости в первом случае обусловлен строгим отбором инструмента
с примерно одинаковым значением базовой стойкости. Как в пер-
вом, так и во втором варианте опытов обнаружена тенденция
к заметному увеличению вариации стойкости при работе омагни-
ченным инструментом, что говорит о ее нестабильности. Этот
факт подтверждается данными о безотказной работе при вероят-
ности 0,9. Если средняя стойкость омагниченного инструмента
при скоростях 9,4 и 18,8 м/мин заметно повышается, то Тм в про-
изводственных условиях практически не изменяется.

На основе опытных данных построены зависимости отношения
средней стойкости к стойкости при вероятности безотказной работы
0,9 омагниченного и обычного инструмента от скорости резания
(рис. 75). Ход кривых этих зависимостей указывает на то, что
эффект повышения стойкости при омагничивании с увеличением
скорости резания уменьшается. При оптимальной скорости реза-
108
Рис. 75. Зависимость отношения
стойкостей при работе омагничен-
иыми и обычными сверлами от ско-
рости резания:

I. 2 - Тср/^ср; з, 4 - То.э/го.э; '

3 — производственные; 2, 4 — регламен-
тированные испытания

Рис. 76. Зависимость износа и отно-
шения микротвердостей омагннчен-
ных и неомагниченных резцов от
времени работы:

1 — износ; 2 — микротвердость (-—

до омагничивания)

ния 18,8 м/мин повышение стойкости в среднем составляет 14 %,
а для безотказной работы инструмента с вероятностью 0,9 наблю-
дается ее понижение на 30 %.

Проведенные испытания стойкости с целью определения
влияния магнитной полярности режущей части сверл не дают осно-
вания считать, что износ режущей кромки, а значит, и стойкость
каким-либо образом зависят от этого фактора.

Непосредственная взаимосвязь между изменением микротвер-
дости инструментального материала и стойкостью до и после
омагничивания изучали при точении стали 20 проходными рез-
цами из стали Р18 с углами <р = <pL = 45° и а = 8°. Обрабаты-
вали прутки диаметром 20 мм, глубина резания составляла 1 мм,
подача 0,1 мм/об, скорость резания имела три уровня: —
= 39,58 м/мин, v2 = 62,83 м/мин и v3 = 78,53 м/мин. Микротвер-
дость измеряли в начале работы и через каждые 5 мин. В те же
промежутки времени измеряли износ резцов по задней поверх-
ности. Сравнительные данные об измерениях износа и микро-
твердости показаны на рис. 76 для разных скоростей резания.
Проведенные испытания показали, что с увеличением скорости
резания возрастает интенсивность износа и снижения микротвер-
дости за одни и те же промежутки времени.

При оптимальной скорости резания v2 = 62,83 м/мин микро-
твердость омагниченного резца уже через 5 мин работы падала
109
до исходного уровня. Это означает, что работа на оптимальных
режимах резания приводит к очень быстрой релаксации эффектов
от омагничивания, что, по-видимому, связано с повышением тем-
пературы в зоне резания, восстановлением исходной доменной
структуры и дислокационных конфигураций вследствие рассасы-
вания примесных атмосфер и увеличения подвижности дислока-
ций.

Таким образом, полученные результаты показывают, что ома-
гничивание инструмента не может рассматриваться как практи-
чески применимый метод упрочнения, поскольку, во-первых, рас-
сматриваемые эффекты очень малы, полностью обратимы, а во-
вторых, если и проявляются в первое время после омагничивания,
то не для всех сталей и при экономически нецелесообразных режи-
мах резания.j

2. ВЛИЯНИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ

НА ОХЛАЖДАЮЩУЮ СПОСОБНОСТЬ ЗАКАЛОЧНЫХ ЖИДКОСТЕЙ

Результаты исследования охлаждающей способности закалоч-
ных жидких сред в магнитном поле рассматриваются непосред-
ственно перед обсуждением данных о влиянии поля на условия
реализации мартенситного превращения в стали. Это обусловлено
тем, что при оценке степени воздействия магнитного поля на струк-
туру и свойства стали после закалки с охлаждением в воде, вод-
ных растворах или масле следует учитывать особые свойства
омагниченных жидкостей.

Впервые предположение о возможности воздействия магнит-
ного поля на охлаждающую способность водного раствора соли
было высказано в работе [4] в связи с предпринятой попыткой
воспроизвести результаты термической обработки в магнитном
поле по способу В. Бассета. Позже в работе [16] были поставлены
необходимые опыты и получены количественные данные о влиянии
магнитного поля на охлаждающую способность водопроводной
воды, водных растворов NaCl и минерального масла.

Достоинства и недостатки традиционных закалочных жидких
сред общеизвестны. Выбор тех или иных охладителей определяется
рядом условий, в том числе и необходимостью предотвращения
трещинообразования при закалке. Это обстоятельство заставляет
искать закалочные среды, исключающие появление больших
структурных напряжений в температурном интервале мартенсит-
ного превращения и уменьшающие вероятность возникновения
трещин. Итогом таких поисков является, например, применение
водных растворов аква-пласт (ГДР), аква-квенч (ФРГ), юкон А
(Англия) и близкого по свойствам отечественного препарата —
водного раствора полиакриламида, обладающих более высокой,
чем у воды, вязкостью и образующих на поверхности детали тон-
кую пленку пластмассы, затрудняющую теплообмен. Концентрат
аква-пласт содержит также и антикоррозийный ингибитор. Ранее
применяли и более простые способы снижения скорости охлажде-
ния в мартенситном интервале, например путем растворения в воде
около 5 % КМпО4.

Степень распада a-твердого раствора при закалочном охла-
ждении в магнитном поле увеличивается, что может быть вызвано
не только прямым воздействием поля на фазовый переход, но и
косвенным влиянием его на свойства охлаждающей жидкости [4].
В связи с этим исследовали охлаждающую способность воды, вод-
ного раствора NaCl и минерального масла с использованием тра-
диционной методики осциллографирования кривых охлаждения
центра серебряного шарика диаметром 20 мм и построения зави-
симостей Оохл (/) путем графического дифференцирования первич-
ных осциллограмм. Ввиду высокой теплопроводности серебра
считается, что условия охлаждения в центре шарика аналогичны
охлаждению поверхности стального изделия.

На рис. П показано влияние магнитного поля на охлаждающую
способность водопроводной воды нормальной температуры. Видно,
что на стадии пленочного кипения вплоть до температуры 400 °C
охлаждение происходит сравнительно медленно, так как теплоот-
вод через паровую оболочку затруднен. Разрушению оболочки
ниже 400 °C соответствует резкий подъем кривой Оохл (/) и смена
стадии охлаждения на пузырьковое кипение. После достижения
максимума (~780 ° С/с) скорость охлаждения снижается в резуль-
тате уменьшения температурного напора. Переход к конвектив-
ному теплообмену между охлаждаемой поверхностью и средой
при температуре ниже 150 °C приводит к еще более существенному
замедлению скорости охлаждения. Наложение магнитного поля
несколько уменьшает скорость охлаждения на всех стадиях
процесса, но особенно интенсивно на стадии пузырькового кипе-
ния. При этом снижается температура перехода к пузырьковому
кипению до 350 °C. Максимум скорости охлаждения 600 ° С/с)
отвечает той же температуре 250 °C, что и в опытах без наложения
поля.

Растворимые в воде примеси (соли, кислоты, щелочи) умень-
шают устойчивость паровой оболочки, повышают температуру
перехода от стадии пленочного к стадии пузырькового кипения
и в итоге усиливают охлаждающую способность среды. Эти осо-
бенности иллюстрирует рис. 78, где приведены результаты иссле-
дования охлаждающей способности 10 %-ного раствора NaCl
в воде. Влияние магнитного поля в этом случае еще более суще-
ственно; максимальная скорость охлаждения, соответствующая
температуре 400 °C, снижается с 2150 до 1450 ° С/с.

Причины такого действия магнитного поля анализировали
с учетом особой структуры воды и влиянием на эту структуру
растворенных примесей. Образование своеобразной структуры
воды основано на способности молекул взаимодействовать друг
с Другом с помощью так называемых водородных связей, которые
слабее химических связей, легче разрушаются, но быстрее восста-
111
Рис. 77. Охлаждающая способность
водопроводной воды:

1 — неомагниченной; 2 — после омаг-
ничивания в поле напряженностью
0.8 МА/м

Рис. 78. Охлаждающая способность
10 % -кого водного раствора NaCl:

/ — неомагниченного; 2 — после омаг-
ничивания в поле напряженностью
0.8 МА/м

700 500 500 t,°C
навливаются. Наличие водородных связей приводит к тому, что
в отдельных микрообъемах воды непрерывно возникают и под
действием теплового движения аннигилируют ее структурные
элементы — долгоживущие ассоциации молекул со льдоподобным

строением, так называемые «мерцающие группы», в результате
чего пространственное упорядочение молекул воды имеет статисти-
ческий характер. Отличительной особенностью такой структуры
является возможность ее изменения под влиянием энергии, намного
меньшей сил водородных связей, и наличие структурной релак-
сации (сохранение в течение определенного времени структурных
изменений, вызванных внешним воздействием) 139].

Наличие в воде примесей (например, в обычной водопроводной
воде) очень сильно влияет на ее структуру, что связано, прежде
всего, с присутствием в воде ионов. Энергия взаимодействия

молекул воды с ионами во много раз превосходит энергию взаимо-
связи собственно молекул, — вокруг ионов образуется гидратная
оболочка, состоящая из многих молекул воды. Еще более устой-
чивые гидратные слои образуются на границе с твердыми телами.
По некоторым оценкам тонкие граничные слои воды (толщиной 5—
10 нм), находящиеся в сфере действия поверхностных сил, столь
сильно уплотнены, что обладают особыми механическими свой-

ствами, в частности заметным сопротивлением сдвигу.
Применение метода ЯМР (ядерного магнитного резонанса)
при исследовании влияния магнитного поля на структуру воды
показало [39], что обработка в магнитном поле примерно на 30—
36 % уменьшает гидратацию ионов (в частности, Са+) и прибли-
жает омагниченную воду по структуре к свежеталой (дождевой),
которая хуже смачивает поверхность твердых тел [38].

Известно, что смачиваемость определяется устойчивостью
гидратных оболочек вокруг ионов и гидратных слоев у твердых
поверхностей. Снижение устойчивости последних (степени гидра-
тации) под действием магнитного поля обусловлено «разрыхле-
нием» гидратных слоев, сопровождающимся упорядочиванием
структуры воды и увеличением числа долгоживущих «мерцаю-
щих групп» [39]. Более структурированная вода (как свежета-
лая) хуже смачивает практически все твердые поверхности, что
было надежно установлено, например, В. А. Глембоцким и
Ю. П. Ереминым путем измерения краевых углов смачивания
и анализа данных протонно-магнитного резонанса. После обра-
ботки в магнитном поле, по выражению В. И. Классена, «...
структурированная вода как бы сама себя оттягивает от твердой
поверхности». Эти причины, по-видимому, и объясняют уменьше-
ние охлаждающей способности обработанных в магнитном поле
закалочных сред на водной основе. Вместе с тем справедливо
отметить известную гипотетичность представлений о влиянии
магнитного поля на гидратацию и отсутствие необходимых фун-
даментальных исследований структуры воды и водных раство-
ров.

Влияние магнитного поля наиболее существенно на стадии
пузырькового кипения, что обусловлено уменьшением эффектив-
ной поверхности соприкосновения жидкости и металла из-за
ухудшения смачиваемости. При переходе к стадии конвективного
теплообмена эффект влияния поля значительно уменьшается, так
как скорость теплоотвода в этом случае контролируется физиче-
скими свойствами жидкости (теплоемкостью, вязкостью, тепло-
проводностью), которые практически не подвержены изменениям
при намагничивании.

Более интенсивная охлаждающая способность соляного рас-
твора (т. е. воды с большим количеством примесей) объясняется
хорошим смачиванием твердых поверхностей в результате обра-
зования устойчивых гидратных оболочек на границе с поверх-
ностью и вокруг ионов. Известно, что в этом случае стадия пле-
ночного кипения практически отсутствует, а температурный интер-
вал пузырькового кипения значительно шире. Влияние магнит-
ного поля здесь еще более значительно (см. рис. 78), так как сразу
освобождаются большие объемы структурированной воды, свя-
занной ионами и твердой поверхностью в гидратные оболочки,
в то время как при охлаждении обычной водой эффект возникает
в основном в результате разрушения гидратных слоев у поверх-
ности металла.
чения воды в поле (рис. 79).

Рис. 79. Влияние скорости течения во-
допроводной воды через спрейер на ох-
лаждающую способность при 250 °C:
1 — без поля; 2 — в магнитном поле напря-
женностью 0,96 МА/м

Изучение влияния магнит-
ного поля на охлаждающую
способность движущейся с раз-
ной скоростью воды (при струй-
ном и спрейерном охлаждении)
показало, что в этом случае на
стадии пузырькового кипения
снижение скорости охлаждения
может быть более значительным
в зависимости от скорости те-
Максимальное влияние на охлаж-

дающую способность магнитное поле оказывает при скорости
течения воды через спрейер 2,5—3,5 м/с; при дальнейшем увели-
чении скорости охлаждающая способность интенсивно повышается
и при больших скоростях (~ 12 м/с) отличается от скорости
охлаждения без поля всего на 50—70 ° С/с. Причины этого яв-
ления не вполне ясны. Можно лишь отметить, что от скорости

потока зависят время нахождения воды в магнитном поле, силы,
действующие на находящиеся в воде ионы (/), и градиент напря-
женности поля (GH). Последние два фактора связаны зависи-
мостью

f = 7HGH,

(51)

где х — магнитная восприимчивость единицы объема вещества;
Н — напряженность магнитного поля.

Перечисленные факторы оказывают конкурирующее влияние
на структуру воды. При повышении скорости потока увеличива-
ются Gu и f, что способствует разрушению гидратных оболочек
и снижению охлаждающей способности, но уменьшается время
пребывания воды в магнитном поле, что, в конечном счете, ниве-
лирует этот эффект. Используемые в практике термической обра-
ботки средние скорости движения воды через спрейер составляют
1,5—5,0 м/с, т. е. эти значения соответствуют наиболее эффек-
тивному влиянию магнитного поля на охлаждающую способ-
ность.

Изменение свойств водопроводной воды после магнитной обра-
ботки характеризуется достаточно большим временем релаксации.
Столь длительная структурная «память» (рис. 80) является уни-
кальным явлением, так как время омагничивания часто соста-
вляет лишь доли секунды, а эффект изменения свойств сохраняется
несколько часов. До сих пор не существует удовлетворительных
представлений о механизме этого явления, несомненно лишь то,
что его нельзя рассматривать на основе положений термодинами-
114
U о*л °С/с

Рис. 80. Устойчивость (во времени)
влияния омагничивания в поле напря-
женностью 0,8 МА/м на охлаждающую
способность (при t = 25 °C) водопро-
водной воды

V охл^С/с

Рис. 81. Охлаждающая способность ми-
нерального масла:

1 — неомагниченного; 2 — после омагни-
чивания в поле напряженностью 0,96 MA,zm

ки равновесных систем, так как вода является открытой систе-
мой, обменивающейся со средой не только энергией, но и веще-

ством.

Механизм действия магнитного поля на охлаждающую спо-
собность жидкостей остается неизменным и для минерального
масла (рис. 81), хотя в этом случае влияние поля заметно меньше.
Это объясняется тем, что химический состав минерального масла

значительно сложней состава воды; силы, определяющие сольва-

тацию ионов и твердых поверхностей, более прочные, чем при

гидратации, и более устойчивые против
действий. По-видимому, и с практиче-
ской точки зрения снижение скорости
охлаждения на стадии пузырькового
кипения в магнитном поле не столь цен-
но, как для воды, так как в интервале
мартенситного превращения скорость
охлаждения в масле мала и без магнит-
ного поля.

Изменения в состоянии водных рас-
творов, вызываемые магнитным воз-
действием, отражаются также на элек-
трохимических процессах, протекаю-
щих на поверхности раздела фаз. На
Рис. 82 показаны результаты лабора-
торных испытаний коррозионной стой-

Рис. 82. Температурная зависимость корро-
зионной стойкости стали 45:

о — без поля; б — в магнитном поле напряжен-
ностью 0,96 МА/м; 1 — вода; 2 — 5 %-ный вод-
ный раствор NaCl

влияния внешних воз-
кости образцов из стали 45 в воде и 5 %-ном водном растворе
NaCL Для постановки опытов использовали шлифованные и очи-
щенные в бензине пластинки размером 5x20x40 мм, установлен-
ные в стеклянном сосуде между полюсами электромагнита, кото-
рый включался на 15 мин через каждый час в процессе испытания.
Оценку степени коррозии проводили по изменению массы образ-
цов при температурах воды и водного раствора NaCl в интервале
20—60 °C. Видно, что омагниченная вода и раствор соли являются
менее агрессивными средами; скорость коррозии в среднем сни-
жается в 1,4—1,5 раза. Причину указанного положительного
эффекта назвать в настоящее время затруднительно, так как
природа изменения электрохимических характеристик ©магни-
ченной воды пока еще не установлена [39].

Таким образом, полученные данные показывают, что при зака-
лочном охлаждении в магнитном поле свойства воды и водных
растворов в значительной степени отвечают требованиям к «идеаль-
ной» закалочной жидкости. Наложение магнитного поля снижает
охлаждающую способность закалочной среды на всех стадиях,
но особенно интенсивно на стадии пузырькового кипения, которая
для конструкционных сталей приходится на интервал мартенсит-
ного превращения. Замедленное охлаждение в мартенситном
интервале создает благоприятные условия для частичной реали-
зации процессов распада мартенсита непосредственно после его
образования, т. е. во время закалочного охлаждения. Это обстоя-
тельство имеет известные последствия — стабилизируются раз-
меры закаленных деталей, снижается вероятность коробления
и трещинообразования.

Снижение коррозионной активности закалочных сред под
влиянием магнитного поля, несомненно, способствует более долго-
вечной и надежной эксплуатации закалочных емкостей, механиз-
мов и арматуры закалочного бака, а также снижает вероятность
образования на поверхности деталей после закалки продуктов
коррозии.

Установленные изменения свойств закалочных сред на водной
основе стабильны во времени в связи с их высокой релаксацион-
ной стойкостью, достигающей для водопроводной воды 3,5—4 ч.

ГЛАВА V

ВЛИЯНИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ

В ПРОЦЕССЕ МАРТЕНСИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ

Мартенситное превращение лежит в основе технологических
операций закалки и отпуска, которые являются основными спо-
собами получения высокопрочного состояния стали. Естественно,
116
что возможная реализация резервов упрочнения в результате
использования комбинированной обработки с воздействием энер-
гией внешнего магнитного поля представляет особый интерес.

1. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ ДАННЫЕ О ВЛИЯНИИ МАГНИТНОГО
ПОЛЯ НА КИНЕТИКУ И СТРОЕНИЕ ПРОДУКТОВ
МАРТЕНСИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ

Для исследования кинетики использовали метод электросо-
противления, обладающей высокой чувствительностью по отно-
шению к флуктуациям магнитного порядка. Аномалия электро-
сопротивления при температуре магнитного превращения позво-
ляет легко оценить момент начала процесса и темп его развития.
Характерные особенности кинетики мартенситного превращения
можно отметить при анализе температурной зависимости электро-
сопротивления, а также зависимости dR/dt (t). Для получения
таких зависимостей был проведен эксперимент 135] по охлажде-
нию образцов сталей в вакуумной камере установки ИМАШ 5С-65
с записью термограмм охлаждения и изменений электросопроти-
вления потенциометрическим методом. Затем осуществляли числен-
ное дифференцирование данных совместной осциллографической
записи кривых R (т), t (т) и аппроксимацию функции dR/dt (t)
полиномом 3-й степени по методу Эйткена на ЭВМ М-222 с ис-
пользованием стандартной программы Спр-0705.

На рис. 83 показаны результаты машинного счета, иллюстри-
рующие 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-электро-
нов, ответственных за спонтанную намагниченность [49]. У стали
ЗОХГСА наличие пика на кривой dR/dt (f) является следствием
появления ферромагнитного мартенсита при температуре ~ 320 °C.
Для мартенситостареющей стали первый пик отвечает температуре
магнитного превращения аустенита, а второй пик появляется
в связи с образованием кристаллов ферромагнитного мартенсита
при сдвиговом у -> а превращении. На кривой dR/dt (f) техни-
ческого железа пик соответствует температуре ~ 770 °C, при кото-
рой испытывает магнитное превращение феррит, образовавшийся
по нормальному механизму. Однако металлографический анализ
(рис. 84, а) показывает, что при скорости охлаждения, полученной
в эксперименте (~ 15°С/с), в техническом железе происходит и
сдвиговое (мартенситное) у а превращение, начиная с темпе-
ратуры ~ 730 °C (ему соответствует тепловой эффект на термо-
грамме). Образование «сдвигового» феррита не сопровождается
аномалией электросопротивления, так как его магнитные свой-
ства не отличаются от свойств полиэдрического феррита.
пв/at

dK/dt

Размытие пика на кривых в сторону высоких температур объ-
ясняется наличием ближнего порядка в расположении электрон-
ных спинов. Наложение магнитного поля при охлаждении спо-
собствует 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 увеличи-
вается время релаксации флуктуаций намагниченности, что экви-
118
Рис. 84. Поверхностный рельеф при сдвиговом превращении в техническом желе-
зе, х400:

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

валентно повышению их мгновенной концентрации и термодина-
мической устойчивости. Характерно, что при образовании группы
однонаправленных спинов в этой субмикрообласти создается ани-
зотропное поле упругих искажений вследствие разницы в энергии
намагничивания для различных кристаллографических напра-
влений. Если размеры таких субмикроскопических областей
соизмеримы с длиной электронных волн, то последние могут
рассеиваться, что приводит к соответствующим изменениям элек-
тросопротивления и фиксируется экспериментально (см. рис. 83)
в виде «ямы» на кривых dR/dt (t). Такие данные служат прямым
доказательством магнитной неоднородности матрицы и усиления
степени гетерогенности под действием магнитного поля.

Особенностью кинетики мартенситного а 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 \RlRs_ (поле накладывалось поперек направления изме-
рительного тока образца в вакуумной камере установки
ИМАШ 5С-65), однако на примере мартенситостареющей стали, ког-
да этот эффект проявляется в чистом виде (в температурном ин-
тервале 140—210 °C), видно, что разница производных, обуслов-
ленная &R/Rlt мала по сравнению с абсолютной величиной, свой-
ственной температурному интервалу мартенситного превращения.
Увеличение скорости мартенситного превращения в магнитном по-
ле происходит в результате мультипликативного зарождения кри-
сталлов a-фазы в микрообъемах со спиновым упорядочением,
которые отличает повышенный уровень свободной энергии. Данные
экспериментов (см. рис. 83, а—в) показывают, что для рассмот-
ренных сплавов (без вычета гальваномагнитного эффекта) скорость
мартенситного превращения на ранних стадиях реакции увели-
чивается до 1,5 раз, что находится в соответствии с оценками,
сделанными в гл. 1. Металлографическое исследование поверхност-
ного рельефа, вызванного сдвиговым превращением в железе
(см. рис. 84, б), убеждает в существовании мультипликативного
зарождения кристаллов a-фазы при воздействии внешнего магнит-
ного поля.

Мультипликативное зарождение способствует повышению
дисперсности продуктов мартенситного превращения [80]. Дис-
персность структуры мартенсита оценивали статистически на
шлифах и фольгах, а также путем изучения параметров поверх-
ностного рельефа, вызванного сдвиговым превращением.

Универсальный показатель дисперсности, применяемый
к структурам с любой формой микрочастиц — удельная поверх-
ность, — площадь граничной поверхности раздела фаз, отнесен-
ная к единице объема гетерогенной структуры. Измерение удель-
ной поверхности выполняли на микрофотографиях стали ХГ
после закалки от 1100 °C. Такой обработкой фиксировали двух-
фазное состояние (мартенсит и остаточный аустенит) с целью
установления различий в объемной доле фаз при закалке в магнит-
ном поле и без наложения поля. В этой связи определяли относи-
тельную удельную поверхность мартенсита, т. е. суммарную пло-
щадь поверхности микрочастиц данной фазы, отнесенную к ее
объему. С каждого шлифа анализировали по 15—20 снимков,
на которые накладывали квадратную сетку со 100 узловыми точ-
ками. 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 оказа-
лась одинаковой. Это свидетельствует о том, что при обработке
в магнитном поле «срабатывают» дополнительные центры в суб-
микрообъемах со спиновым упорядочением, однако растущие из
этих центров кристаллы практически не встречают препятствий
со стороны соседних растущих кристаллов при сравнительно
небольшой объемной доле мартенсита.

Измерение удельной поверхности a-фазы при отсутствии
остаточного аустенита выполнено на электронно-микроскопиче-
ских снимках при просвечивании фольги из сталей 45 и ЗОХГСА
по методике, предложенной в работе [65]. Удельную поверхность
определяли методом случайных секущих, нанесенных непосред-
ственно на снимок (рис. 85), или на контурный рисунок структуры
120
Рнс. 85. Строение мартенсита стали ЗОХГСА, х 17 000:

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

мартенситных реек, который выполняли с негатива три наблю-
дателя с последующим уточнением расхождений в визуальной
трактовке действительных границ реечных кристаллов. Резуль-
таты измерений приведены в табл. 19.

Как видно, при закалке в магнитном поле дисперсность структу-
ры мартенсита повышается, однако существенным является установ-
ление масштабов фрагментации, т. е. является последнее результа-
том измельчения только реечных кристаллов или их комплексов
(пакетов). В связи с этим исследовалось строение рельефа, вызван-
ного сдвиговым превращением.

Особенности строения мартенситного рельефа изучали в ва-
куумной камере установки ИМАШ 5С-65 на образцах общепри-
нятой конструкции из стали ЗОХГСА. На рис. 86 показан мартен-
ситный рельеф и соответствующая ему интерференционная кар-
тина, полученная на микроскопе МИИ-4 в монохроматическом
зеленом свете (X = 545 нм). В стали ЗОХГСА при обычной закалке

Таблица 19. Результаты измерений
удельной поверхности мартенсита

Сталь Температура закалки, °C Число просмотренных кадров Удельная поверхность S, мм2/мм3 Среднеква- дратическое отклонение о—
45 1000 18 4980 225
45 1000 * 16 5670 310
ЗОХГСА 950 15 5150 225
ЗОХГСА 950 * 15 5910 425

* В магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м.
Рис. 86. Мартенситный рельеф и соответствующая ему интерференционная карти-
на, х$00:

а — закалка без поля; б — закалка в магнитном поле напряженностью 1,6 МА м
и закалке в магнитном поле наблюдается в основном пакетный
(реечный) мартенсит, характерный для сталей такого типа. Высоту
микрорельефа h определяли по формуле h — (Z/2) (f/b), где b —
интервал между интерференционными полюсами, / — кривизна
полосы. Учитывая, что углы между вектором смещения в плос-
кости скольжения и плоскостью шлифа могут принимать для поли-
кристалла все возможные значения в пределах от 0 до л/2, сме-
щение а в направлении скольжения находили из соотношения
а = 2, 3 h [11, 88].

Полигоны распределения величины а, построенные по данным
250 измерений, показаны на рис. 87. Видно,что поверхностный
рельеф после закалки в магнитном поле характеризуется меньшей
высотой и дисперсией, чем после обычной закалки. Проверка
значимости различия модальных значений а (соответственно
0,45 мкм без поля и 0,25 мкм в поле) по критерию Стьюдента
показала, что при уровне значимости а = 0,01 гипотеза о значи-
мом различии принимается. Величина однородного сдвига а,
вызванного мартенситным превращением, в макромасштабе харак-
теризует объемную деформацию образца. Уменьшение деформации
в случае закалки в магнитном поле является следствием повышения
дисперсности объемов, претерпевших у а превращение.
122
Для количественной оценки геометрии мартенситных пакетов
измеряли их размеры и вычисляли размер диагонали. Прямое
измерение диагонали затруднительно из-за того, что большое
число пакетов имеет форму, отличную от прямоугольной. Предва-
рительно методом мнкродифракции было установлено, что сосед-
ние рейки пакетов разориентированы на малые углы (до 2 °),
а разориентация пакетов составляет 10—16°, т. е. границы между
пакетами являются высокоугловыми. В связи с этим размеры паке-
тов могут оказывать влияние на упрочнение стали.

На рис. 88, а приведено распределение по размерам диагонали
мартенситных пакетов. Видно, что закалка в магнитном поле
приводит к измельчению пакетов кристаллов мартенсита из-за
уменьшения доли крупных пакетов. Значимо отличные модальные
значения размера диагонали составили 17,5 мкм и 27,5 мкм при
охлаждении в магнитном поле и без поля соответственно.

Распределение ширины составляющих пакет реек мартенсита
показано на рис. 88, б. Измерение выполнено на электронно-
микроскопических снимках фолы при увеличении 17 000. Ана-
лиз полигонов распределения ширины реек показал, что гипотеза
о значимом различии модальных значений (0,35 и 0,45 мкм при
охлаждении в магнитном поле и без поля соответственно) может
быть принята только при уровне значимости а = 0,1. Здесь на-
блюдается хорошая корреляция с данными об удельной поверх-
ности (табл. 19), в связи с чем можно полагать, что при закалке
в магнитном поле и большем числе центров зарождения кристаллы
мартенсита, испытывая барьерное действие со стороны соседних

Рнс. 87. Полигоны распре-
деления величины однород-
ного сдвига, вызванного мар-
тенситным превращением в
стали ЗОХГСА:

/ — закалка без поля; 2 — за-
калка в магнитном поле

Рис. 88. Полигоны распределения размеров
диагонали пакетов (а) н ширины реек (б):

1 — закалка без поля; 2 — закалка в магнитном
поле
Рнс. 89. Структура пакетов (а, б— х400) и реек (в, г— х 17 000) массивного
мартенсита стали 0Н18К9М5Т:

а, в — закалка без поля; б, г — закалка в магнитном поле напряженностью 1.92 МА/м
растущих пластин, стеснены в торцовом росте более значительно
(уменьшается размер пакетов), чем в боковом (малое отличие
реек по ширине). Вместе с тем тенденция к уменьшению толщины
пластин при уменьшении размеров пакетов очевидна. В мартенси-
тостареющей стали 0Н18К9М5Т ниже температуры Кюри железо-
никелевого аустенита (~ 210 °C) до начала мартенситного превра-
щения при М„ = 140 °C матрица характеризуется суперпози-
цией магнитостабильного и суперпарамагнитного состояний. При
этом стабильные однодоменные области имеют линейные размеры
по крайней мере порядка 10 нм, что значительно облегчает работу
механизма мультипликативного зарождения a-фазы под действием
магнитного поля. Наблюдение структуры (рис. 89) и статистиче-
ский анализ показали, что степень фрагментации и увеличение
дисперсности деталей строения при закалке мартенситостареющей
124
стали выше, чем для углеродистых конструкционных сталей.
Так, средний размер диагонали пакетов составил 24,4+3,7 мкм
и 14,1+2,9 мкм соответственно при охлаждении на воздухе без
поля и в магнитном поле напряженностью 1,92 МА/м, а средняя
ширина мартенситных реек 0,22+0,02 мкм и 0,15+0,02 мкм.

Таким образом, экспериментальные данные показывают, что
после закалки в магнитном поле наблюдается уменьшение объем-
ной деформации превращения, увеличение дисперсности пакетов
мартенситных кристаллов и составляющих пакет реек.

Определенный вклад в увеличение дисперсности может вносить
также упругая энергия магнитострикционной деформации [4],
способствующая нарушению когерентности в процессе роста мар-
тенситного кристалла. С использованием величин а и h можно
сделать оценку деформации, вызванной у -> а превращением.
Деформация (удлинение), отнесенная к средней ширине пачки
реек (~ 10 мкм), составляет 0,0215 и 0,0390 при закалке в магнит-
ном поле и без поля соответственно. Таким образом, уменьшение
относительной деформации при закалке в магнитном поле соста-
вляет 0,0175 (~ 2-10-2), а линейная магнитострикция в магнит-
ном поле напряженностью 1,6 МА/м не более чем 2-10-5. Следова-
тельно, повышение дисперсности и фрагментация структуры
мартенсита в основном являются результатом мультипликатив-
ного зарождения.

Исследование структуры мартенсита стали У8 было предпри-
нято с целью определения соотношения между объемами, занятыми
кристаллами реечного и двойникованного морфологического типа.
Для этого применяли точечный метод измерения объемной доли
на площади 3-104 мкм2 электронно-микроскопических снимков
фольги. Имеются все основания полагать [114], что в стали с со-
держанием углерода ~ 0,8 % могут образоваться кристаллы
мартенсита как в виде пластин с габитусом [225lv, так и в виде
реек, лент (laths) с габитусом, близким к {111}V, при этом их
пространственная форма, габитус и субструктура взаимосвязаны.
На снимках фольги разница в морфологии может быть легко
установлена по характерной форме плоских сечений кристаллов,
а объемная доля определена точечным методом. Закалка стали У8
от 1000 °C в магнитном поле приводит к увеличению доли пакет-
ного (реечного) мартенсита с 34+3 % (после обычной закалки)
до 46+4 %, что указывает на смещение в сторону более высоких
концентраций углерода границы перехода от одного морфологи-
ческого типа мартенсита к другому. Это является следствием
мультипликативного зарождения в магнитном поле в районе
температуры Мн и увеличения роли дополнительной деформации
скольжением в процессе образования кристаллов мартенсита.

Под действием постоянного магнитного поля в результате
мультипликативного зарождения и увеличения темпа превра-
щения, а также небольшого повышения температуры Мн и сни-
жения охлаждающей способности закалочных жидкостей изме-
125
Рис. 90. Влияние магнитного поля на изменение параметров структуры угле-
родистого мартенсита при температурах закалки 800 (а), 900 (б) и 1000 °C (в):
1 — закалка без поля; 2 — закалка в магнитном поле напряженностью 1.6 МА/м

няются условия реализации мартенситной реакции, оказывающие
значительное влияние на строение и свойства ее продуктов.

На рис. 90 приведены результаты рентгеноструктурных иссле-
дований, которые осуществлены при поточечном сканировании
профилей рентгеновской дифракционной линии {211} мартенсита
углеродистых сталей после обычной закалки и закалки в магнит-
ном поле с различных температур аустенитизации. При этом исполь-
зована методика гармонического анализа профиля рентгеновских
дифракционных линий (РДЛ), в которой представление профиля
и разложение его на компоненты содержит в основе Фурье-анализ
137, 105, 106]. Рассмотрение данных на рис. 90 дает основание
полагать, что после обычной закалки происходит своеобразное
концентрационное расслоение a-твердого раствора по углероду,
в результате которого образуются микрообъемы с тетрагональной
(собственно а-мартенсит) и близкой к кубической, слаботетраго-
нальной решеткой (х-мартенсит). Образование х-мартенсита при
закалочном охлаждении является следствием развития процес-
126
сов распада пересыщенного твердого раствора сразу после его
образования (предлагается называть этот процесс распадом «in
statu nascendi»). Возможность этого процесса обусловлена высокой
диффузионной подвижностью атомов углерода и зависит от усло-
вий аустенитизации и охлаждения, а также состава стали, опреде-
ляющего температурный интервал мартенситного превращения.
При этом перераспределение углерода в кристаллической решетке
мартенсита может быть реализовано путем сегрегации к структур-
ным дефектам с образованием атмосфер, скоплений (кластеров),
частичного разупорядочения в результате перехода атомов в окта-
эдрические междоузлия с координатами, отличными от [ [О, О,
1/2] ] и [[1/2, 1/2, 0]], и с образованием промежуточных карби-
дов. Появление микрообъемов х-мартенсита происходит по меха-
низму двухфазного распада, степень которого оценивается объем-
ной долей твердого раствора с кубической решеткой (ввиду малого
отличия параметров с и а в дальнейшем будем полагать, как и
в работе [106], что х-мартенсит имеет кубическую решетку).

Количество х-мартенсита в структуре закаленной стали сни-
жается при увеличении температуры закалки и концентрации
углерода (см. рис. 90). Так, в сталях 45 и У12 после закалки от
1000° доля х-мартенсита составляет соответственно 68 и 20 %.
Содержание углерода в х-твердом растворе незначительно возра-
стает с повышением температуры закалки и исходной концентра-
ции углерода в стали и находится в пределах 0,10—0,25%.
Последнее согласуется с данными работы [14], в которой пока-
зано, что период решетки х-мартенсита определяется степенью
двухфазного распада.

Изменение параметров решетки, тетрагональности и объема
элементарной ячейки а-мартенсита й отражает известные концен-
трационные зависимости этих характеристик, а также влияние
температуры нагрева под закалку. Так, например, с увеличением
температуры аустенитизации стали У8 от 800 до 1000 °C степень
тетрагональности решетки а-мартенсита повышается от 1,031 до
1,036, что соответствует увеличению среднего содержания угле-
рода от 0,68 до 0,80 % и отражает различия в степени гомогени-
зации аустенита.

Влияние магнитного поля сводится в основном к увеличению
объемной доли х-мартенсита, т. е. усилению степени двухфаз-
ного распада в период закалочного охлаждения. Так, в результате
воздействия магнитного поля при закалке стали У12 от 1000 °C
количество х-мартенсита увеличивается от 20 до 32 %. Вместе
с тем при закалке в магнитном поле наблюдается уменьшение пара-
метров решетки и са. Первое косвенно подтверждает усиление
степени двухфазного распада [14], а второе свидетельствует о по-
явлении тенденции к протеканию однофазного распада мартенсита
(а не процесса разупорядочения) вследствие пропорциональности
изменений степени тетрагональности и объема элементарной
ячейки а-мартенсита, а также отсутствия изменений (в пределах
Рис. 91. Идентичность «физического» профиля
мартенситного синглета РДЛ {211} стали У12
после закалки от 1000 С.

I — без поля; 2 — в магнитном поле напряжен-
н остью 1,6 МАуМ

Таблица 20. Физическое уширение
РДЛ {П0}а после закалки стали 45

Температура нагрева под закалку, °C Рфиз РаД
н = о Н = 1,6 МА/м
800 0,019+0 001 0,017+0,001
900 0 020+0 001 0,018+0,001
1000 0 022±0,001 0,019±0,001

точности измерений) параметра аа при закалке в магнитном
поле.

Закалка в магнитном поле практически не изменяет уширение
(рис. 90) и тип «физического» профиля мартенситного синглета.
Последнее следует из рассмотрения рис. 91, который иллюстри-
рует зависимости 1g Ак/А0 (/г2) (где Ак, Ао — коэффициенты
Фурье-описания «физического» профиля синглета; k — номер
коэффициента), характеризующие форму «физического» профиля
мартенситного синглета после обычной и магнитной закалки.
Практически параллельный ход рассматриваемых зависимостей
для обоих синглетов свидетельствует об идентичности типа их
«физического» профиля. Из этого можно сделать вывод, что плот-
ность дефектов остается неизменной при закалке в магнитном
поле, хотя незначительное (но устойчивое для всех условий экспе-
римента) увеличение «физического» уширения синглетов (см.
рис. 90) может быть следствием повышения дисперсности и степени
фрагментации структуры. Вместе с тем достаточно заметное умень-
шение полной ширины «физического» профиля мультиплета РДЛ
{211 }а (см. рис. 90) и {110}а (табл. 20) убедительно свидетельствует
в пользу представления об усилении степени распада мартенсита
в результате действия магнитного поля.

Процесс распада мартенсита при закалке в магнитном поле
может доходить до стадии выделения промежуточного е-карбида,
что было установлено при анализе микродифракционных картин.
Идентификация данных электронно-оптических изображений
(рис. 92, а) сильно осложняется высокой дисперсностью и малым
количеством выделений, тем не менее на ряде микроэлектроно-
грамм от образцов, закаленных в поле (рис. 92, б), фиксируются
рефлексы, отвечающие межплоскостному расстоянию d = 0,208 нм,
которое соответствует плоскостям {1100} е-карбида с гексагональ-
ной решеткой. Анализ следов выходов пластинок карбидов на
плоскость фольги с использованием стандартной стереографиче-
128
Рис. 92. Фрагмент мартенситно-
го кристалла (сталь 45, х43 ООО)
с карбидными выделениями (а)
и микроэлектронограмма этого
участка (б), ось зоны [1101а

Рис. 93. Температурная зависи-
мость ширины первичного про-
филя РДЛ и параметра решетки
остаточного аустенита:

1 — закалка без поля; 2 — закалка
в магнитном поле

ской проекции показывает, что кристаллы е-карбида ориентиро-
ваны длинной стороной преимущественно вдоль направлений
(100)а- При наблюдении электронограмм стали 45, закаленной
без поля, обнаружить рефлексы е-карбида не удалось. Этот экспе-
риментальный факт можно объяснить, если учитывать увеличение
времени пребывания мартенсита при сравнительно высоких тем-
пературах при охлаждении в магнитном поле по причине мульти-
пликативного зарождения в районе температуры Мн и снижения
охлаждающей способности воды в мартенситном интервале под
действием поля. По-видимому, при обычной закалке успевают
пройти только процессы сегрегации углерода на дефектах струк-
туры и, возможно, образования кластеров.

Наряду с изменением состояния мартенсита после закалки
в магнитном поле наблюдали также изменения в состоянии оста-
точного аустенита и количественном соотношении -у- и а-фаз.
Закалка в магнитном поле приводит к заметному снижению коли-
чества остаточного аустенита (см. табл. 4, гл. 1).

Результаты гармонического анализа профиля РДЛ (311) оста-
точного аустенита стали У12 после обычной и магнитной закалки
(Я = 1,6 МА/м) приведены на рис. 93. Увеличение параметра
решетки и уширения с температурой обусловлено повышением
концентрации углерода в твердом растворе. Воздействие магнит-

5 Бернштейн М. Л. и др 129
Таблица 21. Данные расчета ным полем В процессе закалки остаточных напряжений и вероятности приводит К уменьшению пара- деформационных дефекюв упаковки метра решетки, вследствие боль-
Темпера- тура, °C Остаточные напряже- ния1, ГПа шей степени фазового наклепа Всроят- т «ость при увеличении количества мар- упа^овкОиВ* тенсита. Это однозначно под- тверждается и увеличением в
800 900 1000 2,48 2,62 2,27 2,46 1,92 2,30 результате магнитной закалки 0,064— ширины первичного профиля 0,066 РДЛ остаточного аустенита, 9.052 интегрально отражающей плот- 0,057 ность и распределение днсло- 0,042 каций. 0,049 Для количественной оценки изменений в структуре остаточ-
1 Числитель—без магнитного по- ного аустенита определяли Ве- ля; знаменатель— в поле напряжен- личину ориентированных мик- ностью 1,6 МА/м. ронапряжений и вероятность деформационных дефектов упа- ковки по методике [11]. При

этом период решетки недеформированного аустенита находили по
данным о параметрах &v(ioo)> Q-v<2oo)> Цу(зп) и <220) путем двой-
ной экстраполяции на 6 = 90° и У(а+х) = 0.

Данные расчета (табл. 21) прежде всего свидетельствуют о воз-
растании вероятности деформационных дефектов упаковки при
увеличении количества мартенсита под действием магнитного поля
вследствие повышения степени пластической деформации аусте-
нита. Увеличение положительных напряжений в остаточном аусте-
ните после закалки в магнитном поле может быть связано с более

сильным давлением жесткого мартенситного «каркаса».

Эти данные представляют несомненный интерес с точки зрения
возможного влияния на процессы перераспределения атомов угле-
рода в решетке у-фазы. Уменьшение параметра решетки остаточ-
ного аустерита и увеличение уширения при большей степени
развития а превращения в магнитном поле позволяет сделать
приближенную оценку концентрации примесных атомов, взаимо-
действующих с дислокациями при элементарном рассмотрении
как с = ра2 [62], где р — плотность дислокаций, а — межатом-
ное расстояние. Использование данных на рис. 93 дает увеличе-
ние с в 1,2—1,4 раза. Вместе с тем чрезвычайно заманчивым пред-
ставляется развитие версии [45] о возможности зарождения е-
карбида в остаточном аустените в связи с наличием общих кри-
сталлографических плоскостей с идеальным сопряжением, а
также дефектов упаковки с г. п. у., структурой. Увеличение
вероятности деформационных цефектов упаковки в остаточном
аустените при магнитной закалке если и не способствует образо-
ванию в-карбида в процессе охлаждения и вылеживания при нор-
мальных температурах (диффузионная подвижность углерода
130
в аустените существенно меньше, чем в мартенсите), то возможно
в какой-то степени подготовляет этот процесс и делает его более
легко осуществимым при последующем отпуске.

Таким образом, при прочих равных условиях реализации про-
цесса закалки воздействие магнитным полем мо/ ет влиять и на
состояние остаточного аустенита в высок оу глер од истых сталях
в результате некоторого усиления пластической деформации
у-фазы и более сильного давления жесткого мартенситного «кар-
каса» из-за интенсивного развития и увеличения полноты мартен-
ситного превращения.

2. ИЗМЕНЕНИЕ СВОЙСТВ И ФАЗОВОГО СОСТАВА СТАЛЕЙ
ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ В ПОСТОЯННОМ МАГНИТНОМ ПОЛЕ

Изменение кинетики мартенситного превращения под действием
внешнего магнитного поля и вызванные этим структурные изме-
нения оказывают влияние на механические и физические свой-
ства, а также приводят к изменению фазового состава закаленной
стали.

Определение механических свойств закаленной стали счи-
тается некорректным экспериментом, так как практически нуле-
вые значения пластичности и вязкости не позволяют зафиксиро-
вать высокие значения параметров прочности, которые являются
следствием действия всех рассматриваемых в дислокационной
теории эффективных механизмов упрочнения при закалке на
мартенсит. Тем не менее для опытной проверки ожидаемого повы-
шения характеристик пластичности при закалке в магнитном поле,
позволяющего реализовать высокую прочность мартенсита, были
проведены статические испытания на растяжение полированных

образцов сталей 45Х и ЗОХГСА.
Данные табл. 22, полученные
при испытании 25 образцов на
каждом режиме с учетом дове-
рительной вероятности 0,95,
свидетельствуют о повышении
механических свойств после
закалки в магнитном поле. Уже
при анализе первичных диа-
грамм растяжения обнаружи-
вается принципиальная разни-
ца зависимостей «нагрузка —
удлинение». На диаграмме рас-
тяжения образцов, закаленных
в магнитном поле, появляется
участок, соответствующий рав-
номерной деформации, что по-
зволяет определить для это-
го случая условный предел

Таблица 22 Механические
свойства сталей

Сталь Температура нагрева, °C Механические свойства 1
ПВ °0,2
МПа
45Х 850 856 ±56 —
1363+68 1300+68
ЗОХГСА 860 925+50 1417+77 1348±79

1 Числитель— без магнитного по-
ля, знаменатель— в поле напряжен-
ностью 1,87 МА м.
Рис. 94. Фрактограммы стали 45Х, х5000:
а — закалка без поля; б — закалка в магнитном поле

текучести. Это невозможно для образцов, закаленных без поля,
так как они разрушаются без заметной пластической деформации.
Наблюдение строения поверхностей излома (рис. 94) показывает,
что в обоих случаях происходит разрушение квазисколом, одна-
ко если при закалке без поля преобладает разрушение с образо-
ванием фасеток отрыва с ручейковым узором, то вид поверхности
излома образцов после закалки в магнитном поле свидетельствует
об увеличении степени участия пластической деформации в
процессе разрушения.

Таким образом, повышение пластичности, вызванное совокуп-
ностью структурных изменений при мультипликативном зарожде-
нии кристаллов a-твердого раствора, позволяет реализовать высо-
кую прочность мартенсита ТОМП; при этом экспериментально
наблюдается повышение временного сопротивления на 500 МПа
и появление заметного равномерного сужения.

Количественная оценка объемных изменений после обычной
и магнитной закалки углеродистых сталей и чугуна была выпол-
нена в работах [6, 73]. На рис. 95 представлены данные о влиянии
магнитного поля на объемный эффект мартенситного превращения
железоуглеродистых сплавов (уровень удельного объема после
обычной закалки принят за начало отсчета). Видно, что величина
и знак изменения удельного объема зависят от концентрации
углерода и температуры нагрева под закалку.

Концентрационная зависимость удельного объема имеет харак-
терные особенности, которые заключаются в отсутствии изме-
нений объемного эффекта у -* а превращения в техниче-
ском железе и стали с содержанием углерода ~1,0 % (при t =
= 800 °C).
Рис. 95. Изменение удельных объемов желе-
зоуглеродистых сплавов при закалке в маг-
нитном поле напряженностью 1,6 МА/м:

1 — от 800 °C; 2 — от 1 000 °C

Полученные данные для низко- и
среднеуглеродистых сталей объяс-
няются большей степенью распада
мартенсита при охлаждении в маг-
нитном поле и увеличением коли-
чества мартенситной фазы в высоко-
углеродистых сплавах железа.
Используя расчетные данные
С Ф. Юрьева, можно показать, что
уменьшение удельного объема стали
45 после закалки в магнитном поле
на 9 • 10-Б см8/г обусловлено пони-

жением концентрации углерода в мартенсите на 0,04—0,05 %,
а увеличение удельного объема стали У12 на 22-1СН см8/г—
приростом количества мартенсита на 4—5 % (при условии ра-
венства концентрации углерода в мартенсите обычной и магнит-
ной закалки). При сопоставлении данных рис. 95 и 90 можно
сделать заключение, что изменение объемного эффекта, вызванное
приростом под действием магнитного поля количества мартенсит-
ной фазы, превалирует над изменением объемного эффекта,
обусловленного ее распадом в процессе закалочного охлаж-
дения.

Результаты измерения удельных объемов и данные рентгено-
структурного анализа использовали для построения диаграмм
фазового состава, иллюстрирующих изменения, обусловленные
действием магнитного поля. С этой целью применяли методику
количественного структурно-фазового анализа (КСФА) [1], осно-
ванного на уравнениях баланса аддитивных характеристик и
свойств сплава и входящих в его состав фаз. К аддитивным харак-
теристикам относят массу и объем, уравнения баланса которых
(в массовых или объемных долях) имеют вид

1 = £ (Vt),

i=l

(52)

где trit и V, — соответственно массовая (объемная) доля Ай фазы
в сплаве (элемента в Ай фазе).

При использовании уравнения (52) можно, например, опреде-
лить массу, объем, массовое или объемное содержание Ай фазы
в сплаве (элемента в Ай фазе) по известным, полученным экспери-
ментально данным о массе, объеме, массовом или объемном содер-
жании п—1 фазы в сплаве (или какого-то элемента в л—1 фазе)
и объеме, массе всего сплава (или элемента).
б)

Исходными данными для КСФА с использованием аддитивных
свойств сплава являются физические свойства единицы массы и
объема, уравнения баланса которых имеют вид

хга(Н= ЕхГ/пДхГиД
1=1

(53)

где № и — соответственно физическое свойство единицы массы
и объема сплава; Х™ и — соответственно физическое свойство
единицы массы и объема t-й фазы.

Аддитивность свойств сплава необходимое, но еще недостаточ-
ное условие применения КСФА. Другое условие — структурная
нечувствительность физического свойства, т. е. его зависимость
лишь от химического и фазового состава сплава [1].

Процесс закалки может быть представлен в виде схемы
(рис. 96), отражающей изменение фазового состава и распределе-
ния углерода. С использованием этой схемы и зависимостей (52)
и (53) получены уравнения баланса и движения аддитивных
характеристик и свойств в процессе закалки, которые применяли
в последовательности, приведенной ниже.

1. Определяли массовые доли (по отношению к массе сплава)
аустенита ту и цементита 6 — Fe3C (нерастворившегося в аусте-
ните при нагреве) из уравнения

С = Суту + Свтв, (54)

где С, Су и Се — содержание углерода в сплаве, исходном ау-
стените и цементите соответственно по отношению к массе сплава,
аустенита и цементита (Се = 6,67 %).

2. Вычисляли удельный объем

'б'(а+и4-7') = (Vа/^а 4“ Уц/’&ц 4~ Vу’/'$?') \ (55)
где &а, 'в'г — удельные объемы соответственно а-, х-мартен-
сита и остаточного аустенита, найденные в зависимости от содер-
жания углерода по формулам С. Ф. Юрьева; Vd, V*, Vy —
объемная доля (по отношению к суммарному объему мартенсита
и остаточного аустенита) а-, х-мартенсита и остаточного аустенита.

3. Рассчитывали удельный объем

^(a+x+v'+O) = '®’(a+x+T')m(a4-x+v') I” $0^0, (56)

где Фе — удельный объем цементита 0 —Fe3C (0,13023 см3/г);
Ш(а+х+?') — массовая доля а-, х-мартенсита и остаточного ау-
стенита (равная ту) по отношению к /«(га+и-(-7'+о)-

4. Находили массовую долю (по отношению к массе сплава)
е-карбида, образовавшегося в процессе закалочного охлаждения,
из уравнения

0 = ^(a+x+v'+O) (-x-j-v'-f O) "Ь (57)

где — измеренный удельный объем закаленной стали; ,0,е —
удельный объем Е-карбида, равный 0,06223 см3/г, по данным [1];
^(a-j-x+v'+ej — массовая доля а-, х-мартенсита, остаточного
аустенита и цементита по отношению к массе сплава, равная
1 — тЕ.

5. Определяли массовую долю углерода, сегрегированного
на дефектах кристаллического строения мартенсита

Oj_ — С уту Суту ’ С(х^а Cxt/Zx (58)

где Су, Са, Ск, Се — содержание углерода в остаточном аустените,
а.-, х-мартенсите и е-карбиде соответственно по отношению к массе
этих фаз; ту, та, т-л — массовые доли (по отношению к массе
сплава) остаточного аустенита, а- и х-мартенсита.

6. Вычисляли массовые доли углерода в фазах закаленной
стали по формуле С'с = где С, — содержание углерода в t-й
фазе по отношению к ее массе.

Результаты КСФА сталей 45, У8 и У12 после закалки без поля
и в поле показаны на рнс. 97—99. Полученные данные наглядно
иллюстрируют изменения в фазовом составе и распределении уг-
лерода по состояниям, вызванные действием магнитного поля,
и свидетельствуют об усилении степени расслоения мартенсита
по углероду в результате распада твердого раствора («in statu
nascendi»). Усиление распада мартенсита при закалке в магнитном
поле приводит к увеличению количества углерода, связанного
с дефектами, для всех исследуемых сталей и образованию высоко-
дисперсных частиц карбидной фазы в сплавах с температурой
Мв > 200 °C. Известно, что перераспределение углерода в мар-
тенсите в процессе закалочного охлаждения обусловлено как
высокой диффузионной подвижностью атомов углерода, так и
плотностью и распределением дефектов кристаллического строе-
ния. В связи с этим в микрообъемах «раннего» мартенсита ТОМП,
время пребывания которого при относительно высоких темпера-
Рис. 97. Диаграммы фазового состава (а) и распределения углерода (6) стали 45;
/ — закалка без поля; 2 — закалка в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м

турах (в районе Л4Н) достаточно велико в связи с мультипликатив-
ным зарождением и уменьшением охлаждающей способности
закалочных жидкостей, высокая диффузионная подвижность уг-
лерода реализуется в виде выделений высокодисперсных частиц
промежуточного карбида, а в «позднем» мартенсите ТОМП, обра-
зовавшемся из пластически деформированного (значительным ко-

1 — закалка без поля; 2 — закалка в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м
136

Рис. 99. Диаграммы фазового состава (а) и распределения углерода (б) стали

У12А:

1 — закалка; 2 — закалка в магнитном

поле напряженностью 1,6 МА/м

атомов углерода, образующих сегрегации на дефектах кристалли-
ческого строения.

Таким образом, по результатам исследования влияния магнит-
ного поля на условия реализации мартенситного превращения
железоуглеродистого аустенита можно сделать следующие за-
ключения. Воздействие внешним полем в процессе закалочного
охлаждения, с одной стороны, снижает энергию образования
мартенситного зародыша в матричной фазе, а с другой стороны,
влияет на процессы роста кристаллов мартенсита. Наиболее силь-
ное влияние оказывают такие факторы, как снижение химической
свободной энергии мартенсита AF = А/77 и особенно своеобраз-
ное магнитное расслоение аустенита с возникновением микрообъе-
мов ближнего ферромагнитного спинового порядка в парамагнит-
ной матрице при температуре выше 7ИН (критический суперпара-
магнетизм), которое существенно усиливается внешним полем.
Локальный прирост свободной энергии в микрообъемах со спи-
новым порядком снижает в этих местах энергетический барьер
зарождения дислокационной петли превращения, а малые магни-
тострикционные деформации решетки в таких микрообъемах
благоприятствуют развитию мартенситной реакции. В результате
такого действия магнитного поля превращение осуществляется
по мультипликативному механизму, вследствие чего наблюдается
усиление темпа реакции особенно в районе температуры 7ИН.
Одновременный рост мартенситных кристаллов из большого числа
центров приводит к снижению количества остаточного аустенита
в высокоуглеродистых сталях и усилению степени фазового на-
клепа, повышению дисперсности как отдельных кристаллов, так
и структурной фрагментации их ансамблей (пакетов), а локализа-
ция роста при повышенных температурах способствует увеличению
доли пакетной составляющей в сплавах со смешанной морфологией
мартенсита.

Мультипликативное зарождение кристаллов мартенсита в рай-
оне Л1И, а также снижение под действием поля охлаждающей
способности закалочных жидкостей в интервале у -* а превраще-
ния увеличивает длительность пребывания значительного коли-
чества «раннего» мартенсита магнитной закалки в районе отно-
сительно высоких температур. Это способствует протеканию про-
цессов распада твердого раствора, вследствие чего наблюдается
усиление сегрегации углерода на структурных дефектах и выде-
ление высокодисперсных карбидных частиц, т. е. увеличение
степени распада мартенсита по двухфазному механизму, возник-
новение тонкого расслоения по углероду. В результате закалки
в магнитном поле фиксируется структурное состояние, свойствен-
ное стали после обычной закалки и отпуска при 120—
150 °C.

Известно [2], что достижение высокопрочного состояния стали
ограничивается повышением склонности к хрупкому разрушению,
что обусловливает снижение конструктивной прочности и недо-
статочную эксплуатационную надежность деталей машин и кон-
струкций из высокопрочных сталей. Образование зародыша хруп-
кой трещины вызвано появлением опасных «пиковых» напряжений
в результате скопления дислокаций у структурных барьеров.
Повышение дисперсности пакетов и отдельных кристаллов мар-
тенсита ТОМП приводит к затруднению начала скольжения в на-
иболее ослабленных местах структуры (крупных пакетах) и увели-
чению удельной поверхности границ и субграниц, оказывающих
тормозящее действие на движение дислокаций. Возрастание после
ТОМП удельной поверхности субграниц, состоящих из дислока-
ций, увеличивает количество углерода, связанного с дефектами,
и усиливает степень их закрепления. Образование высокодисперс-
ных выделений е-карбида также создает дополнительные струк-
турные барьеры при движении дислокаций.

Таким образом, после закалки в магнитном поле увеличивается
число препятствий, оказывающих барьерное действие при движе-
нии дислокаций. Характерно, что большинство этих препятствий
полупроницаемые (малоугловые границы между рейками, средне-
угловые пакетные границы, когерентные матрице дисперсные ча-
стицы карбидов), что облегчает релаксацию «пиковых» напряжений
путем эстафетной передачи деформации в соседние объемы. Мень-
шая степень затрудненности в развитии пластической деформации
является также следствием общего диспергирования структуры и
увеличения объемной доли низкоуглеродистого к-мартенсита после
закалки в магнитном поле.

Совокупность структурных изменений после закалки в магнит-
ном поле обеспечивает ббльший запас пластичности, что повышает
138
реализуемую прочность в закаленном состоянии и, по-виДимому,
делает возможным получение максимальной прочности при более
низких температурах отпуска.

3. ВЛИЯНИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ НА ПРОЦЕСС
МАРТЕНСИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ ГОРЯЧ ЕДЕФОРМИРОВАННОГО
АУСТЕНИТА

Исследования проводили на сталях 60Н20, 60Х5Г6, 120X6
и 80X5 [103]. Для создания различной исходной структуры ау-
стенита проводили закалку (контрольную обработку) и горячую
деформацию по разным режимам, варьируя температуру и степень
деформации. Структуру аустенита сталей 60Н20, 60Х5Г6 и
120X6 изучали при нормальной температуре (рис. 100), так как
температура начала мартенсивного превращения этих сталей ниже
0 аС. Характеристики зеренной структуры и субструктуры аусте-
нита приведены в табл. 23.

Рис. 100. Строение деформированного аустенита сталей:

а — 60H20, /а = 800'С, К = 20 %; б — 60Н20, <а = 950 °C, К = 35 %; в — 120X6.
( = 1030 °C, X = 40 %; г — 60Х5Г6, / = 1030 °C. X = 40 %
Таблица 23. Характеристики структуры аустенита

Сталь Обработка Размер зерна, мкм Расстояние между суб- границами в полигони- вованной структуре, мкм Плотность ди с л ока цн й, см-а
120X6 Закалка, /а == 1030 °C 57±5 —. (1,0±0,1) 10“
ВТМО, /а = 1„ = 1030 °C, А = 40 % 56±4 0,56±0,03 (4,8±0,4) 10’
60Н 20 Закалка, /а = 950 °C 35±2 — (2,0±0,2) 108
ВТМО, /а = t„ = 950 °C, X = 35 % 34±2 0,54±0,03 (4,6±0,3) 10’
ВТМО, /а = /д = 800 °C, А = 20 % 37+3 Ячеистая субструк- (1,1±0,3) 101°
60Х5Г6 Закалка, /а = 1030 °C 45±3 тура (9,5±0,9) 108
ВТМО, ta = /„ = 1030 °C, А = 40 % 47±3 0,53±0,03 (4,7±0,4) 10’
Закалка, ta = 1050 °C 37+3 —
80X5 ВТМО, /а Ю50 °C, /д = 950 °C, А = 40 % 36±3 — —

Размер аустенитного зерна сталей с Л1„ ниже О °C определяется
температурой нагрева при предварительной термической обработ-
ке; эта температура была выше, чем температура горячей деформа-
ции и температура закалки при контрольной обработке. После
горячей прокатки исследуемых сталей с немедленным охлажде-
нием рекристаллизация, судя по выявляемой металлографически
и электронно-микроскопически зеренной структуре, практически
отсутствовала. Об этом же свидетельствует неизменность размера
зерна после горячей деформации по сравнению с контрольной об-
работкой.

В результате горячей прокатки стали 60Н20 при 800 °C со
степенью деформации 20 % была получена субструктура горячего
наклепа с высокой плотностью дислокаций (р = 1,1-Ю10 см-2),
распределенных в основном неупорядоченно; иногда местами
формируется ячеистая структура (рис. 100, а). Горячая деформа-
ция на 35 % при 950 °C стали 60Н20 приводит к получению разви-
той полигон изованной субструктуры с большой долей вытянутых
субзерен (рис. 100, б). Области с довольно высокой плотностью
дислокаций, равной (4—5) 109 см-2 ограничены четкими субгра-
ницами, среднее расстояние между которыми ~0,5 мкм. Кроме
того, наблюдаются участки с несовершенной полигонизованной
структурой (остатки структуры горячего наклепа) и рекристалли-
зованной структурой (суммарно не более 10 % общей площади).

В сталях 120X6 и 60Х5Г6, деформированных на 40 % при
1030 °C, в плоскости фольги наблюдали как участки с вытянутыми
субзернами, так и с примерно равноосными, часто четырехгран-
ными субзернами (рис. 100, в, г). Их объемные доли примерно
140
Таблица 24. Размер кристаллов и количество мартенсита
в стали 60Н20

Обработка ^тах» мкм ‘max мкм* zmln» мкм ^mln’ мкм1 VM. %
Закалка, /а = 950 °C 4,1±0,4 25,0 0,80±0,07 0,92 66±1
3,3±0,2 12,3 0,65±0,05 0,49 67±1
ВТМО, tR = tR = 950 °C, А = 35 % 3,0±0,2 9,6 0,60±0,04 0.46 65±1
2,8±0,2 8,4 0,53±0,04 0,45 66±1
ВТМО, /а = /д = 800 °C, А = 20 % 2,7±0,2 10,9 0,51 ±0,04 0,38 64±1
2,3±0,1 7,8 0,43±0,02 0,22 67±1

Примечание. В числителе приведены результаты обработки без
магнитного поля, в знаменателе—в поле напряженностью 1,6 МА/м.

одинаковы. Плотность свободных дислокаций внутри субзерен
~5-10всм~2.

В стали 80X5 о существовании полигонизованной субструктуры
судили по наличию субграниц в остаточном аустените и мартен-
сите, который наследовал эти субграницы. Прямое наследование
субграниц на образцах этой стали после деформации в аналогич-
ных условиях (<д = 950 °C, А = 40 %) наблюдали в работе [92].
Для облегчения наблюдения картины наследования субструктуры
сталь 80X5 не подвергали обработке холодом, что обеспечивало
сохранение 15—20 % остаточного аустенита.

Таким образом, оценивали влияние магнитного поля в про-
цессе мартенситного превращения при охлаждении недеформиро-
ванного, горяченаклепанного и полигонизованного аустенита.

В сталях 60Н20 (7ИН = —65 °C); 120X6 (Л4Н = —10 °C) и
80X5 (7ИН ~ 150 °C) при охлаждении мартенсит образуется по
атермической реакции. Кристаллы мартенсита стали 60Н20
после всех видов обработки — пластинчатые (линзовидные), ча-
стично двойникованные, образуют фермообразные построения
(рис. 101). Отличие структуры мартенсита, образовавшегося
в магнитном поле от структуры мартенсита после закалки без поля,
проявляется в измельчении кристаллов (табл. 24). Уменьшаются
максимальный 1тах и минимальный /га1п размеры сечений кристал-
лов при практически неизменном коэффициенте их формы
Zmax//mln. Наиболее заметное измельчение кристаллов мартенсита
(на 20—30 %) наблюдается при охлаждении в магнитном поле не-
деформированного аустенита. Распределение мартенситных кри-
сталлов по размерам отличается в этом случае резким увеличением
Доли мелких кристаллов (до 2 мкм для /тах и 0,2 мкм для /1П1П) —
Рис. 101. Структура стали 60Н20:

а, б — закалка, tR = 950 °C; в, г — ВТМО, /д = 900 °C, X = 35 %: д, е — ВТМО, t =
= 800 °C, X 20 % (а, в, д — без поля; б, г, е — в магнитном поле напряженностью
1,6 МА/м)

примерно в 2 раза по сравнению с мартенситом, полученным за-
калкой без поля. Одновременно на 20 % уменьшается доля круп-
ных кристаллов (/тах> 10 мкм и/т1п>2 мкм). Измельчение крис-
таллов a-фазы под воздействием магнитного поля по величине
примерно соответствует измельчению мартенсита, полученного
из полигонизованного аустенита. Наименьший размер мартен-
ситных кристаллов получался при комбинированном воздействии
ВТМО и магнитного поля. Дисперсия распределения кристаллов
142
Таблица 25. Размер кристаллов и количество мартенсита
в стали 120X6

Обработка *тах’ мкм S/max» мкм2 с z J г S/min» мкм2 vM- %
Закалка, ta — 1030 °C 3,2+0,3 17,6 0,52+0,04 0.41 35+1
2,1+0,2 7,8 0,38+0,03 0,22 41 + 1
ВТМО, ta — /д = X = 40 % 1030 °C, 1,9+0,2 9,0 0,34+0.03 0,22 33+1
1,5+0,1 4,0 0,29+0,01 0,12 40±1

Примечание. В числителе приведены результаты обработки без
поля, в знаменателе— в поле напряженностью 1,6 МА/м.

по размерам после закалки в магнитном поле во всех случаях
меньше, т. е. структура мартенсита более однородна. Количество
мартенсита в стали 60Н20, отличающейся интенсивным атермиче-
ским развитием реакции, существенно не меняется и после всех
видов обработки составляет ~65 % (см. табл. 24).

В стали 120X6, отличающейся менее выраженным атермическим
развитием мартенситного превращения, количество мартенсита
увеличивается на -—-10 % в результате охлаждения в магнитном
поле, а дисперсность структуры повышается в большей степени,
чем в стали 60II20 (рис. 102, табл. 25). Так, в случае исходного
недеформированного аустенита средний размер кристаллов мартен-
сита при закалке в магнитном поле уменьшается на 30—40 %, а
полигонизованного аустенита— на 20—30 %. Коэффициент
формы мартенситных кристаллов, как и в стали 60Н20, оставался
неизменным. Аналогичные изменения размеров мартенситных
кристаллов после охлаждения деформированного и нецеформи-
рованного аустенита в магнитном поле происходят в стали 80X5
(рис. 103, табл. 26).

Для стали 80X5, в которой после всех видов проведенных об-
работок наблюдается структура мартенсита смешанной морфоло-
гии, было определено количественное соотношение объемов, за-
нятых линзовидными, частично двойникованными кристаллами и
пакетным мартенситом. Закалка стали 80X5 в магнитном поле
изменяет соотношение мартенситных кристаллов разных типов.
Так, количество двойникованных кристаллов (Уд. к) уменьшается
с 43 % после охлаждения без поля недеформированного аустенита
до 30 % после охлаждения в поле (см. табл. 26). В случае ВТМО
с наложением поля при закалке количество двойникованных кри-
сталлов снижается до 18 %.

При охлаждении недеформированного и деформированного ау-
стенита стали 80X5 в магнитном поле было также обнаружено
Рис. 102. Структура стали 120X6;

а, б — закалка, <а = 1030 °C; в, г — ВТМО. /д = 1030 °C, к = 40 % (а, в — без поля:
б, г — в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м)

увеличение степени двухфазного распада. Уже качественное рас-
смотрение профилей РДЛ свидетельствует об усилении процессов
распада. Анализ профиля РДЛ {211}а показал, что воздействие
магнитного поля при закалке недеформированного аустенита стали
80X5 увеличивает количество х-мартенсита or 20 до 30 %. При
охлаждении полигонизованного аустенита в магнитном поле коли-
чество х-мартенсита увеличивается до 40 %. Горячая деформация

Таблица 26. Размер кристаллов и количество
двойниковаииых кристаллов мартенсита стали 80X5

Обработка *тах» мкм С2 ^/тах» мкм1 с s S/min* мкм1 Hl- К’ %
Закалка, ta = 1050 °C 2,8+0,2 1,9+0,1 10,9 0,59+0,04 0,43±0,02 0,36 0,14 43±2 30+2
5,3
ВТМО, /а= 1050 °C, tR = 950 °C, X = 40 % 1,8±0,1 1.5+0,1 5,3 0,37+0,02 0,11 26±1 18±1
3,6 0,30+0,02 0,08

Примечание. В числителе приведены результаты обработки без
магнитного поля, в знаменателе— в поле напряженностью 1,6 МЛ/м.
Рис. 103. Структура стали 80X5:

а. б — закалка. <а = 1050 °C; в, г — ВТМО, <а = 1050 °C, f = 950 °C; А = 40 % (о,
в — без поля; б, г — в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м)

аустенита с образованием совершенной полигонизованной суб-
структуры и повышенной плотности дислокаций внутри субзерен
также усиливает явление двухфазного распада в процессе охла-
ждения. Количество низкоуглеродистого мартенсита после ВТМО
стали 80X5 на 10 % больше, чем после контрольной закалки.

Таким образом, и в случае охлаждения горячедеформирован-
ного аустенита экспериментально наблюдаются изменения в струк-
туре, обусловленные влиянием магнитного поля на процессы
образования зародышей и кинетику мартенситного превращения.
Эти изменения более значительны в случае ВТМО из-за аддитив-
ности влияния горячей деформации аустенита и энергетического
воздействия магнитного поля.

4. МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ ПРИ ДЕФОРМАЦИИ
МЕТАСТАБИЛЬНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ В МАГНИТНОМ ПОЛЕ

Влияние магнитного поля на развитие мартенситного превра-
щения в ходе деформации изучали на сталях 60Н20 (А4Н =
= —65 °C) и 60Х5Г6 (Мн = —80 °C). Деформацию образцов с раз-
ной исходной структурой аустенита осуществляли растяжением
со скоростью 1 мм/мин в интервале температур Л1Д — М„ при
наложении постоянного ^магнитного поля напряженностью
450 кА/м н без поля. Сталь 60Н20 испытывали при температурах
Рис. 104. Зависимость ме-
ханических свойств стали
60Н20 от температуры ис-
пытания при растяжении
без поля (/, 3) и в магнит-
ном поле напряженно-
стью 1,6 МЛ/м (2, 4):
1,2 — предварительно не-
деформированный аусте-
нит; 3, 4 — деформирован-
ный аустенит, t — 950 "С.

X = 35"%

от 4-20 до —65 °C, а сталь 60Х5Г6 — от 4-20 до —70 °C. Различ-
ное легирование сталей обеспечивало разную интенсивность
образования мартенсита при деформации, зависящую, в частно-
сти, от энергии дефекта упаковки (д. у.) в аустените. На основании
данных работы [68], в которой исследовали влияние легирующих
элементов в железе на энергию д. у., можно считать, что из иссле-
дуемых сталей меньшую энергию д. у. имеет сталь 60Х5Г6. По
этой причине в одинаковых условиях деформации более интен-
сивно должно развиваться мартенситное превращение в стали
60Х5Г6 [103].

Воздействие магнитным полем в процессе растяжения может
изменить интенсивность образования мартенсита при деформации
и, соответственно, механические свойства, зависящие от количе-
ства образующегося при деформации мартенсита. Влияние магнит-
ного поля в этой связи может оказаться разным в зависимости
от состава стали, исходной структуры аустенита и положения
температуры деформации относительно Ми.

Наложение магнитного поля в процессе растяжения образцов
стали 60Н20 при температурах, превышающих Мк от 40 до 100 °C,
приводит к увеличению прочности и количества мартенсита к мо-
менту разрушения образца по сравнению с деформацией без поля
(рис. 104, 105) Одновременно при испытании в магнитном поле
наблюдается увеличение относительного удлинения, что можно
объяснить усилением ПНП-эффекта (пластичности, наведенной
превращением). При возникновении мартенситных кристаллов
снимаются высокие локальные напряжения и тем самым предотвра-
щается образование и сосредоточение шейки, а также сопутствую-
щее ей зарождение микротрещин. Наиболее заметное увеличение
прочности (на 15'—20 %), удлинения и количества мартенсита
(в 1,2—1,3 раза) по сравнению с растяжением без поля наблюда-
ется в случае испытания в магнитном поле образцов с предвари-
146
тельно недеформированным аустенитом. При испытании этих же
образцов вблизи Л1Н (на ~10 °C выше) характеристики прочности,
пластичности и конечное количество мартенсита практически не
меняются по сравнению с характеристиками образцов в отсутствии
поля.

Предварительная горячая деформация аустенита стали 60Н20,
в результате которой образуется развитая полигонизованная
субструктура с повышенной плотностью дислокаций (см.
рис. 100, б, табл. 23), существенно влияет на развитие мартенсит-
ного превращения при деформации. Из рис. 104 и 105 видно, что
предварительная горячая деформация аустенита увеличивает
склонность стали к образованию мартенсита в ходе растяжения.
Так, в результате испытания при температурах на 10° выше Мв
(для недеформированного аустенита /д = —55 °C, для деформи-
рованного /д = —65 С) в образцах с недеформированным ау-
стенитом образуется ~40 % мартенсита, а с предварительно горя-
чедеформированным ~65 %. При этом временное сопротивление
увеличивалось от 930 ± 30 МЙа после контрольной закалки до
1100 ± 50 МПа после ВТМО. Подобное активизирующее влияние
предварительной горячей деформации на образование мартен-
сита при испытании в интервале температур Мд — Мн обсужда-
лось в работе [15]. Более интенсивное образование мартенсита
в процессе деформирования сталей с субструктурой горячей де-
формации может быть связано с большей плотностью дислокаций
и, следовательно, большим деформационным упрочнением стали
после предварительной горячей деформации, чем после контроль-
ной обработки [15]. С увеличением склонности к деформацион-
ному упрочнению может увеличиваться число мест, потенциально
готовых для зарождения кристаллов мартенсита деформации.

Влияние магнитного поля на развитие процесса образования
мартенсита при деформировании иллюстрирует рис. 106. Дефор-
мирование растяжением осуществляли при температурах на 10 °C
выше Мв (для недеформированного аустенита ta = —55 °C,
для деформированного tn — —65 °C) и на 40—50 °C выше Мя.
Наложение поля при деформировании в районе Л4Н активизирует
развитие мартенситного превращения в упругой области и на
начальных стадиях пластической деформации (рис. 106, а). Так,

Рис. 105. Зависимость конечного
количества мартенсита стали
60Н20 от температуры испыта-
ния при растяжении без поля
(/, 3) и в магнитном поле (2, 4):
Л 2 — предварительно недеформн-
Рованный аустенит; 3, 4 — деформи-
рованный аустенит, /д — 950 °C,

X = 35 %
Рис. 106 Влияние магнитного поля на образование мартенсита в процессе рас»
тяжения при температурах — 55, — 65 °C (а) и —25 °C (б) образцов стали 60Н20
со структурой недеформированного (/, 2) и деформированного (Х=35 %) при
температуре 950 ° (3, 4) аустенита!

/, 3 — без поля; 2, 4 » в магнитном поле

уже при растяжении до остаточной деформации 0,2 % в магнит-
ном поле образуется в ~2 раза больше мартенсита по сравнению
с растяжением без поля. Первые мартенситные кристаллы в стали
60Н20 при деформировании в районе Л4Я начинают появляться
в макроупругой области при очень низких напряжениях
(<0,8о012).

Наиболее активное накопление мартенсита при растяжении
в упругой области и на начальных стадиях пластической деформа-
ции происходит в случае растяжения в магнитном поле образцов,
имеющих структуру горячедеформированного аустенита. В ре-
зультате стимулирующего влияния развитой субструктуры и воз-
действия магнитного поля в процессе испытания при температуре
на 10 °C выше Мя происходит очень быстрое накопление до пре-
дельного для данной стали и температурных условий испытания
количества мартенсита. Эю может приводить к более низким значе-
ниям общего удлинения, конечного количества мартенсита и вре-
менного сопротивления (см. рис. 104, 105).

Наложение магнитного поля в процессе растяжения при более
высоких температурах (на 40—50 °C выше Л4Н) интенсифицирует
мартенситное превращение при больших степенях пластической
деформации (рис. 106, б). При этом в ходе деформирования в маг-
нитном поле происходит более равномерное накопление мартен
сита по сравнению с деформированием без поля, что может быть
благоприятным для увеличения пластичности и прочности. Более
интенсивное образование мартенсита при деформировании в поле
сказывается и на характере экспериментальных диаграмм дефор-
мации (рис. 107). Хотя изменение коэффициента деформационного
упрочнения в процессе превращения не определяли, но уже по
изменению формы диаграмм деформации можно заметить, что
более интенсивное образование мартенсита при деформировании
в магнитном поле способствует увеличению коэффициента дефор-
мационного упрочнения.
Влияние магнитного поля на развитие мартенситного превра-
щения в процессе деформирования стали 60Х5Г6 в основном такое
же, как и в стали 60Н20. Здесь также после растяжения в магнит-
ном поле при температурах, превышающих Л1Н на 45—100 °C,
наблюдается увеличение конечного количества мартенсита, плас-
тичности и прочности (рис. 108, 109). Наиболее значительное уве-
личение этих характеристик происходит в случае растяжения в маг-
нитном поле образцов со структурой горячедеформированного ау-
стенита.

При растяжении образцов стали 60Х5Г6 в магнитном поле при
/д = —70 °C (для предварительно недеформированного аустенита
на 10 °C выше Л4Я) также наблюдается более активное накопление
мартенсита на начальных стадиях пластической деформации
(рис. 110), что может привести к снижению пластичности (рис. 108).
Влияние предварительной горячей деформации аустенита проявля-
ется применительно к этой стали и в сильном подавлении
мартенситного превращения при охлаждении — мартенситная
точка смещается от —80 °C в область температур ниже — 196 QC.
В соответствии с этим изменяется и способность горячедефор-
мированного аустенита к превращению в ходе деформирования
при (ц = —70 °C: мартенситное превращение развивается при
этой температуре менее активно по сравнению с превращением
недеформированного аус енита. Наложение магнитного поля в
процессе растяжения образцов со структурой и недеформирован-
ного, и полигонизованного аустенита при температуре -— 35 °C
так же, как и в стали 60Н20,интенсифицирует мартенситное превра-
щение при больших степенях пластической деформации (рис. 110,6).

Однако в отличие от стали 60Н20 для стали 60Х5Г6 была об-
наружена особенность в температурной зависимости условного
предела текучести (сол). Предел текучести стали 60Н20 с пониже-
нием температуры испытания не меняется (см. рис. 104). У стали же

а) 6)

Рис. 107. Диаграммы растяжения без поля (/, 3) и в магнитном поле (2,4) образ-
цов стали 60Н20 со структурой недеформированного (/, 2) и деформированного
(Х = 35 %) при температуре 950 °C (3, 4) аустенита:

а — температура испытания — 55 и —65 °C; б — температура
испытания— 25 °C
Рис. 108. Зависимость механических
свойств стали 60Х5Г6 от температуры
испытания при растяжении без поля
(1,3) и в магнитном поле (2, 4):

1,2 — предварительно недеформироваиный
аустенит; 3,4 — деформированный аусте-
нит, t = 1030 °C, X = 40 %

Рис. 109. Зависимость конечного коли-
чества мартенсита стали 60Х5Г6 от
температуры испытания при растяже-
нии без поля (/, 3) и в магнитном поле
(2. 4)-.

1,2 — предварительно недеформироваиный
аустенит; 3, 4 — деформированный аусте-
нит. < = 1030 °C, X = 40 %

60Х5Г6 при достаточном удалении температуры деформирования
от Мп по мере приближения к Л4Н (для недеформированно о ау-
стенита на 10 СС выше Л!н) наблюдается ярко выраженное падение
о0,2 (рис. 108, 111). Такая особенность поведения метастабильных
аустенитных сталей обсуждалась в работах [34, 54] и связыва-
ется с тем, что при растяжении вблизи Л1Н упругие напряжения

Рис. ПО. Влияние магнитного поля на образование мартенсита в процессе растя-
жения при температурах — 70 (а) и — 35 °C (б) образцов стали 60Х5Г6 со струк-
турой недеформированного (1, 2) и деформированного (X = 40 %) при темпера-
туре 1030 °C (3, 4) аустенита:

1, 3 — без поля; 2, 4 — в магиитном поле
Рис. 111. Диаграммы растяжения без поля (/, 3) и в магнитном поле (2, 4) образ-
цов стали 60Х5Г6 со структурой недеформированного (/, 2) и деформированного
(X = 40 %) при 1030 °C (3, 4) аустенита:

п~'Исп = -70°с- б-'исп = -35°с
вызывают мгновенное образование большого количества кристал-
лов мартенсита, что приводит к заметной макродеформации, срыву
на диаграммах растяжения вследствие развития мартенситного
превращения. Температурный интервал, в котором наблюдается
резкое падение значений о0>2, для образцов со структурой полиго-
низованного аустенита значительно шире, чем у образцов с неде-
формированным аустенитом. После предварительной горячей
деформации, которая сильно понижает Мв в стали 60Х5Г6
(ниже — 196 °C), падение о012 наблюдается при испытании образ-
цов при температуре — 70 °C, т. е. намного выше Мн.

Воздействие магнитным полем в процессе испытания при той
же температуре приводит к более резкому снижению о02 как для
закаленных, так и для термомеханически обработанных образцов.
Так, при испытании в магнитном поле образцов после контроль-
ной закалки при температуре на 10° Свыше Мп ( 70°С) предел
текучести понижается на 25—30 % по сравнению с результатами
испытаний без поля. Наблюдаемые изменения предела текучести
свидетельствуют о том, что зарождение и рост кристаллов мартен-
сита в области упругой (вернее микропластической) деформации
ускоряются под влиянием созданной в результате горячей обра-
ботки субструктуры полигонизации и наложения постоянного
магнитного поля прн растяжении образцов стали с метастабиль-
ным аустенитом. Практическая неизменность о02 с понижением
температуры у стали 60Н20, по-видимому, обусловлена тем, что
при деформировании этой стали вблизи /Ип (на 10Q выше) в упру-
гой области при очень низких напряжениях (ниже, чем в стали
60Х5Г6) появляются первые мартенситные кристаллы (~10 %),
которые могут выполнять роль каркаса при растяжении образца.

Таким образом, внешнее магнитное поле в процессе деформи-
рования сталей с метастабильным аустенитом в интервале MR —
Мв интенсифицирует мартенситное превращение, реализация кото-
рого создает возможность большого упрочнения (в случае растя-
жения сталей в верхней области интервала Мп — Мв). Эффектив-
ность воздействия магнитного поля на развитие мартенситного пре-
вращения при деформировании стали и ее свойства определяется
Рис. 112. Структура стали 60Х5Г6 после растяжения при температуре — 70 °C
без поля (а, в, д) и в магнитном поле (б, г, е), х400:

а. б — д = 0.2 %; в, г — д = 0.4 %; д, е — 6 = 1,7 %

составом стали, исходным состоянием аустенита и положением
температуры деформирования в интервале Мл—Мя.

Изучение структуры стали 60Х5Г6 показало, что после растя-
жения образцов при /д = —70 °C в упругой области и на началь-
ных стадиях пластической деформации равномерно по всему объе-
му образца, главным образом у границ зерен, образуются крупные
пластинчатые кристаллы мартенсита (рис. 112). При растяжении
образцов в магнитном поле таких кристаллов образуется больше.
152
В ходе деформации между сг0,2 и ов крупные пластинчатые кри-
сталлы по периферии «обрастают» более мелкими. Электронно-
микроскопические исследования показали, что кристаллы, обра-
зующиеся в ходе деформации при температуре — 70 °C, двойни-
кованны, часть кристаллов имеют четко выраженный мидриб
(рис. ИЗ). По своей морфологии и субструктуре они близки
к мартенситу охлаждения и являются, очевидно, мартенситом «на-
пряжения».

В процессе растяжения образцов стали 60Х5Г6 при температу-
рах на 45—65 °C выше как в магнитном поле, так и без поля
в упругой области мартенсит не образуется, а при больших де-
формациях возникают дисперсные кристаллы. На протравленном
шлифе наблюдается большое число следов деформации и при уве-
личении Х400 отдельные кристаллы, как правило, неразличимы
(рис. 114, 115). Мартенсит в первую очередь образуется в тех зер-
нах аустенита, которые благоприятно ориентированы относитель-
но направления касательных напряжений. При этом выявляемая
травлением шлифа структура после растяжения имеет определен-
ную направленность. Электронно-микроскопические исследования
показали, что основными элементами структуры стали 60Х5Г6
после растяжения при температурах — 35 и —10 °C являются
полосчатые образования, внутри которых и на их пересечениях
образуются мелкие, сильно фрагментированные неправильной

Рис. 113. Морфологические особенности структуры мартенсита стали 60Х5Г6
после растяжения при температуре — 70 °C без поля (а, в) и в магнитном поле
(б. г):

а, б — 6 = 0.2 %; в, г — 0 = 0,4 %
Рис. 114. Структура стали 60Х5Г6 после растяжения при температуре —35° С
без поля (с, в, д) и в магнитном поле (б, г, е), х400:

а. б - X = 1,3 %; в, г — X = 2,5 %; д, е - X = 4 %

формы кристаллы и иглы в форме двойникованных линз, группиру-
ющиеся между полосчатыми образованиями в скопления
(рис. 116—120). С помощью микродифракции и темнопольных изо-
бражений были идентифицированы полосы и мелкие кристаллы
внутри них. Статистической оценкой объемной доли каждого эле-
мента структуры в отдельности (полосы, пересечения полос,
мелкие кристаллы внутри полос и линзы) точечным методом на
электронно-микроскопических снимках было установлено, что
при деформировании выше Л4Н на 45—65 °C (6 = 3-S-5 %) доля
объема, занятого пересечениями полос, мелкими кристаллами
внутри них и линзами в сумме совпадает с объемом а-мартенсита
154
Рис. 115. Структура стали 60Х5Г6 после растяжения до разрушения образцов
без поля (а, в, д) и в магнитном поле (б, г, е), х400:

°- 6 - <исп = -70 °С: в- г - 'исп = -35 °С; д- е ~ *исп = — Ю °C

в стали, определенным рентгеновским и магнитометрическим
методами (табл. 27). Из анализа темнопольных изображений и
картин микродифракции от мелких кристаллов внутри полос и
пересечения полос следует, что эти элементы структуры имеют
решетку ОЦК (рис. 117, 118). Микродифракционные картины по-
лос показывают, что они имеют ГЦК или ГПУ решетку (рис. 119,
120), т. е. могут быть деформационными двойниками или е-мартен-
ситом.

Анализ структуры стали 60Х5Г6 с помощью электронной мик-
роскопии показал, что тонкая структура этой стали типична для
155
Рис. 116. Структура стали 60Х5Г6 после растяжения при температуре —35 °C
до степени деформации 1,3%:

а, в, д — без поля; б, г, е — в магнитном поле а, б — полосчатые образования; в, г — мел-
кие кристаллы между полосами; д. е — лиизовидные двойникованные кристаллы

материалов с низкой энергией дефекта упаковки. Небольшая
холодная пластическая деформация закаленных образцов этой
стали приводит к образованию плоских скоплений дислокаций;
при этом часто встречаются протяженные дефекты упаковки, а
также появляются тонкие пластинки двойников и гексагонального
е-мартенсита. Гексагональная 8-фаза идентифицируется не только
при электронно-микроскопическом исследовании, но и рентгено-
графически. После растяжения стали в магнитном поле и без поля
при всех температурах (—10, —35 и —70 °C), при малых и боль-
ших степенях пластической деформации, в интервале углов диф-
ракции 20 = 584-59° четко обнаруживается отражение {10.1}
е-фазы. Во всех случаях ее объемная доля составляет 3—5 %
(см. табл. 27). Наложение магнитного поля не влияет на коли-
чество 8-мартенсита.
Рис. 117. Морфологические особен-
ности структуры (см. рис. 116, в, г)
мартенсита стали 60Х5Г6 после
растяжения без поля при темпера-
туре — 35 °C до степени деформации
1,3%:

а — светлопольное изображение; б —
темнопольное изображение в рефлексе
(211), ось зоны [135]; в — микродифрак-
цня от мелких кристаллов мартенсита

Рис. 118. Морфологические особенности структуры (см. рис. 116, д, е) мартенсита
стали 60Х5Г6 после растяжения без поля при температуре — 35 °C до степени
деформации 1,3%:

а, в — место мнкродифракции от пересечения полос и от лиизовидного кристалла соот-
ветственно; б — микродифракция от пересечения двух полос, ось зоны [oOl ]а; г — микро-
дифракция от лнизовидного кристалла, ось аоны [137 ]о
Рис. 119. Морфологические особенности структуры (см. рис. 116, а, б) стали
60Х5Г6 после растяжения без поля при температуре — 35 °C до степени деформа-
ции 1,3 %:

а — место мнкродифракции; б — микродифракция от полосы, ось зоны [3151^

Таким образом, в результате деформации растяжением аусте-
нита стали 60Х5Г6 при температурах — 35 и —10 °C могут быть
получены мелкие, сильно фрагментированные кристаллы, образу-
ющиеся на пересечениях деформационных двойников, дефектов
упаковки и е-мартенсита, а также внутри них, и линзовидные двой-
никованные кристаллы а-мартенсита, часто группирующиеся
скопления. Качественно морфология и внутреннее строение мар-
тенсита остаются неизменными при различной степени деформации
и наложении магнитного поля. С увеличением степени деформации
при одной и той же температуре (—35 °C) увеличивается плотность

Рис. 120. Структура стали 60Х5Г6
после растяжения в магнитном поле
при температуре — 10’С до степени
деформации 5'%:

а — светлопольное изображение; б —
темнопольное изображение в рефлексе
(01.1), ось зоны [12.2в — микродиф-

ракция
Таблица 27. Количество структурных составляющих (%)
в стали 60Х5Г6 после холодной деформации по различным режимам

X £ с К Точечный метод Рентгенов-
о =* и w я (электронная микроскопия) ски й метод *
S О©4- ь °
CL о к
GJ £ 8» о 5 ° Кристаллы
а £ S *5 Полос- чатые на пере- 3 S
OI о О Р. Напря магии' кА/м образо- сече- внутри линзо- V
Тем, Л ОД! °C <и •© 68 ваиия НИЯХ полос полос видные К 8
— 10 3,0 0 35+2 2,2+0,3 3,0+0,4 3,9+0,9 88 9 3 4±2
— 10 5,0 450 38+2 3,8+0,8 4,1±0,8 7,0+1 79 16 5 9+3
—35 1,3 0 — — — — 94 4 2 2+1
—35 1,3 450 — — — — 92 5 3 3+1
—35 4,0 0 25+2 2,1 ±0,3 5,3±0,6 10±2 77 25 2 16+2
—35 4,0 450 21+2 2,0±0.3 4.0+0,3 18+2 75 23 2 22+2
—70 0,3 0 — — — — 88 9 3 6±1
—70 0,3 450 — — — — 83 15 2 12+1
—70 3,5 0 — — — — 67 30 3 26±3
— 70 2,5 459 — — — — 72 24 4 24+3
Охлаждение 0 — — — — 90 10 — 9±1
в жидком
азоте

* Точность определения у, а, в— 2 %.

дислокаций и двойников, дефектов упаковки в аустените, их
пересечений, мелких кристаллов внутри них, а также количество
линзовидных кристаллов (рис. 116, 121).

Наложение магнитного поля в процессе образования мартен-
сита при деформировании увеличивает в_большей мере долю круп-
ных и мелких линзовидных кристаллов (рис. 121, 122, табл. 27).
Так, в результате растяжения в магнитном поле напряженностью
450 кА/м стали 60Х5Г6 при температуре —35 °C (б = 4 %) коли-
чество линзовидного мартенсита увеличивается в ~2 раза по
сравнению с растяжением без поля.

В стали 60Н20 более высокая температура образования мартен-
сита и большая энергия дефекта упаковки приводит к следующим
особенностям формирования структуры. При деформировании
вблизи Ми в упругой области при очень низких напряжениях
(ниже 0,8о0,2) появляются полосы, перпендикулярные направле-
нию действия растягивающей нагрузки и состоящие из пластин-
чатых, частично двойникованных кристаллов с мидрибами. Кри-
сталлы имеют форму линз с нечеткой, неровной огранкой и обра-
зуют молниеобразные построения (рис. 123). При растяжении
в магнитном поле вблизи Мн происходит образование более широ-
ких полос по сравнению с растяжением без поля. Под воздейст-
вием магнитного поля в стали 60Н20 при температуре деформации
Рис. 121. Структура стали 60Х5Г6 после растяжения при температуре — 35 °C
до степени деформации 4 %:

а — без поля; б — в магнитном поле

на 10 °C выше Мъ увеличивается количество линзовидного мар-
тенсита.

С увеличением степени деформации в этих же температурных
условиях происходит «обрастание» образовавшихся ранее пластин
мелкими пластинками и тупоугольными парами кристаллов мар-
тенсита (рис. 123, в, г), а при высоких степенях пластической де-
формации промежутки между полосами, состоящими из линзо-
видного мартенсита, заполняются скоплениями из тупоугольных
сростков и «пакетами» — пачками, образованными из ступенчатых
рядов одинаково ориентированных мелких кристаллов (рис. 123, д,
160
Рис. 122. Структура стали 60Х5Г6 после растяжения до разрушения при темпе-
ратуре — 10 °C:

а — без поля; б — в магнитном поле

е; 125, а, б). В структуре, выявляемой травлением шлифа, после
растяжения при температуре — 55 °C как в магнитном поле, так
и без поля полосы деформации в аустените (следы двойникования и
дефекты упаковки) не наблюдаются вплоть до разрушения (S=
= 114-16 %).

После деформации при температуре на 40 °C выше Мя (tn —
= —25 °C) в структуре стали 60Н20 также вплоть до разрушения
образца (6 = 204-35 %) полосчатые образования отсутствуют
(рис. 124, 125, в, г). При этом в процессе растяжения при тем-
пературе — 25 °C в упругой области крупные линзовидные кри-
сталлы не образуются. При более высоких степенях пластической
деформации (в интервале между а02 и ов) появляются мелкие
кристаллы; скопления тупоугольных пар и пакеты из одинаково

6 Бернштейн М. Л. и др. 161
Рис. 123. Структура стали 60Н20 после растяжения при температуре —55 °C
без поля (а, в, д) и в поле (б, г, е), Х400;

а, б — б = 0.2 % в, г — б = 0,7 %, д, е — 6 = 11 %

ориентированных мелких пластинок, равномерно возникающие по
всему объему образца. При деформировании в магнитном поле та-
ких кристаллов больше. После растяжения стали 60Н20 при нор-
мальной температуре (выше Мн на 95 °C) как в поле, так и без
поля в образцах, доведенных до разрушения, обнаруживаются
тупоугольные пары кристаллов мартенсита и полосы деформации,
на пересечениях которых образуется а-мартенсит (рис. 125, д, е).

Таким образом, анализ структуры сталей 60Х5Г6 и 60Н20 по-
казывает, что мартенситное превращение при растяжении начинает
162
Рис. 124. Структура стали 60Н20 после растяжения при температуре —25 °C
без поля (а, в, д) и в магнитном поле (б, г, е), Х400:

а, б — 6 = 10 %; в. г — 6 = 20 %; д, в — в = 30 %

развиваться одновременно во многих местах, равномерно распреде-
ленных по всему объему образца, причем при растяжении в маг-
нитном поле таких мест больше. Наложение магнитного поля в
процессе мартенситного превращения заметно увеличивает в
структуре долю линзовидных частично двойникованных кристал-
лов мартенсита, тупоугольных сростков и пакетов из одинаково
ориентированных мелких кристаллов и практически не изменяет
число мелких, сильно фрагментированных кристаллов, образую-
щихся на пересечениях деформационных двойников и дефектов
упаковки (для стали 60Х5Г6 и е-мартенсита), а также число кри-
сталлов, возникающих внутри полос деформации.

6* 163
Рис. 125. Структура стали 60Н20 после растяжения до разрушения образцов без
поля (а, в, д) и в магнитном поле (б, г, е), Х400-

°- 6 ~ 'йен = ~55 °С; »- * - 'исп = -26 °с= д- ‘ - 'исп = 20 °с

Влияние магнитного поля на структуру сталей с мета стабильным
аустенитом в процессе его деформирования в интервале темпера-
тур’АТд—А1В приводит к увеличению числа кристаллов мартенсита,
морфологически подобных кристаллам, образующимся в этих ста-
лях при охлаждении. Это мартенсит напряжения, а механизм вли-
яния магнитного поля на процесс образования такого мартенсита
тот же, что и при охлаждении — реализация ферромагнитных
кластеров в аустените как потенциальных мест зарождения
a-фазы. Те кристаллы мартенсита, которые по своей морфологии
и месту образования (внутри и на пересечении дефектов аустенита
и пластин е-мартенсита) можно связать с собственно процессом
164
деформации, на магнитное поле не реагируют и их количество
определяется только степенью деформации и исходным состоянием
структуры аустенита.

5. ВЛИЯНИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ НА СТРУКТУРУ
СВОЙСТВА ПНП-СТАЛИ

Изменение структуры и механических свойств в результате
воздействия постоянным магнитным полем в процессе растяжения
изучали на промышленной ПНП-стали 30Х9Н8Г2С2М5. После
исходной обработки (нагрев до ИЗО °C, выдержка 1 ч, охлаждение
в воде и последующая деформация при 550 °C на 70% за семь про-
ходов) основной характерной особенностью структуры аустенита
ПНП-стали, подвергнутой сильной теплой деформации, является
большая плотность дислокаций, на фоне которых появляются
более или менее сильно искривленные деформационные двойники
(рис. 126). Дислокации образуют сплетения, местами формируя
ячеистую субструктуру. Искривленность двойниковых полос
объясняется их образованием в сильно деформированной матрице,
а также последующим (после двойникования) неоднородным пла-
стическим течением. Кристаллографическая ориентация такой
структуры весьма несовершенна, так что даже для небольшой по-
верхности фольги (~2 мкм2) получается практически кольцевая
микроэлектронограмма.

Теплая деформация аустенита ПНПБ-стали сопровождается де-
формационным старением, при котором выделяется дисперсная
карбидная фаза [24, 34, 89]. Несмотря на большую плотность
дефектов и дисперсность карбидов, сильно затрудняющих расшиф-
ровку карбидных выделений, в работе [34] на сталях подобного
состава после теплой деформации аустенита удалось обнаружить
по границам двойниковых полос и идентифицировать на темно-
польных изображениях в рефлексах карбида Сг23Св выделения,
размеры которых не превышают нескольких нанометров.

Рис. 126. Структура аустенита ПНП-стали после теплой деформации прокат-
кой при 550°C (X = 70 %, семь проходов):
а — микроструктура; б — микродифракция с участка «а»
Рис. 127. Влияние магнитного ноля
на образование мартенсита в про-
цессе растяжения образцов ПНП-
стали при температурах 20 (/, 2)
и —80 °C (3, 4):

/, 3 — без поля; 2,4 — в магнитном
поле напряженностью 459 кА/м

Такая структура аустенита обеспечивает одновременно и вы-
сокий предел текучести (1500—1700 МПа), и большую дисперс-
ность кристаллов мартенсита, возникающих при растяжении об-
разцов исследуемой ПНП-стали в области температур ниже 7ИД
(20—80 °C). Предел текучести определяется только исходным со-
стоянием аустенита, т. е. предшествующей обработкой, поскольку
мартенсит появляется лишь после начала пластического течения
в процессе деформирования (эксплуатации).

Количество образующегося мартенсита растет с увеличением
степени и понижением температуры деформации (рис. 127,
табл. 28). Наложение магнитного поля увеличивает интенсивность
мартенситного превращения при малых степенях деформации,
особенно при низкой температуре деформирования. Предельное
количество мартенсита взаимосвязано также с величиной реализу-
емой до разрушения пластической деформации.

Диаграмма растяжения исследуемой ПНП-стали характеризу-
ется наличием «зуба» и протяженной площадки текучести (ек =
= 9н-13 %), а также резко выраженной стадией последующего
деформационного упрочнения (рис. 128). Локальное развитие
процессов скольжения, двойникования и мартенситного прев-

Таблица 28. Механические свойства и конечное количество
мартенсита при растяжении образцов ПНП-стали
в различных условиях

Температура испытания, °C Времен- ное со- противле- ние, МПа Предел текучести, МПа Удлинение, % Площад- ка теку- чести (8%). % Конеч- ное количе- ство мартен- сита, %
верхний в от нижний и °т равно- мерное общее $ общ
20 1700±50 1600±50 1500±50 22±2 23±2 10±1 30±3
20 1900±50 1600±50 1500±50 27±2 28±2 13±1 40±3
—80 2000±50 1650±50 1550±50 27±2 30±2 8±1 55±4
—80 2050±50 1650±50 1550±50 23±2 26±2 10±1 55±3

Примечание. В числителе приведены результаты обработки без
магнитного поля, в знаменателе— в поле напряженностью 450 кА/м.
Рис. 128. Диаграммы растяжения образцов ПНП-стали без поля (/, 3) и в магнит-
ном поле (2, 4):

'исг =^° °с- 3- 4 - Чсп = - 80 *С

ращения происходит в местах концентрации напряжений, в кото-
рых начинается пластическое течение в объеме образца, что свя-
зано с появлением зуба текучести на диаграмме деформации. В ходе
дальнейшего испытания наступает стадия течения при почти по-
стоянном напряжении и появляется площадка текучести. На этой
стадии пластически деформированная зона, появление которой
связано с зубом текучести, распространяется вдоль образца по-
добно фронту Чернова—Людерса; это можно наблюдать невоору-
женным глазом на полированной поверхности образца (рис. 129).
Участки образца, расположенные у границы области, уже претер-
певшей деформацию, последовательно включаются в пластическую
деформацию, и в них протекают те же процессы скольжения, двой-
никования и мартенситного превращения. Распространение
фронта течения, сопровождаемое мартенситным превращением,
происходит по длине образца, и это соответствует протяженной
площадке текучести на диаграмме растяжения. Образование в ходе
испытания достаточного количества мартенсита (в некоторых слу-
чаях до 50 %) определяет сильное деформационное упрочнение.

Из рис. 128 видно, что наложение магнитного поля сказывается
на характере диаграммы растяжения: меняется длина площадки
текучести и участка последующего деформационного упрочнения,
кроме того, изменяется коэффициент упрочнения. При растяжении
образцов в магнитном поле длина площадки увеличивается в 1,2—
1,3 раза, а участок деформационного упрочнения становится не-
сколько короче по сравнению с растяжением образцов без поля при
низкой температуре испытания (—80 °C). Эти явления можно
объяснить повышенной интенсивностью мартенситного превраще-
ния в ходе пластической деформации при испытании в магнитном
поле (см.рис. 127). Более интенсивное образование мартенсита
Рис. 129. Распространение
фронта деформации при рас-
тяжении образцов ПНП-ста-
ли.

а — 6 = 1%; 6 — 0 = 5 %;
в — 0 = 12 %

в образцах, испытанных в поле, способствует и более сильному
деформационному упрочнению.

В случае испытания образцов при нормальной температуре
временное сопротивление увеличивается от 1700 МПа при растя-
жении без поля до 1900 МПа при испытании в магнитном поле
(см. табл. 28), а предел текучести остается неизменным. Наблюда-
емое одновременное повышение пластичности (6общ увеличивается
в ~ 1,2 раза) может быть связано с вкладом собственно мартенсит-
ного превращения в общую деформацию, определяющего при этом
релаксацию пиковых напряжений. Суммарное количество мар-
тенсита, накопленного к концу испытания, находится в соответ-
ствии с изменением относительного удлинения; наибольшему
удлинению при растяжении в магнитном поле отвечает большее
количество мартенсита.

С понижением температуры испытания образцов (—80 °C)
вместе с увеличением интенсивности мартенситного превращения
и конечного количества мартенсита в разрушенных образцах повы-
шается временное сопротивление и удлинение. Следует отметить,
что почти все общее удлинение образца обусловлено равномерной
деформацией и лишь не более ~2 % его удлинением шейки. Ак-
тивное накопление мартенсита при малых степенях пластической
деформации в процессе низкотемпературного (/д = —80 °C) ис-
пытания в магнитном поле может привести к преждевременному
разрушению, так как пластичность в результате растяжения
образцов в магнитном поле уменьшается по сравнению с растяже-
нием при этой же температуре без поля.

Образование мартенсита в ходе деформации ПНП-стали (опре-
делялось магнитометрическим методом) можно наблюдать также
Рис. 130. Структура ПНП-стали после растяжения при нормальной температуре
без поля (а, в) и в магнитном поле (б, г):

a,r микроструктура мартенсита; в — микродифракция с участка «а»; г — иикроди-
фракция с участка <б>

по появлению рельефа на предварительно полированной поверх-
ности образцов. Электронно-микроскопическое исследование таких
образцов сопряжено с большими трудностями из-за высокой плот-
ности структурных дефектов, возникающих в результате теплого
наклепа и последующей холодной пластической деформации в ходе
испытаний. Различать отдельные кристаллы мартенсита невоз-
можно (рис. 130, 131), и только с помощью микродифракционных
исследований можно установить, что в данном участке фольги
присутствуют кристаллы а-мартенсита, которые очень дисперсны
и сильно фрагментированы.

Таким образом, наложение магнитного поля в процессе испыта-
ния (эксплуатации) ПНП-стали изменяет интенсивность мартен-
ситного превращения при деформации и, соответственно, механи-
ческие свойства в достаточно широком диапазоне значений ов и 6.
В результате воздействия полем при растяжении ПНП-стали может
происходить одновременно повышение и прочности, и пластичности
по сравнению с растяжением без поля. Однако в случае большого
накопления мартенсита при малых степенях деформации в про-
цессе растяжения стали в магнитном поле, наблюдаемого, в част-
ности, при низкотемпературных испытаниях, может происходить
снижение пластичности.
Рис. 131. Структура ПНП-стали после растяжения при температуре —80 С
без поля (а, в, д) и в магнитном’поле (б, г, е):

я—в — микроструктура мартенсита; д — микро дифракция с участка «в»; е — микроди-
фракция с участка «г>

ГЛАВА VI

ВЛИЯНИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ
НА ПРОЦЕСС ОТПУСКА СТАЛИ

Отпуск — операция, окончательно формирующая струк-
туру и свойства закаленных сталей. В связи с этим представляет
интерес влияние внешнего воздействия магнитным полем на проте-
кание различных стадий этого процесса, условия реализации кото •
170
рого определяют особенности фазового состава, структурной
свойств. Необходимо учитывать изменения в структуре закален-
ной стали, обусловленные действием магнитного поля в процессе
охлаждения, так как они во многом определяют результаты терми-
ческой обработки, предусматривающей сочетание закалки в маг-
нитном поле с • отпуском без поля (и \в поле.

1. РАСПАД МАРТЕНСИТА

Распад пересыщенного a-твердого раствора при отпуске в
зависимости от температуры и продолжительности выдержки про-
исходит путем реализации стадий предвыделения, выделения
промежуточных метастабильных карбидов, образования и коагу-
ляции кристаллов цементита. Высокая плотность дислокаций в
кристаллах мартенсита создает условия для развития при высоких
температурах отпуска процессов полигонизации и рекристалли-
зации.

Распад мартенсита изучали в изотермических условиях при
температуре 100 °C и времени выдержки от 10 мин до 5 ч. На
рис. 132 показаны изменения параметров структуры мартенсита
закалки без поля и в поле при изотермическом отпуске, который
осуществлялся в магнитном поле напряженностью 1,4 МА/м
и без поля. Применялся метод гармонического анализа профиля
РДЛ {211}а. При температуре 100 °C двухфазный и однофазный
распад мартенсита протекает параллельно. Например, для стали
У12 увеличение времени выдержки с 10 мин до 1 ч приводит к воз-
растанию доли х-мартенсита от 25 до 62% и снижению степени
тетрагональности а-мартенсита с 1,051 до 1,047, что отвечает
уменьшению концентрации углерода с 1,11 до 1,02 %. Содержание
углерода в х-мартенсите углеродистых сталей находится в пределах
0,10—0,25, несколько снижаясь при увеличении времени выдерж-
ки. Двухфазная стадия распада полностью оканчивается за 30 мин
и 5 ч для сталей 45 и У12 соответственно.

Воздействие магнитным полем в процессе изотермической вы-
держки приводит к замедлению распада мартенсита по двухфаз-
ному механизму при отпуске и незначительному повышению ус-
тойчивости против однофазного распада a-твердого раствора. Ха-
рактерно, что степень распада оказалась зависимой от закалочной
предыстории и при отпуске была меньшей, если закалку проводили
в магнитном поле. Наименее интенсивно распад мартенсита про-
текает при закалке и отпуске с наложением магнитного поля. Так,
Для стали У12 (рис. 132) после закалки без поля доля х-мартен-
сита составляет 20 %; после отпуска при 100 °C она увеличивается
до 38 % за 0,5 ч и 62 % за 1 ч, а после отпуска в магнитном поле —
до 30 и 51 % соответственно. В результате закалки в магнитном
поле доля х-мартенсита составляет 32 % и увеличивается после
отпуска без поля до 43 % (0,5 ч) и 48 % (1 ч), а после отпуска
в магнитном поле до 36 и 43 % соответственно. Таким образом,
Рис. 132. Изменение параметров структуры мартенсита сталей 45 (а, б) и У12
(в, г) после^закалки без поля (а, в) и в магнитном поле (б, г) с отпуском при'100 °C
без поля (/) и в поле (2)

кинетика двухфазного распада мартенсита обусловлена не только
тормозящим действием магнитного поля при отпуске, но и зака-
лочной предысторией, в частности количеством и, по-видимому,
субструктурным состоянием х-мартенсита, образованного в резуль-
тате распада.

На ранних (продолжительностью до 30 мин) стадиях распада
при отпуске в поле и без поля доля х-мартенсита в стали после за-
калки в магнитном поле может быть и больше, чем после закалки
без поля, так как в первом случае выше степень распада мартен-
172
сита («in statu nascendi»). Однако увеличение времени выдержки
при отпуске свыше 30 мин приводит к снижению количества х-
мартенсита в стали, закаленной в магнитном поле. Из рис. 132
видно, что для названных выше условий эксперимента в стали У12
распад при отпуске по двухфазному механизму не завершается
полностью и за 5 ч, если операции закалки и (или) отпуска осуще-
ствляются в магнитном поле.

Снижение степени тетрагональности а-мартенсита в процессе
изотермической выдержки при 100 °C вызвано протеканием одно-
фазного распада, вследствие хорошей корреляции изменений
тетрагональности и объема элементарной ячейки. И в этом случае
торможение распада наблюдается как при отпуске в магнитном
поле, так и при отпуске без поля (после закалки в магнитном
поле).

Действие магнитного поля вызывает задержку процесса рас-
пада мартенсита при отпуске стали 45. При этом завершению рас-
пада твердого раствора по двухфазному механизму отвечает боль-
шая длительность изотермической выдержки. Для стали 45 сте-
пень торможения процесса распада мартенсита при отпуске
в результате воздействия магнитного поля (так же как и степень
усиления распада при закалке) ниже, чем для стали У12. По-ви-
димому, это вызвано тем, что процессы распада твердого раствора
низко- и среднеуглеродистых сталей по двухфазному и отчасти
по однофазному механизму протекают в достаточной степени и в
условиях обычного закалочного охлаждения.

Изменение полной ширины «физического» профиля мульти-
плета РДЛ {211} углеродистого мартенсита определяется в ос-
новном степенью распада твердого раствора. Характер изменения
величины «физического» уширения для рассматриваемых условий
закалки и отпуска так же, как и обсуждаемые выше закономер-
ности, отражает явление торможения процесса распада мартенсита
для режимов, связанных с применением воздействия магнитным
полем.

Изменение параметров структуры мартенсита стали У12 после
закалки без поля и в магнитном поле (Н = 1,64 МА/м) в зависи-
мости от температуры отпуска без поля и в поле (/7=1,4 МА/м)
(время выдержки 1 ч) иллюстрирует рис. 133. Увеличение темпера-
туры отпуска приводит к усилению распада мартенсита по двух-
фазному и однофазному механизмам. Двухфазный распад в основ-
ном завершается при температуре ~ 150 °C, когда содержание угле-
рода в твердом растворе составляет 0,12—0,15 %. С увеличением
температуры отпуска наблюдается уменьшение полной ширины
«физического» профиля мартенситного мультиплета. При этом
в результате снижения плотности дефектов кристаллического
строения уменьшается «физическое» уширение мартенситного синг-
лета, а выше температур отпуска, при которых исчезает вклад
тетрагональности, и «физическое» уширение РДЛ твердого рас-
твора с практически кубической решеткой.
Рис. 133. Зависимость параметров
структуры мартенсита стали У12 от
температуры отпуска после закалки без
поля (а) и в магнитном поле (б):
1 — отпуск без поля; 2 — отпуск (т = 1 ч)
в магнитном поле

Влияние магнитного поля
так же, как и при изотермиче-
ском отпуске, сводится к тор-
можению процесса распада
мартенсита, что обусловливает
сохранение двухфазного состоя-
ния (а + х) до более высоких
температур и некоторое повы-
шение устойчивости против
однофазного распада. После
закалки без поля и отпуска
в магнитном поле (Н =
= 1,4 МА/м) стали У12 сохра-
няется большее, чем при отпус-
ке без поля, количество a-твер-
дого раствора, степень тетраго-
нальности которого оказывается
более высокой. Предшествую-
щая отпуску закалка в магнит-
ном поле также обусловливает
замедление распада мартенсита.
Так, доля х-мартенсита после
закалки в магнитном поле и

отпуска при 150 °C составляла 88 %, в то время как после за-
калки и отпуска без поля двухфазный распад практически завер-
шается (Ум = 98 %). Наибольшая степень торможения распада
мартенсита наблюдается при проведении и закалки и отпуска в
магнитном поле: в этом случае при 150 °C количество х-мартен-
сита составляет только 80 %, а полное завершение двухфазного
распада происходит при температуре 200 °C.

Следовательно, изменение характера распада мартенсита обус-
ловлено действием магнитного поля как при отпуске, так и на
предшествующей отпуску операции — при закалке. Усиление при
закалке в магнитном поле явлений распада («in statu nascendi»)
приводит к тому, что до температур отпуска порядка 70—80 °C
количество х-мартенсита оказывается большим (как после отпуска
в магнитном поле, так и после отпуска без поля), чем после закалки
без поля. Дальнейшее повышение температуры отпуска приводит
к снижению темпа распада мартенсита и уменьшению количества
х-фазы для всех режимов, предполагающих воздействие магнит-
ного поля. Различная степень распада мартенсита отражается и
в наблюдаемых экспериментально изменениях «физического» уши-
рения мартенситного мультиплета. Вместе с тем значения «физи-
ческого» уширения синглета мартенситного мультиплета {211}о
при температурах двухфазного распада, а также ширины «физи-
ческого» профиля РДЛ {211 и {110}а, когда исчезает вклад тетра-
гональности, в условиях действия магнитного поля, хотя и не-
сколько выше, однако практически не выходят за пределы оши-
бок. Это свидетельствует о незначительном изменении плотности и
характера распределения дислокаций, главным образом для таких
условий обработки, когда и закалка и отпуск осуществляются
в магнитном поле.

Таким образом, Влияние магнитного поля сводится к замедле-
нию распада мартенсита, сохранению более длительное время
(при изотермическом отпуске) и до более высоких температур
(при одинаковой выдержке) двухфазного состояния и появлению
тенденции к повышению устойчивости а-мартенсита против одно-
фазного распада. Обоснование причин такого действия поля мо-
жет быть сделано исходя из общих термодинамических соображе-
ний, в соответствии с которыми возможность и направление фа-
зовых реакций в условиях внешнего воздействия магнитным полем
при прочих равных условиях обусловлены магнитной природой и
величиной намагниченности исходной фазы и продуктов превра-
щения. В общем случае воздействие полем способствует переходу
в сторону образования фазы с более высокой намагниченностью.
В частности, наложение поля при отпуске должно стимулировать
распад остаточного аустенита с образованием ферромагнитных фаз,
тормозить распад ферромагнитного мартенсита, продуктом кото-
рого является слабомагнитный карбид, и проявлять индифферент-
ность по отношению к превращению метастабильного е-карбида
в цемент ввиду их одинаковых намагниченностей.

По аналогии с уравнением, описывающим условия образования
химического соединения АпВт при действии внешнего давления
[60], влияние внешнего магнитного поля может быть учтено
путем анализа величины произведения активностей компонентов
раствора, образующих химическое соединение:

« = exp [(Аблп^ + Д/Я)/(ЯТ)], (59)

где аА и ав — активность компонентов А и В в твердом растворе;
— свободная энергия образования соединения АпВт.

Анализ зависимости (59) показывает, что воздействие поля
на образование соединения зависит от знака изменения намагни-
ченности. Если соединение образуется с уменьшением намагни-
ченности и А/ отрицательно (например, при образовании в-кар-
бида из мартенсита), то наложение внешнего поля приводит
к уменьшению произведения активностей, что указывает на недо-
статок «химической» энергии для образования соединения из ком-
понентов твердого раствора и смещение условий равновесия реак-
ции в сторону более высоких температур. Напротив, при А/ > 0
появляется избыток энергии для образования соединения и воз-
можность смещения равновесия в сторону более низких темпера-
тур. Вместе с тем необходимо отметить, что в магнитном поле
напряженностью до 2,4 МА/м изменение величины Ядав не пре-
вышает 0,5 %, поскольку образование карбидов железа из твер-
дого раствора контролируется высокими значениями энергии AG
(энергия образования е-карбида, например, не менее 2,1 ГДж/м3
1601).

Основной причиной задержки процесса распада мартенсита при
отпуске в магнитном поле являются, по-видимому, магнитострик-
ционные эффекты, в результате которых в микрообъемах твердого
раствора возникают напряжения, взаимодействующие, например,
с полями собственных упругих напряжений дислокаций. Оценка
таких взаимодействий была сделана ранее при обсуждении влия-
ния поля на кинетику бейнитного превращения. Величины
<7кр, авинт и °к оказываются одного порядка, что обусловливает
возможность их суперпозиции. По этой причине реально ожидать
усиления процессов сегрегации углерода на дислокациях и устой-
чивого существования атмосфер при более высоких температурах,
чем это возможно, без магнитного поля. Очевидным следствием
этих процессов является снижение химического потенциала угле-
рода в твердом растворе, так как при переходе атомов углерода
в энергетически выгодные позиции у дефектов происходит умень-
шение свободной энергии. В связи с этим при действии магнито-
стрикционных напряжений метастабильное равновесие между е-
карбидом и мартенситом, в котором большая (чем при обычном
отпуске) часть углерода связана с дефектами, устанавливается при
более высоких температурах. Усиление сегрегации аналогично
действию тех легирующих элементов, которые снижают термоди-
намическую активность углерода и способствуют его сохранению
в пересыщенном твердом растворе.

Другим процессом, обусловленным магнитострикцией при от-
пуске в магнитном поле, является упорядочение в расположении
примесных атомов преимущественно вдоль одного из направле-
ния легкого намагничивания (100) в связи с анизотропией поля
смещений атомов железа (эффект Сноека). Это также снижает
свободную энергию твердого раствора и тормозит его распад.
В отличие от сравнительно медленного образования атмосфер
Коттрелла, контролируемого диффузией, упорядочение по меха-
низму Сноека реализуется очень быстро путем перескоков атомов
из одних октаэдрических пустот в соседние. При этом, как уже
отмечалось в гл. 1, для нарушения структурной эквивалентности
междоузлий достаточно напряжение 10 МПа, которое достигается
в результате магнитострикции при намагничивании в полях на-
пряженностью порядка 2 МА/м.

Интенсивность распада мартенсита при отпуске без поля после
закалки в магнитном поле снижается вследствие увеличение коли-
176
чества дефектов, главным образом дислокаций, из-за повышения
дисперсности кристаллов a-фазы и общей структурной фрагмента-
ции. Это приводит к снижению активности углерода вследствие его
взаимодействия с дефектами. Кроме того, имеет значение степень
закалочного распада мартенсита, в результате которого частично
реализуется стадия выделения промежуточных карбидов. Поэтому
при отпуске без поля снижается интенсивность распада, так как
он в известной степени наследственно подавлен закалкой в поле,
а проведение отпуска в магнитном поле оказывает слабое тормозя-
щее действие на распад. В связи с этим на практике малоэффектив-
но использование внешнего магнитного поля и при закалке и при
низком отпуске, а наилучшие результаты для сохранения упроч-
нения, по-видимому, можно получить от закалки с отпуском в маг-
нитном поле или при сочетании операций закалки в поле с отпус-
ком без поля.

2. ПРЕВРАЩЕНИЕ ОСТАТОЧНОГО АУСТЕНИТА

Результаты рентгеноструктурных исследований превращения
остаточного аустенита стали У12 после закалки в воде от 1000 °C
(напряженность поля при закалке составляла 1,64 МА/м) и от-
пуска в течение 1 ч представлены на рис. 134. Видно, что распад
остаточного аустенита в условиях отпуска без наложения поля на-
чинается при температуре порядка 125 °C, достигает максималь-
ной интенсивности при 230 °C и заканчивается при 275—300 °C.
При температуре, отвечающей максимальной скорости распада
(9,6 %/°С), количество остаточного аустенита составляет 10 %
при исходном содержании в закаленной стали 18 %. С увели-

чением температуры отпуска
происходит изменение периода
решетки и ширины первичного
профиля РДЛ (311) остаточного
аустенита. Тщательные измере-
ния параметра решетки пока-
зывают, что с повышением
температуры отпуска происхо-
дит его уменьшение. Это может
быть обусловлено (во всяком
случае для исследуемой бы-
сокоуглеродистой стали) толь-
ко доминирующим влиянием

Рис. 134. Зависимость параметров
структуры и количества остаточного
аустенита стали У12 после закалки без
пол я (а) и в магнитном поле (б) от тем-
пературы отпуска:

1 — отпуск без поля; 2 — отпуск в поле иа-
пряжеииостью 1,4 МА/м
процесса выделения непосредственно из аустенита карбидной
фазы, поскольку другие факторы (ослабление жесткости мартен-
ситного каркаса в результате распада мартенсита, образование
при распаде остаточного аустенита a-фазы по бейнитному меха-
низму) вызывают увеличение периода решетки. Увеличение ши-
рины первичного профиля РДЛ остаточного аустенита, по-види-
мому, вызвано возникновением концентрационной неоднородности
по углероду при образовании карбидной и ферритной фаз, а также
в связи с фазовым наклепом матрицы в результате роста кристал-
лов a-фазы по сдвиговому механизму.

Влияние магнитного поля, как видно из данных эксперимента,
проявляется в интенсификации процесса распада остаточного аус-
тенита и смещении начала превращения к более низким темпера-
турам. Наибольшее влияние магнитного поля обнаруживается на
начальных стадиях процесса. Так, например, при температуре от-
пуска 150 °C темп превращения возрастает в 2,7 раза, а максималь-
ная скорость распада при отпуске в поле отвечает более низкой тем-
пературе (200 °C); распад остаточного аустенита в условиях дейст-
вия магнитного поля полностью завершается при 250 °C за время
отпуска 1 ч. Об интенсификации процесса превращения остаточ-
ного аустенита в магнитном поле свидетельствуют и данные изме-
рения параметров тонкой структуры.

Закалка стали У12 в магнитном поле приводит к изменению
количества и структурного состояния остаточного аустенита, что
находит отражение в развитии его превращения при отпуске.
Видно, что максимумы скорости превращения для этого случая
смещены в сторону более низких температур и составляют 215
и 180 °C при отпуске без поля и в магнитном поле соответственно.
После закалки в магнитном поле абсолютное количество остаточ-
ного аустенита уменьшается; значения dVy/dt меньше, чем для слу-
чая закалки без поля. Однако это ни в коем случае не должно
создавать впечатления, что относительная интенсивность превра-
щения ниже после закалки в магнитном поле. Если исходное ко-
личество остаточного аустенита принять за единицу и построить
зависимости Vv(f) в одном масштабе, становится очевидным уве-
личение интенсивности распада при обычном отпуске для случая
закалки в магнитном поле. Последнее можно усмотреть и при
анализе температурных зависимостей параметров тонкой струк-
туры. Описанные закономерности, обусловленные действием маг-
нитного поля на распад мартенсита и остаточного аустенита, на-
ходят отражение в результате исследований процесса отпуска
методами измерения удельных объемов и намагниченности
(рис. 135, 136).

Кинетику изотермического распада остаточного аустенита стали
У12 изучали при температуре 200 °C и времени отпуска от 10 мин
до 5 ч (рис. 137). Как видно, отпуск в течение 5 ч оказывается
достаточным для полного завершения распада остаточного
аустенита при всех рассмотренных схемах термической обра-
178
Рис. 135. Объемные из-
менения в стали У12 при
отпуске после закалки без
поля (а) и в магнитном
поле (б):

/ — отпуск без поля; 2 —
отпуск (Т = 1 ч) в магнит-
ном поле

ботки. Однако ход временных зависимостей степени и скорости
превращения, изменений периода решетки и ширины первич-
ного профиля РДЛ (31 l)v дает основание полагать, что для усло-
вий, предусматривающих воздействие магнитным полем, распад
остаточного аустенита завершается раньше. В частности, после

закалки и отпуска в магнитном поле максимальная скорость рас-
пада отмечается через 15 мин, в то время как после обработки по
обычной технологии — через 30 мин.

В гл. 1 при обсуждении изменений кинетики фазовых переходов
под действием магнитного поля приведены результаты исследова-
ний процесса распада остаточного аустенита в сплавах системы же-
лезо—никель—углерод. Эти данные подтверждают инициирующее
влияние поля на процесс распада остаточного аустенита.

Было также предпринято изучение процессов превращения ос-
таточного аустенита в инструментальных (в основном быстроре-

жущих) сталях [75]. После за-
калки стали Р18 от 1300 °C образ-
цы стабилизировали в течение че-
тырех суток для создания равных
условий при отпуске. Отпуск об-
разцов на установке с емкостным
дилатометром при наложении по-
стоянного магнитного поля на-
пряженностью 320 кА/м на раз-
личных этапах процесса показал,

Рис. 136. Изменение намагниченности
стали У12 при отпуске (т = 1 ч) после
закалки без поли (а) и в магнитном
поле (б):

I — отпуск без поля; 2 — отпуск в магнит-
ном поле
Рис. 137, Кинетика распада остаточного аустенита стали У12 при отпуске'после
закалки без поля (а) и в магнитном поле (6):

1 — отпуск без поля; 2 — отпуск в магнитном поле

что в процессе выдержки при температуре отпуска без поля
не происходит объемных изменений (из данных дилатометрического
анализа, сообщаемых А. П. Гуляевым, также следует, что при этих
температурах не происходит распад остаточного аустенита).
Такое же явление наблюдалось и при наложении поля. Образова-
ние вторичного мартенсита, как обычно, начиналось при охлажде-
нии, изменения температуры начала этого превращения под влия-
нием поля обнаружено не было и ход кривых изменения длины был
одинаков (рис. 138, а). Ниже Мн наблюдалось увеличение темпа
превращения при наложении поля, что проявлялось в уменьшении
количества остаточного аустенита. В результате в стали фиксиро-
180
вал ось менее 3 % остаточного аустенита вместо 10 % после от-
пуска без поля. При выключении поля процесс образования вто-
ричного мартенсита останавливался и продолжался вновь только
при включении поля (рис. 138, б). Благодаря низкой мартенситной
точке (УИН) стали данной плавки большая часть аустенита превра-
щалась в мартенсит изотермически при нормальной температуре.

На рис. 139 показано аналогичное течение процесса в условиях,
когда образец отпускали при 570 °C в течение 30 мин, а затем ох-
лаждали до 25 °C. После затухания превращения через 30 мин
включали поле, которое дестабилизировало оставшийся аустенит
и вызывало его дополнительное превращение.

Из рис. 140 видно, что наложение поля после окончания двой-
ного отпуска при 560 °C (по 1 ч) также вызывает превращение
дополнительной порции стабилизированного ранее остаточного
аустенита.

В результате множественного зарождения мартенситных цент-
ров количество остаточного аустенита при закалке в магнитном
поле стали Р6М5 уменьшается с 28 до 16 %. Для этой стали также
эффективно применение поля при отпуске в процессе выдержки и
особенно охлаждения. На рис. 141 приведены данные дилатометри-
ческих измерений процесса вторичной закалки стали Р6М5.
Эксперимент проводился в вакуумной камере установки
ИМАШ 5С-65. После закалки от 1220 °C образцы подвергали
полированию для удаления поверхностного рельефа, вызванного-
мартенситным превращением и перед отпуском выдерживали

Рис. 138. мартенситное
превращение в стали Р18
после отпуска при 560 °C
в течение 1 ч:
а — в магнитном поле (/)
н без поля (2); б — с выклю-
чением поля иа 8 мии во вре-
мя превращения; т — время
выдержки при 40 °C
Рис. 139. Мартенситное превращение
при 25 °C в стали Р18 после отпуска
при 570 °C в течение 30 мин без поля
•(а) и с последующим наложением маг-
нитного поля напряженностью 320 кА/м
(б)> т — время выдержки при 25 °C

Рис. 140. Мартенситное превращение в
стали Р18 после двойного отпуска при
560 °C по 1 ч без поля (а) и с последую-
щим наложением поля (б); т — время
выдержки при 40 °C

6 ч для обеспечения одинаковых условий эксперимента. Процессы
нагрева до 560 °C, выдержки при этой температуре 1 ч и охлажде-
ния регистрировались на пленку осциллографа Н700 встроенным
в камеру индуктивным дилатометром. Электромагнит включался
по достижении образцом температуры 560 °C так, что и выдержка,
н охлаждение осуществлялись в магнитном поле. При охлаждении
до температуры ~270 °C визуально наблюдалось появление рель-
ефа, вызванного сдвиговым превращением остаточного аустенита.
Дилатометрический эффект перехода у -> а значительно больше
для случая отпуска в магнитном поле, что свидетельствует о более

высоких темпе и степени превращения остаточного аустенита.
Очевидно, к этому и рассмотренным выше для стали Р18 явлениям

применимы ранее сформулированные представления об уменьше-
нии работы образования устойчивых зародышей a-фазы в микро-
объемах с ближним ферромагнитным порядком.

Изменение количества остаточного аустенита при термической
обработке инструментальной стали с использованием магнитного

поля показано в табл. 29. Образцы стали Х12М обрабатывали на

вторичную твердость: закалку осуществляли от 1120 °C, а отпуск—
при 530 °C. В таблице приведены округленные до целого числа

средние значения при доверительном интервале Р = 0,95 и п =
= 15, полученные по данным мм

измерения намагниченности на-
сыщения. Видно, что воздейст-
вие магнитным полем значитель-
но изменяет условия термиче-
ской обработки исследованных

Рис. 141. Дилатометрическая запись
процессов нагрева закаленной стали
Р6М5 до 560 °C, выдержки в течение

1 ч и охлаждения:

1 — без поля; 2 — в магнитном поле
Таблица 29 Влияние магнитного поля на количество
остаточного аустенита при термической обработке
инструментальных сталей

Сталь Количество оста- точного аустенита после закалки, % Количество остаточ- ного аустенита после отпуска в течение 1 ч, % 1 Сталь Количество оста- точного аустенита после закалки, % Количество остаточ- ного аустенита после отпуска в течение 1 ч, % 1
одно- кратного двукрат- ного трех- кратного одно- кратного двукрат- ного трех- кратного
Р6М5 28±4 13±3 5±1 6±1 3±1 3±1 <3 Х12М 42±6 31 ±4 23±4 22±4 14±3 16±4 9±3
16±4 9±3 3±2 5±2 <3 3±1 <3 31 ±3 23±3 15±2 17±1 9±2 11±2 6±1

1 В числителе — охлаждение без магнитного поля, в знаменателе — в поле
напряженностью 1,6 МА/м.

сталей, в частности, для достижения результатов, получаемых при
использовании стандартного режима с трехкратным отпуском, до-
статочно проведения закалки и одного отпуска с наложением
внешнего поля. Характерно и то, что при проведении отпуска
без поля после закалки в поле наблюдается заметная дестабили-
зация остаточного аустенита, что является следствием изменений
его структуры, — увеличением микронапряжений, повышением
вероятности деформационных дефектов упаковки в результате
более интенсивного развития и увеличения полноты мартенсит-
ного превращения при закалке в магнитном поле. Вследствие
описанных явлений изменяются механические и эксплуатационные
свойства инструментальных сталей.

Таким образом, воздействие магнитным полем при закалке или
(и) отпуске приводит к интенсификации процесса распада остаточ-
ного аустенита. Влияние отпуска в магнитном поле обусловлено,
с одной стороны, более интенсивным выделением из аустенита кар-
бидной фазы (если температура распада ниже точки Кюри карбида),
а с другой стороны, более мощным процессом мультипликатив-
ного зарождения a-фазы в микрообъемах матрицы с ферромагнетиз-
мом ближнего порядка. Для характеристики степени увеличения
темпа образования кристаллов a-фазы в полной мере пригодны
оценки, сделанные для того же температурного интервала при
рассмотрении бейнитного превращения в силу известного сходства
механизмов этих реакций.

Повышение склонности к распаду остаточного аустенита после
закалки в магнитном поле при отпуске без поля, по-видимому,
обусловлено изменениями его структурного состояния, вызван-
ными усилением фазового наклепа, увеличением уровня микро-
напряжений и вероятности образования деформационных дефектов
упаковки вследствие большей полноты мартенситного превращения
при закалке в магнитном поле.

Рассмотренные выше изменения удельного объема мартенсита
(см. рис. 135) показывают, что при увеличении температуры от-
пуска выше 350 —400 аС магнитное поле, действующее при закалке
или (и) отпуске, не оказывает влияния (в пределах точности изме-
рений) на изменения объема стали. Однако наблюдение за про-
цессом структурных изменений при высоких температурах от-
пуска дает основание полагать, что трансформация дислокационной
структуры по механизмам, свойственным полигонизационным
процессам, в известной степени обусловлена действием поля при
закалке и отпуске. Так, при температуре 400 °C электронно-мик-
роскопический анализ показывает, что протяженность малоугло-
вых границ в реечном мартенсите резко уменьшается. По-види-
мому, здесь может играть роль механизма «рассыпания» дислока-
ционных стенок, как это наблюдается в процессе коалесценции
субзерен при отжиге холоднодеформированного металла. Роль
«спускового механизма» для начала этого процесса играет расса-
сывание примесных атмосфер, повышающее подвижность дислока-
ционных стенок и отдельных дислокаций, а также интенсификация
с температурой объемной диффузии, контролирующей процесс
«рассыпания» субграниц путем переползания дислокаций и коалес-
ценцию субзерен. Было отмечено (рис. 142, а, б) усиление этих
явлений для образцов, закаленных в магнитном поле, что можно
объяснить большей фрагментацией структуры, так как скорость
коалесценции пропорциональна коэффициенту самодиффузии и
обратно ^пропорциональна кубу расстояния между границами
субзерен [63 ]. Вместе с тем при отпуске в магнитном поле магнито-
стрикционные напряжения порядка ~10 МПа могут давать вклад
в процесс консервативного движения дислокаций, что должно уси-
ливать полигонизационные явления.

При повышении температуры отпуска образование большого
количества карбидных частиц, закрепляющих отдельные дислока-
ции и дислокационные стенки, стабилизирует структуру а-фазы
так, что характерные морфологические признаки реечного мартен-
сита не теряются вплоть до температуры 600—650 °C (рис. 142, в).
При этом повышенная дисперсность кристаллов a-фазы после за-
калки в магнитном поле наследуется продуктами отпуска, что
может оказывать положительное влияние на свойства стали.
Вследствие магнитострикционных эффектов, по-видимому, дисло-
кации получают возможность обходить карбидные частицы по
механизму локального поперечного скольжения, оставляя по-
зади частиц призматические дислокационные петли (рис. 142, г).
Следует полагать, что упрочняющий эффект после высокого от-
пуска, вызванный указанными изменениями в тонкой структуре,
184
Рис. 142. Фрагменты структуры стали 45Х:

а — закалка и отпуск при 400 °C, X 17 000; б — закалка н отпуск в магнитном поле при
400 °C, X 17 000; в — закалка и отпуск при 600 °C, X 17 000; г — частицы карбидов
с призматическими дислокационными петлями, закалка и отпуск в магнитном поле при
600 °C, X 45 000

может быть обнаружен при исследовании свойств с помощью
жестких методов испытаний (динамический изгиб образцов с тре-
щиной, испытание при низких температурах и т. п.).

3. ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И СВОЙСТВА СТАЛЕЙ ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ
И ОТПУСКА В МАГНИТНОМ ПОЛЕ

Для оценки влияния магнитного поля на формирование фазо-
вого состава после закалки и отпуска был выполнен количествен-
ный структурно-фазовый анализ (КСФА) сталей 45 и У12. При
этом для получения уравнений баланса и движения аддитивных
характеристик и свойств сталей были использованы общепризнан-
ная модель процесса структурных превращений при отпуске [1,
45, 50, 96] и ранее приведенные зависимости (52) и (53). Анализ
проводили с учетом образования при отпуске двух карбидных
фаз—метастабильного е-карбида и 0-цементита. При этом рас-
сматривали возможности образования 0-цементита непосредствен-
но в процессе распада аустенита или в результате распада мартен-
сита путем перехода е -► 0, а также вследствие сегрегаций угле-
рода.

КСФА для стали 45 выполняли в следующей последователь-
ности.

1. По результатам рентгеноструктурных исследований и дан-
ным об удельных объемах фаз определяли массовые доли а- и
х-мартенсита та и тк по отношению к массе исходного (перед
отпуском) мартенсита.

2. По отношению к массе исходного мартенсита вычисляли
массовую долю е-карбида те из уравнения

= (Саща — (Сата (60)

где Се, Са и Ск — содержание углерода в е-карбиде и а-, х-
мартенсите по отношению к массам этих фаз; / — символ, соответ-
ствующий стадии процесса отпуска (/ = 0 после закалки; / = 1,
2, 3, ... п — при отпуске).

j 3. Находили удельный обьем(а+>(+,) по формуле

U(a+x+s) = + Uk'«x + Ое/Пе, (61)

где ua, их и —удельные объемы а-, х-мартенсита и е-карбида.

4. Вычисляли массовую долю (по отношению к массе сплава)
6-цементита т3 из уравнения

U — U(a4-x+e)^(a-|-x+e) “Ь ^6^0> (62)

где и0—удельный оэьэм 0-цзмз.чглга, — 1 — тв —

массовая доля а-, х-марген:ига и е-кароада по отношению к масс
сплава.

5. По формуле (58) (при тг = 0) находили массовую долю
углерода (по отношению к его массе в сплаве), связанного с дефек-
тами кристаллического строения.

6. Массовые доли углерода в фазах отпущенной стали вычис-
ляли по формуле C'i = Citrii, где Ct —содержание углерода в i-й
фазе по отношению к его массе.

Методика проведения КСФА для закаленной стали У12 в
связи с наличием в ее структуре остаточного аустенита и его рас-
падом при отпуске имеет некоторые отличия.

1. По результатам рентгеноструктурных исследований и дан-
ным об удельных объемах фаз определяли массовую долю остаточ-
ного аустенита mv- на данной стадии отпуска по отношению к массе
исходного (перед отпуском) остаточного аустенита.

2. По отношению к массе исходного остаточного аустенита
вычисляли массовую долю пересыщенной углеродом а-фазы
(близкой по составу к х-мартенситу), образовавшейся при распаде
остаточного аустенита, из совместного решения уравнений

Се ш0 -f- Сх ml = (С^пг”)/ — (Су'пгу)/4-ь (63)

ml' + тГ = (mr)z — (mr)/-i, (64)
где Су, С% и (% —содержание углерода в остаточном аусте-
ните, карбидной и ферритной фазах, образовавшихся при рас-
паде остаточного аустенита, по отношению к массам этих фаз;
ml' и ml' — массовые доли карбидной и ферритной фаз по
отношению к массе исходного остаточного аустенита.

3. По данным о количественном соотношении между мартен-
ситом и остаточным аустенитом определяли массовую долю пересы-
щенной углеродом ферритной фазы ml' по отношению к массе
мартенсита на данной стадии отпуска.

4. По отношению к массе мартенсита на данной стадии отпуска
находили массовую долю х-мартенсита тх, образовавшегося на
стадии двухфазного распада. Необходимость указанной процедуры
вызвана тем, что при температурах отпуска выше 125 °C наряду
с распадом мартенсита параллельно протекает распад остаточного
аустенита с образованием близкой по составу к х-мартенситу
ферритной фазы, в результате чего соотношение между а- и х-
мартенситом нуждается в корректировке.

5. По результатам рентгеноструктурных исследований и из-
мерений удельных объемов фаз определяли массовые доли а-
и х-мартенсита та и тк на данной стадии отпуска по отношению
к массе исходного (перед отпуском) мартенсита.

6. Вычисляли те из уравнения (60) и определяли массовую
долю е-карбида по отношению к массе мартенсита на данной ста-
дии отпуска.

7. Находили массовые доли а-мартенсита та, х-мартенсита тк,
е-карбида тЕ и остаточного аустенита ту- по отношению к их
суммарной массе т(а^.к^Е^.у).

8. Вычисляли удельный объем

и(а+х+е+Г) = Vama 4- v^mx 4- utmE 4- Vymry. (65)

9. По отношению к массе сплава находили массовую долю 0-
цементита тв из уравнения

W = ^(а+и+г+т'^Нх+к+е+т') 4“ (66)

ГДе ~ 1

10. Проводили вычисления массовых долей углерода по мето-
дике КСФА стали 45 (п. 5 и 6).

Результаты КСФА закаленных сталей 45 и У12 после отпуска
без поля и в магнитном поле (Н = 1,4 МА/м) иллюстрируют
рис. 143—146.

Полученные данные иллюстрируют рассмотренные выше поло-
жения о торможении распада мартенсита (в основном по двухфазо-
вому механизму) и интенсификации превращения остаточного
аустенита под действием внешнего магнитного поля при отпуске
закаленной стали. Следствием изменений структуры и фазового
состава сплавов при термической обработке в магнитном поле
100 200 300 100 ZOOt'C 100 200 300 100 200t°C

•0 6)

Рис. 143. Диаграммы фазового состава (а) и распределения углерода (б) при
отпуске стали 45 после закалки без поля:

1 — отпуск без поля; 2 — отпуск в магнитном поле

являются наблюдаемые экспериментально изменения свойств
14, 7, 64, 79, 81].

На рис. 147 приведены результаты измерения твердости по
Виккерсу и микротвердости мартенсита стали У12. Отличительная
особенность этих зависимостей — увеличение твердости и микро-
твердости мартенсита после закалки в магнитном поле в связи
с процессом дисперсионного твердения, который, по-видимому,

Рис. 144. Диаграммы фазового состава (а) и распределения углерода (б) при от-
пуске стали 45 после закалки в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м:
1 — отпуск без поля; 2 — отпуск в магнитном поле
Рис. 145, Диаграммы фазового состава (а) и распределения углерода (б) при от-
пуске стали У12 После закалки без поля:

/ — отпуск без поля; 2 — отпуск в магнитном поле

полностью реализуется во время закалочного охлаждения в поле.
После обычной закалки наложение магнитного поля при отпуске
вызывает дисперсионное твердение при температуре ~100 'С.
Ход зависимостей при более высоких температурах отпуска отра-
жает явления торможения распада мартенсита, если закалка
или (и) отпуск осуществляются в магнитном поле.

Особенности изменения свойств конструкционных сталей при

отпуске стали У12 после закалки в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м:
1 — отпуск без поля; 2 — отпуск в магнитном поле
Рис. 147. Зависимость твердости после закалки без поля (а) и в магнитном поле
(б) стали У12 от температуры отпуска:

1 — отпуск без поля; 2 — отпуск в магнитном поле напряженностью 1,4 МА/м

операция с точки зрения достижения максимального упрочнения—
закалка в магнитном поле в сочетании с отпуском без поля. В этом
случае отпуск при 200 °C обеспечивает для стали 45Х временное
сопротивление 1960 МПа при относительно высоком значении
сужения ~8 %. При обычной закалке и отпуске значения этих
характеристик составляют соответственно 1640 МПа и ~1 %.
Вместе с тем очень существенно, что в первом случае максимальное
значение ов достигается при более низких температурах отпуска,
а при одинаковой пластичности i|i « 8 % выигрыш в прочности

для режима, предполагающего про-
ведение закалки в магнитном поле,
составляет 220 МПа. Общая законо-
мерность, которая характеризует дан-
ные рис. 148, заключается в том,
что в области низких температур от-
пуска более высокие значения хруп-
кой прочности наблюдаются в слу-
чае воздействия магнитным полем
при закалке или (и) отпуске. Для
высоких температур отпуска разни-
ца в свойствах при испытании на рас-
тяжение находится в пределах ошиб-
ки опыта.

Рис. 148. Изменение временного сопротивле-
ния н относительного сужения для стали 45Х:
1 — закалка и отпуск; 2 — закалка в магнитном
поле напряженностью 1,76 МА/м н отпуск без по-
ля; 3 — закалка без поля и отпуск в магнитном
поле напряженностью 1,4 МА/м
КСи,кДж/нг ар,кДж/н*

Рис. 149. Зависимость ударной вязкости (я) и работы распространения трещины
(б) стали ЗОХГСА от температуры отпуска:

1 — закалка в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м; 2 — закалка без поля

Однако проведение более жестких испытаний (рис. 149, 151)
обнаруживает разницу в свойствах и при высоких температу-
рах отпуска. Исследование ударной вязкости стали ЗОХГСА
(рис. 149, а) показало, что после закалки в магнитном поле зна-
чения KCU возрастают на 15—20 %, причем даже при темпера-
турах, соответствующих интервалу отпускной хрупкости, оказы-
ваются значимо выше, чем при обработке без поля.

По методике осциллографирования испытаний на динамический
изгиб [10] ударную вязкость разделяли на составляющие а3
и ар. После расшифровки осциллограмм для сталей, обычно раз-
рушающихся хрупко, получены следующие данные, иллюстриру-
ющие влияние ТОМП на величину ар (табл. 30).

Повышение работы развития трещины после ТОМП наблюда-
лось и у стали ЗОХГСА после закалки в поле и отпуска при раз-
личных температурах (рис. 149, б). Как видно, характер зависи-
мостей ар (fOTn) аналогичен характеру изменений ударной вяз-
кости этой стали (рис. 149, а). Наличие провала, наблюдаемого
в температурном интервале необратимой отпускной хрупкости,
объясняется тем, что исследование проводили на образцах с кон-
центратором в виде надреза (с последующим разделением на а3
и Ор), а не с трещиной, как это принято при испытаниях на К1с
и ар. В этом случае размер и конфигурация локализованной зоны
пластической деформации в окрестности концентратора сущест-
венно отличается от таковых при испытании образцов с трещиной,
когда пластическая деформация в вершине трещины максимально
подавлена.

Проведение ударных испытаний образцов с усталостной трещи-
ной также показало увеличение работы развития трещины после
191
Рис. 150. Фрактограммы изломов сталей 18Х2Н4ВА (а) и 7X3 (6), Х1СС0 (РЭМ)

термической обработки в магнитном поле (табл. 31). В строении
микроизломов этих образцов (независимо от того, проводилась
термическая обработка в магнитном поле или нет) наблюдались
структурные особенности вязкого разрушения (сталь 18Х2Н4ВА)
и разрушения квазисколом (сталь 7X3), что иллюстрирует рис. 150.

Таблица 30. Ударная вязкость сталей и работа распространения трещины (метод осциллографирования)
Обработка кси °Р
Сталь
КДж/м*
У10А Закалка, 99±20 30±10
отпуск 154±20 48±10
45Х при 250 °C Закалка, 117±20 57±Ю
отпуск при 200 °C 153±20 79±10

Примечания: 1. Числи-

тель— закалка без поля, знамена-
тель — закалка в поле напряжен-
ностью 1,6 МА/м.

2. Показаны доверительные ин-
тервалы при Р = 0,95 и п = 5.

Таблица 31. Ударная вязкость
сталей и работа распространения
трещины (испытания образцов
с трещиной)

Сталь Обра- ботка кси КСТ
КДж/м*
18Х2Н4ВА 7X3 Закал- ка на воз- духе Закал- ка в масле, отпуск при 420 °C 867±20 428±Ю
954±20 318±15 488±15 105±10
430±15 121±10
Примечании: 1. Числи- тель— закалка без поля, знамена- тель — закалка в магнитном поле на- пряженностью 1,6 МА/м. 2. Показаны доверительные ин- тервалы при Р = 0,95 и п = 5.
Рис. 151. Зависимость ударной вязкости (а) и работы распространения трещины
(б) стали ЗОХГСА от температуры испытания:

/ — закалка в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м, отпуск при 450 °C; 2 — за-
калка без поля, отпуск при 450 °C

Результаты испытания образцов из стали ЗОХГСА на хладно-
ломкость приведены на рис. 151. Как видно, при испытании образ-
цов с надрезом радиусом R = 1 мм ударная вязкость уменьшается
с понижением температуры испытания (рис. 151, а), но определе-
ние критической температуры хрупкости по этим данным, по-ви-
димому некорректно. Испытания таких же образцов с усталост-
ной трешиной показали, что при обработке без поля критическая
температура хрупкости составляет 20 °C, а после ТОМП эта
температура снижается до —40 сС (рис. 151, б). Таким образом,
применение ТОМП позволяет снизить критическую температуру
хрупкости, т. е. улучшить характеристики вязкости разрушения
стали.

Исследование характеристик вязкости разрушения сталей
18Х2Н4ВА и 7X3 после ТОМП при статических испытаниях на
изгиб образцов с трещиной показали различный характер распро-
странения трещины под нагрузкой, что хорошо иллюстрируют
осциллограммы, приведенные на рис. 152. У сгали 18Х2Н4ВА
трещина развивается плавными скачками, а у стали 7X3 наблюда-
ется хрупкое развитие трещины после достижения критической
нагрузки. При этом характер распространения трещины не зави-
сел от того, проводилась термическая обработка с использованием
магнитного поля или без него. Однако после расшифровки осцил-
лограмм оказалось, что после ТОМП стабильное развитие трещины
всегда начиналось при более высоком усилии нагружения (при
условии равенства длин начальной трещины). По полученным
данным были определены значения коэффициента интенсивности
напряжений, которье для стали 18Х2Н4ВА составили 100,6 ±
± 1,0 и 113 ± 1,5 МН/м3'2, а для стали 7X3 —80,3 ± 1,0 и 88,8 ±
± 1,5 МН'м3'2 соответственно при термической обработке без поля
и в поле (режимы указаны в табл. 31).

Исследования, выполненные на подшипниковых сталях ШХ15
и ШХ15СГ, показали, что воздействие полем при закалке и от-
7 Бернштейн М. Л. и др. 193
в) г)

Рис. 152. Осциллограммы испытания на статический изгиб образцов с трещиной
(а, б) и зависимость критической нагрузки от длины трещины (в, г) для сталей
18Х2Н4ВА (а, в) и 7Хв (б, г)

1 — обработка без поля; 2 — обработка в магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м

пуске мало изменяет твердость и прочность сталей при вязком
разрушении (кручении), но в случае закалки в постоянном маг-
нитном поле (Й = 760 кА/м) при ориентации образцов вдоль его
направления увеличивается сопротивление изгибу и ударная
вязкость по сравнению с закалкой без поля (рис. 153). При об-
работке стали ШХ15 по режиму: закалка от 850 °C, отпуск при
150 СС —была получена твердость HRC 62—64, а при обработке
стали ШХ15СГ по режиму: закалка от 830 СС, отпуск при 180 СС—
твердость HRC 60—61.

После реализации оптимального режима ТОМП у стали ШХ15
сопротивление изгибу увеличивалось на 6 %, а ударная вязкость —
на 44 %; у стали ШХ15СГ эти характеристики возросли соответ-
ственно на 15 и 35 %. Отношение значений сопротивления изгибу
в направлении поперек и вдоль поля для стали ШХ15 (HRC 62—
64) составило 78 %, а для стали ШХ15СГ {HRC 60—61) — 92 %.

Закалка в постоянном магнитном поле создает анизотропию
сопротивления хрупкому разрушению и ударной вязкости отно-
сительно направления поля; более высокие свойства наблюдаются
в том случае, когда ось образца совпадает с направлением силовых
линий поля. Анизотропия механических свойств увеличивается
с повышением напряженности поля от 360 до 760 кА/м (рис. 154);
194
Рис. 153. Механические свойства подшипниковых сталей:

1 — закалка и отпуск без поля; 2 — закалка в постоянном магнитном поле, наложен-
ном в продольном направлении, отпуск без поля; 3 — то же, отпуск в переменном поле
напряженностью 16 кА/м; 4 — закалка в постоянном поле, наложенном в поперечном
направлении; отпуск без поля; 5 — закалка в переменном поле, отпуск без поля; 6 —
закалка без поля, отпуск в переменном поле

она также тем выше, чем больше твердость и хрупкость (рис. 155);
у стали ШХ15 выше, чем у стали ШХ15СГ.

Анизотропия механических свойств подшипниковой стали
после закалки в постоянном магнитном поле по своему характеру
такая же, как анизотропия этой стали после ВТМО, хотя она
и несколько слабее при одинаковой твердости. Такая анизотропия,
по-видимому, может быть следствием энергетически более выгод-
ного роста образующихся первыми пластин мартенсита в направ-
лении приложенного поля (см. гл. I).

7* 195
Сопротивление изгибу подшипниковой стали при твердости
HRC 62—63 в зависимости от вида упрочнения характеризуется
следующими значениями [41: ВТМО (свойства образцов в плос-
кости деформирования)—4200—4400 МПа, обработка на насле-
дование термомеханического упрочнения — 3750—4100 МПа,
ТОМП — 3800—4000 МПа, стандартная обработка — 3400 — 3700
МПа. Таким образом, по эффективности упрочнения (увеличение
твердости при постоянной хрупкой прочности или увеличение хруп-
кой прочности при постоянной твердости) ТОМП примерно равно-
сильна обработке на наследование.

Исследование механических свойств стали Х17Н2 [4] пока-

зало, что после стандартного нагрева и закалки в магнитном
поле временное сопротивление, равное 1200 МПа, остается неиз-
менным по сравнению с ов после обработки без поля. Однако
существенно меняются характеристики пластичности. Так, отно-
сительное сужение после магнитной закалки без отпуска и после
отпуска при 300 °C возрастало почти в 2 раза. После отпуска при
520 °C разница в значениях ф сглаживалась. Результаты измере-
ний ударной вязкости в зависимости от температуры испытания
для разных видов обработки показаны на рис. 156. Видно, что

кривая, соответствующая закалке в магнитном поле с последую-
щим отпуском, идет выше, чем при обычной закалке и отпуске,
а порог хладноломкости смещается в сторону низких температур.

Таким образом, изменения механических свойств сталей после
ТОМП характеризуются главным образом улучшением харак-
теристик сопротивления разрушению. Это объясняется усилением

Рис. 154. Влияние напряженности по-
стоянного магнитного поля на механи-
ческие свойства стали ШХ15:

1 — поле в продольном направлении; 2 —
поле в поперечном направлении

процессов распада мартенсита по
двухфазному механизму в период
закалочного охлаждения, повыше-
нием дисперсности мартенситных
кристаллов и общей структурной

Рис. 155. Анизотропия механических
свойств (Л — ось образца параллельна
полю, Б — перпендикулярна) под-
шипниковой стали после закалки в по-
стоянном магнитном поле:

1 — ШХ1Б; 2 — ШХ16СГ
Рис. 156. Влияние ТОМП на ударную
вязкость стали Х17Н2 при низких тем-
пературах :

/ — закалка в поле, отпуск при 500 °C 2 ч;
2 — тоже, без отпуска; 3—закалка без по-

ля, отпуск при 500 °C 2 ч

фрагментацией. Указанные струк-
турные изменения наследуются
при отпуске сталей в большей или
меньшей степени в зависимости от
температуры отпуска. Это обес-
печивает большую релаксацион-

ную способность структуры мартенсита отпуска (при обработке
на высокопрочное состояние) и обусловливает такое необычное
сочетание свойств после ТОМП, когда одновременно с повыше-
нием сопротивления пластической деформации увеличивается и
сопротивление хрупкому разрушению. Вместе с тем в резуль-
тате закалки в магнитном поле формируется развитая поверх-
ность субграниц, которые являются полупроницаемыми барь-

ерами, определяющими возможность релаксации пиковых на-
пряжений путем эстафетной передачи деформации в ненапряжен-
ные микрообъемы.

Рассмотренные данные также показывают, что сопротивление
хрупкому разрушению после закалки и отпуска железоуглеро-
дистых сплавов во многом определяется структурным состоянием,
которое фиксируется закалочным охлаждением. Известно [2],
что низкое сопротивление развитию хрупкой трещины в железо-
углеродистом мартенсите приводит к образованию микротрещин
(особенно в высокоуглеродистых сталях) сразу же после закалки.
Это происходит в результате сдвигового характера мартенситного
превращения, протекающего с высокой скоростью («динамические
эффекты»), объемной дилатации, сопровождающей образование
ос-фазы, недостаточной взаимной аккомодации мартенситных кри-
сталлов, особенно в соседних пакетах или зернах. Вследствие этих
явлений в структуре закаленной стали могут возникать остаточ-
ные локальные напряжения растяжения и сжатия. Локальная
деформация растяжения в местах действия растягивающих «пи-
ковых» напряжений может быть настолько велика, что это при-
водит к образованию внутренних дефектов типа микротрещин
[89, 117]. Большая длина закалочных микротрещин обуслов-
ливает разрушение по хрупкому механизму. В то же время мно-
гочисленные наблюдения структуры после закалки в магнитном
поле свидетельствуют о практически полном отсутствии видимых
при оптическом увеличении микротрещин. Это указывает на воз-
можность релаксации закалочных напряжений путем микропла-
стической деформации в связи с усилением распада мартенсита
(«in statunascendi») и увеличением удельной поверхности субгра-
ниц (полупроницаемых барьеров) при мультипликативном за-
ли Р6М5 [75] проводили путем

Рис. 157. Зависимость свойств стали
Р6М5 от продолжительности отпуска
при 560 °C:

1 — стандартная обработка: 2 — ТОМП
рождении кристаллов а-фазы
под действием магнитного поля,
а также (для закаливаемых’в
воде сталей) вследствие сниже-
ния охлаждающей способности
воды в интервале мартенсит-
ного превращения.

Применение ТОМП оказы-
вает благоприятное влияние на
свойства инструментальных ста-
лей. Исследование свойств ста-
сравнения результатов стан-

дартной термической обработки (закалка от 1210 °C и отпуск при
560 °C, дважды с выдержкой 0,5 ч и дважды — по 1 ч) и обработки

в магнитном поле, которое накладывали при закалочном ох-
лаждении и охлаждении после каждой выдержки 560 °C. Данные
рис. 157 свидетельствуют о целесообразности проведения при
стандартной обработке многократного (два и более раз) отпуска
с выдержкой 1 ч, так как повышение прочности и вязкости (при
испытаниях на удар ненадрезанных образцов) наблюдается глав-
ным образом в результате второго и третьего отпуска. По мнению
Ю. А. Геллера [23], это вызвано тем, что при первом отпуске
возможное увеличение реализуемой прочности и вязкости, вы-
званное релаксацией закалочных напряжений, проявляется до-
статочно слабо в результате образования по сдвиговому меха-
низму новой (достаточно большой) порции мартенсита в процессе
охлаждения от 560 °C. При закалке в магнитном поле заметно
уменьшается количество остаточного аустенита и повышается
дисперсность кристаллов мартенсита. Последнее, по данным
работы [23], способствует увеличению прочности и вязкости;
эти характеристики в результате однократного отпуска при
560 °C в течение 1 ч с охлаждением в магнитном поле оказыва-
ются более высокими, чем после стандартной обработки с трех-
кратным отпуском. По-видимому, здесь имеет значение объемная
доля остаточного аустенита, испытывающего сдвиговое превра-
щение при охлаждении с 560 °C, а также более высокая дисперс-
ность кристаллов а-фазы.

В результате исследований механических свойств сталей Р18
и ХВГ установлено, что наложение постоянного магнитного поля
напряженностью 400 кА/м повышает предел прочности при изгибе
стали ХВГ на 65 %, а стали Р18 — на 25 % (рис. 158). Проведение
отпуска в магнитном поле существенно ускоряло распад остаточ-
ного аустенита в сталях Р18, Х12Ф1. Меньшее влияние отмеча-
лось у сталей X и ХВГ. После магнитного отпуска достигалось
Рнс. 158. Зависимость предела прочности при изгибе сталей ХВГ (о) и Р18 (б)
от способа закалки:

1 — без поля; 2 — в постоянном поле, наложенном в продольном направлении; 3 в по -
стояииом поле, наложенном в поперечном направлении; 4 — в переменном поле напряжен-
ностью 96 кА/м

упрочнение всех указанных сталей. На рис. 159 показано влия-
ние магнитного отпуска на сопротивление разрыву стали Р18
после различных вариантов закалки в магнитном поле.

Рис. 159. Временное сопротивление стали Р18 после закалки без поля (а), в пере-
менном (б), в постоянном продольном (в) и постоянном поперечном (г) магнит-
ном поле прн вариантах отпуска:

1 — без отпуска; 2 — отпуск без поля; 3 — отпуск в постоянном поле; 4 — отпуск в пе-
ременном поле
Повышенные значения предела прочности при изгибе и при
кручении были получены при магнитном отпуске после закалки
без поля и при отпуске без поля после магнитной закалки. Уве-
личение предела прочности при изгибе после ТОМП сталей ХВГ
и X (отпуск при 180°С) составляло30—50 %, в частности для стали
ХВГ были получены следующие абсолютные значения ои после
различных обработок: закалки в магнитном поле и отпуска без
поля — 3800—4000 МПа, закалки без поля и отпуска в магнит-
ном поле — 3200—3400 МПа, стандартной обработки — 2300—
2700 МПа.

Эти данные показывают, что использованием ТОМП для инстру-
ментальных сталей можно повышать производительность на опе-
рациях термической обработки (сокращать число отпусков быст-
рорежущей стали) и улучшать характеристики стойкости инстру-
мента.

Таким образом, влияние магнитного поля в процессе отпуска
проявляется по-разному в зависимости от материала, темпера-
турного интервала превращений и закалочной предыстории.
В конструкционных и углеродистых инструментальных сталях
воздействие полем при отпуске оказывает тормозящее влияние
на процесс распада мартенсита. После закалки в магнитном поле
распад a-твердого раствора при отпуске без поля также проте-
кает менее интенсивно, так как процесс распада в значительной
степени реализуется при закалочном охлаждении. Причина этих
явлений заключается главным образом в уменьшении термоди-
намической активности углерода и смещении в область более
высоких температур отпуска метастабильного равновесия между
е-карбидом и твердым раствором, в котором часть атомов угле-
рода связана в энергетически выгодных позициях вблизи дефек-
тов кристаллической структуры. Последним обусловлено умень-
шение количества и повышение дисперсности карбидных выде-
лений при низкотемпературном отпуске, чем можно, по-видимому,
частично объяснить повышение сопротивления хрупкому разру-
шению после отпуска в магнитном поле или отпуска (без поля)
после закалки в магнитном поле.

Распад остаточного аустенита в магнитном поле для высоко-
углеродистых сталей протекает более интенсивно. Механизм
этого явления качественно не отличается от рассмотренного выше
влияния поля на распад аустенита в промежуточной области тем-
ператур. Степень и темп мартенситного превращения остаточного
аустенита при охлаждении от температуры отпуска инструмен-
тальных сталей с вторичной твердостью заметно увеличивается
при наложении поля, что объясняется работой механизма муль-
типликативного зарождения на флуктуациях дальнего ферро-
магнитного порядка.

Изменения структуры и фазового состава при ТОМП опре-
деляют направление изменений механических свойств. Терми-
ческая обработка в магнитном поле так же, как и ВТМО (несколько
200
в меньшей степени), обеспечивает уникальное сочетание свойств
когда одновременно с повышением сопротивления пластической
деформации растет и сопротивление хрупкому разрушению.
При этом наилучшие разультаты получены при сочетании закалки
в магнитном поле с отпуском без поля. Характерным для этого
режима является снижение температуры отпуска, при которой
достигается максимум реализуемой прочности и повышение аб-
солютных значений характеристик прочности.

4. ОСОБЕННОСТИ ПОВЕДЕНИЯ ТРЕЩИН В СТАЛИ ПОСЛЕ
ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ВЫСОКОПРОЧНОЕ СОСТОЯНИЕ

В МАГНИТНОМ ПОЛЕ

Усталостное разрушение является одним из распространенных
видов повреждений, а результаты исследований последних лет
подтверждают, что работоспособность материала при циклическом
нагружении'во многом определяется сопротивлением росту тре-
щины. В этой связи была сделана оценка влияния структуры после
термической обработки в магнитном поле на кинетические осо-
бенности роста усталостных трещин и эффективность образую-
щихся в процессе ТОМП барьеров, препятствующих разрушению
стали.

Кинетику развития усталостной трещины исследовали при циклических
испытаниях призматических образцов на установке [29], собранной на базе виб-
ростенда ST-600 (ГДР) со специальным стабилизатором амплитуды колебаний.
Возникновение и последующее развитие трещины регистрировали методом элек-
тропотенциалов [72, 122] в координатах «разность потенциалов — время». Эту
зависимость потом расшифровывали с помощью тарировочного графика в соот-
ветствии с размерами сечения образца и длиной усталостной трещины.

Диаграммы усталостного разрушения строили в логарифмических координа-
тах dl/dN — 1g АК [33, 42], где dltdN — скорость роста трещины на величину I
за N циклов; АТС — размах коэффициента интенсивности напряжений. Вели-
чина А К определялась разностью между максимальным и минимальным значе-
ниями коэффициента интенсивности напряжений при циклических колебаниях:

ДА = Ki max - К?с min, (67)

а соответствующие значения вычисляли из формулы [33]

= (68)

где а — максимальное напряжение, возникающее при циклическом изгибе приз-
матического образца с трещиной длиной /.

Исследования проводили на сталях, обработанных на высо-
копрочное состояние: сталь 18Х2Н4ВА после закалки на воздухе
со структурой мартенсита и сталь ЗОХГСА после изотермической
закалки при 380 °C на структуру нижнего бейнита.

На рис. 160 показаны~"зависимости длины ""усталостиой тре-
щины от числа циклов испытания. Видно, что^скорость развития
трещины" в "образцах, термообработанных в магнитном поле
(в сравнении с обработкой без поля), значительно ниже, а окон-
I,НН

Рис. 160. Зависимость длины усталостной трещины от
менного изгиба для сталей ЗОХГСА (а) и 18Х2Н4ВА
1 — обработка без поля; 2 — обработка в магнитном поле

числа циклов знакопере-
(б):

напряженностью 1,6 МА/м

нательное разрушение образца происходит через более длитель-
ный период времени и на него затрачивается большее число циклов
изгиба. Рис. 161 иллюстрирует кинетические диаграммы уста-
лости для исследуемых сталей, внешний вид которых характе-
ризует три стадии развития усталостной трещины, на каждой
из них трещина имеет определенную скорость распространения:
1-я — стадия медленного роста, 2-я — стабильного роста и 3-я —
ускоренного или нестабильного роста [33]. Для каждой из этих
стадий характерны свои специфические особенности рельефа по-
верхности разрушения [26], которые хорошо обнаруживаются
на изломе образцов после испытания на циклический изгиб.

Из диаграмм на рис. 161 видно, что изменение структуры
сталей после термической обработки в магнитном поле оказывает
большое влияние на кинетику развития усталостной трещины.
В данном случае для обеих сталей скорость развития трещины
после ТОМП значительно ниже, чем после термической обработки
без поля при одинаковом уровне размаха коэффициента интен-
сивности напряжений А7<. Окончательное разрушение образца
происходит при большей критической длине усталостной трещи-
ны /кр и большей циклической вязкости разрушения (табл. 32).

41/ЦН(нн/цикл) dl/du (ни/цикл)

Рис. 161. Кинетические
диаграммы развития уста-
лостной трещины в сталях
ЗОХГСА (а) и 18Х2Н4ВА
(б):

1 — обработка без поля;
2 — обработка в магнитном
поле напряженностью
1,6 МА/м
Таблица 32. Параметры циклической вязкости разрушения

Сталь „И *Чс ^кр» мм Число циклов до раз- рушения WX10s Примечания
МН/м3/2
18Х2Н4ВА ЗОХГСА 70,2+1,0 81,4+1,0 51,2±1,0 60 2+1,0 8,4±0,4 9,8+0,4 5,2+0,3 6,2+0,3 6,75+0,05 7,10+0,05 4,93+0,05 5,15+0,05 110±10 152+10 116+10 167+10 1. В числителе приведены резуль- таты обработки без поля, в зна- менателе — в поле напряженностью 1,6 МА/м. 2. Показаны дове- рительные интер- валы при Р 0,95 и п — 5.

Из данных табл. 32 видно, что значения циклической вязкости
разрушения Ки исследуемых сталей ниже приведенных ранее
для этих же сталей данных о Kq (см. табл. 14 и с. 89). Такое
различие можно объяснить следующим образом. Во-первых,
условия окончательного разрушения при усталости не опреде-
ляются параметром Д1С, а характеризуются своим параметром —
циклической вязкостью разрушения Ки, который в частном слу-
чае может быть равен Ли [30]. Таким образом, равенство Ди =
= Д1С является не обязательным при определении циклического
коэффициента вязкости разрушения. Во-вторых, размеры сече-
ния призматических образцов, возможно, были недостаточными
для определения истинного значения Д1С, а так как сравнитель-
ные испытания образцов с различными размерами сечения не
проводили, то говорить о равенстве Aq = Д1С нельзя. Поэтому
приведенные ранее значения Aq могут быть завышенными и,
соответственно, превышать по абсолютной величине Ди.

Кроме того, существует точка зрения [30, 32], что цикли-
ческую вязкость разрушения целесообразно определять не по
критическому значению коэффициента интенсивности напряже-
ний, соответствующему предельному состоянию, а по пороговому
значению этого коэффициента Д[], отвечающему страгиванию
магистральной трещины по механизму отрыва при детерминиро-
ванной степени стеснения пластической деформации. Из табл. 32
видно, что значения А;, при ТОМП также повышаются по сравне-
нию с обработкой без поля. Приведенные результаты усталостных
испытаний на циклический изгиб находятся в соответствии со
сделанными ранее оценками о влиянии ТОМП на статическую
вязкость разрушения и позволяют ожидать положительных из-
менений со стороны эксплуатационных свойств деталей машин и
Рис. 162. Поры в изломе (а, X 1200) и образование трещин из пор (б, Х500) в
стали ЗОХГСА (РЭМ)

инструмента после термической обработки в магнитном поле
(см. гл. 8).

В предыдущих главах содержатся данные о том, что при обра-
ботке на высокопрочное состояние (структура мартенсита отпуска
и нижнего бейнита) влияние магнитного поля проявляется в су-
щественной фрагментации структуры, повышении дисперсности
как отдельных кристаллов ферромагнитной a-фазы, так и их
ансамблей (пакетов), увеличении удельной поверхности субгра-
ниц, оказывающих берьерное действие при движении дислокаций
в процессе нагружения. Локальное перенапряжение у вершины
дислокационного скопления в конечном итоге может релакси-
ровать путем возникновения зародыша трещины, процесс раз-
вития которой определяется характером структуры стали. В общем
случае, в зависимости от условий нагружения и исходного со-
стояния материала, рост микроскопической трещины может
осуществляться по различным механизмам, определяющим вид
поверхности излома. В частности, механизм вязкого разрушения,
который характерен для исследуемых сталей 18Х2Н4ВА и ЗОХГСА
(см. рис. 67, д, е и 150, а), работает путем зарождения, роста и
коалесценции пор (рис. 162, а). В процессе усталостного нагру-
жения, особенно в условиях знакопеременного изгиба, в металле
образуется значительное количество вакансий, возникающих
при пересечении дислокаций, а также при скольжении дислокаций
с порогами [42, 100]. Объединение единичных вакансий с обра-
зованием поры происходит в плоскости скольжения. Под дей-
204
Рис. 1&3. Трещины в фольге стали ЗОХГСА после закалки в масле, ХЮ ООО:
а — в магнитном поле; б — без поля

ствием нормальных напряжений на поверхности микропор осе-
дают вакансии и в результате этого пора постепенно трансформи-
руется в трещину (рис. 162, б).

Дальнейшее развитие трещин зависит от особенностей струк-
туры стали и, в первую очередь, от факторов, препятствующих
продвижению трещины. Было проведено изучение траектории
трещин, образующихся в тонких фольгах. Параметры траектории
таких трещин очень чувствительны к структуре [2] и могут
характеризовать эффективность барьеров, препятствующих раз-
витию трещины. Исследование было предпринято с целью харак-
теристики эффективности структурных барьеров, возникающих
при термической обработке в магнитном поле. Для этого вычис-
ляли автокорреляционные функции (АКФ) [58, 102] отклоне-
ния траектории трещины от ее средней линии и первой производ-
ной ее траектории.

Наблюдения за трещинами в фольгах показали, что незави-
симо от того, использовалось магнитное поле в процессе терми-
ческой обработки или нет, трещины развиваются одинаково,
т. е. каждый их переход через внутренние поверхности раздела
(границы кристаллов, пакетов, карбидные частицы и т. п.) всегда
сопровождается изменением траектории (рис. 163). Вместе с тем
превалирующего развития трещин по границам пакетов кристал-
лов мартенсита (бейнита) или через границы этих пакетов обна-
ружено не было. Таким образом, изменение траектории трещины
Рис. 164. Автокорреляционные функ-
ции наклона микроучастков траекто-
рии трещины к ее средней линии:
1 — обработка без поля; 2 — обработка в
магнитном поле напряженностью 1,6 МА/м

не зависит от вида термической
обработки и является случай-
ным процессом. Вычисленные
АКФ отклонения траектории
трещины от средней линии и
первой производной ее траекто-
рии (рис. 164), которые харак-
теризуют угловые параметры
искривления следа трещины

при ее распределении в фольге, позволили оценить влияние

ТОМП на статистические параметры микротрещины Кх (0);
тх (0); К'х (0) и t'x (0) для стали ЗОХГСА (табл. 33), где К* (0) —

величина среднего квадрата отклонения траектории трещины
от ее средней линии; К'х (0) — величина среднего квадрата
тангенсов углов наклона траектории к ее средней линии (ха-
рактеризует большую или меньшую микроизвилистость тре-
щины); тх (0) и тх (0) — соответственно интервалы корреляции
функции линейного отклонения и тангенсов углов наклона тра-
ектории трещины к ее средней линии (характеризуют, на какое
расстояние распространяется трещина под действием однажды
подействовавшего на нее фактора).

Как видно из таблицы, после ТОМП заметно изменяются все
статистические параметры микротрещины. Согласно полученным

данным, среднеквадратичное значение тангенса углов наклона
микроучастков траектории трещины к ее средней линии после
ТОМП возрастает до 0,67 против 0,57 при обработке без поля,
что соответствует увеличению среднего значения модуля наклона
траектории трещины от 29 до 34 °C. При этом интервал корреля-
ции уменьшается с 1 мкм до 0,6 мкм. Это свидетельствует о том,
что после термической обработки в магнитном поле формируется
структура, обеспечивающая увеличение микроизвилистости тре-

Таблица 33. Влияние ТОМП на статистические характеристики
микротрещины длиной 6 мкм

Напря- женность поля, МА/м КК.х (0) тж(0) О’) < (0) Примечание
0 0,157±0,03 1,4±0,20 0,57±0,04 1,0±0,3 Приведены средне- квадратичные откло- нения эксперимен- тальных данных
1,6 0,145±0,03 1,2±0,15 0,67±0,03 0,6+0,2
щины, которая характеризуется повышенной крутизной изгибов
траектории в результате часто встречающихся на ее пути струк-
турных барьеров. В этой связи можно считать, что характер
организации структуры при ТОМП имеет много общего с про-
цессом ВТМО [2].

ГЛАВА VII

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ ДАННЫЕ О ДИФФУЗИОННЫХ
ПРОЦЕССАХ И ФОРМИРОВАНИИ ТЕКСТУР
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ В МАГНИТНОМ ПОЛЕ

1. ВЛИЯНИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ НА ДИФФУЗИОННЫЕ
ПРОЦЕССЫ В СТАЛИ

В работах О. Майера, В. А. Айлендера и В. Шмидта, выполненных в 30-х
годах, было показано, что процесс азотирования ускоряется при нагреве в высо-
кочастотном магнитном поле. При этом отмечалось повышение твердости и уве-
личение глубины азотированного слоя, особенно при обработке сталей, трудно
поддающихся или вовсе не поддающихся азотированию (рис. 165). В случае
азотируемых сталей (нитраллоев) влияние поля проявлялось только при малых
выдержках и преимущественно выражалось в сокращении продолжительности
процесса.

Учитывая возможность разогрева поверхностных слоев из-за скин-эффекта
и, следовательно, ускорения диффузии, О. Майер с сотрудниками провели точные
измерения температуры. Так как существенной разницы между температурой
поверхностных слоев и центра обнаружено не было, полученные результаты'объ-
яснили продольной и объемной магнитострикцией, «разрыхляющей структуру
и облегчающей диффузию. Однако, по-видимому, главной причиной может быть
иная схема диссоциации аммиака (по сравнению с обычным процессом в печах),

HRA

Рис. 165. Изменение твердости по глубине слоя после азотирования при 550 °C
электролитического железа (а), различных нитраллоев (б, в); цифры у кривых —
продолжительность азотирования в часах (по данным О. Майера, В. Айлендера,
В. Шмидта):

/ — азотирование в печи; 2 — азотирование в высокочастотном магнитном поле
Рис. 166. Изменение твердости в
процессе старения при 600 °C сплава
железа с 6,19 % Ti после закалки
от 1250 °C в воде (по данным О. Май-
ера, В. Айлендера, В Шмидта):
1 — нагрев в высокочастотной печи;
2 — нагрев в обычной печи с нихромо-
вой обмоткой

когда разложение холодного газа идет на нагретой детали, т. е. осуществляется с
наибольшей полнотой диссоциация «in situ» иа поверхности детали.

Благоприятное влияние высокочастотного поля на процессы старения в сплаве
железа с 6,19 % Ti позволило сократить продолжительность нагрева с 50 до 6 ч
(рис. 166). Такое влияние высокочастотных полей на процессы дисперсионного
твердения нашло подтверждение и развитие в исследованиях процессов диф-
фузии и выделения под действием переменных механических напряжений. Была
проведена цементация при воздействии ультразвуковых колебаний и азотирова-
нии при пульсирующем нагружении растяжением. Положительное влияние этой
обработки объясняется создаваемой упругой деформацией. Высказывается мне-
ние, что несмотря на различие в величине деформации при магнитострикционных
и механических пульсирующих напряжениях, интенсификация процессов опре-
деляется подводом энергии, зависящей от частоты и амплитуды.

При исследовании процессов коррозии наблюдалось увеличение скорости
окисления железа на 6—12 % при температурах 520—580 °C в постоянном маг-
нитном поле напряженностью 5,44 кА/м.

В случае наложения поля напряженностью до 2,4 МА/м перпендикулярно
к направлению диффузии экспериментально наблюдалось статистически досто-
верное уменьшение (на 25 %) диффузии меди в слабо парамагнитном сплаве
алюминия с 3 % Си по сравнению с диффузией в отсутствие поля Исследователи
полагают, что замедление диффузии происходит вследствие структурных измене-
ний, влияющих на величину предэкспоненциального множителя, и считают,
что энергия активации не изменяется.

В литературе имеются многочисленные данные об аномалии диффузионных
процессов в температурной области перехода из ферромагнитного в парамагнит-
ное состояние. И. Сноек и другие исследователи показали, что максимум скорости
обезуглероживания и науглероживания в интервале температур 700—850 °C
совпадает с точкой Кюри (рис. 167, 168). Наблюдаемые эффекты объясняли суще-
ствованием различно напряженных вследствие магнитострикции областей,
скачкообразным изменением каталитической способности ферромагнетика,
электронным обменным взаимодействием, обусловливающим изменение ионного
состояния углерода в железе, а также образованием
и перемещением дислокаций под действием магни-
тострикционных напряжений, в результате чего
возможна предпочтительная диффузия углерода
при фазовых переходах I и II рода.

Вместе с тем, по другим данным, при переходе
сплавов на железной основе через точку Кюри в
полностью магнитоупорядоченное состояние ско-

Рис. 167. Зависимость скорости обезуглерожива-
ния от температуры нагрева (по данным
И. Л. Сноека)

V об, ин/с
Рис. 168. Зависимость глубины слоя от температуры цементации (по данным
Е. Ханке, К- Шрека):

а — 60 % древесного угля, 40 % BaCOs, выдержка 8 ч; б — 80 % древесного угля,
20 % ВаСО,. выдержка 4 ч

рость самодиффузии железа и диффузии ванадия и кобальта уменьшается на два
порядка по сравнению со значениями, экстраполированными из парамагнит-
ной области. Иными словами, предполагается, что в зависимости D =
= Do ехр (Ёд/7?7) параметр Е>0 ниже точки Кюри убывает, а энергия активации
диффузии Ея возрастает. Л. Жирифалко объясняет это необходимостью затраты
дополнительной энергии, связанной с местным размагничиванием при образо-
вании вакансий. Однако И. Стенли и К. Верт не наблюдали эффектов, которые
можно было бы связывать с замедлением диффузии углерода в а-железе.

На рис. 169 приведены результаты опытов, проведенных
М. Л. Бернштейном и Г. И. Граник, по цементации в магнит-
ном поле. После цементации в области а-фазы (750—760 °C)

слоя не наблюдалось ни при обработке в магнитном поле, ни при
обработке без поля. После цементации при температуре, близкой
к точке Кюри, без поля слоя на поверхности также не обнару-
живалось, в то время как при воздействии^ полем получался

слабо насыщенный слой глубиной до 0,08 мм.

Повышение температурыГцементации до£]800 °C обусловило
получение слоя с насыщением не более эвтектоидного. Средняя
глубина слоя в поле составляла 0,75 мм, а без поля 0,60 мм.

В результате цементации в
области у-фазы при 930 °C
в магнитном поле также
образовался слой, глубина
которого была на 0,10 мм
больше, чем в случае
цементации без поля.

Рис. 169. Изменение глубины
слоя после цементации железа
в твердом карбюризаторе в тече-
ние 6 ч:

1 — в магнитном поле напряжен-
ностью 536 кА/м; 2 — без поля
Рис. 170. Температурная зависимость
внутреннего трения после закалки от
950 °C при деформации (X — 5 %) в
магнитном поле различной напряжен-
ности:

1 — И = 0; 2 — И - 320 кА/м; 3 — Н =
-= 640 кА/м

нагревом (точки, обозначенные
поля — в среднем до 0,26 мм,
был очень (слабо насыщенным
0,4 %.

Цементация при цикличе-
ской выдержке в районе точки
Кюри (±15 °C по 15 мин при
каждой температуре) дала не-
которое увеличение глубины
слоя по сравнению с обычным
треугольниками на рис. 169) без
в поле — 0,32 мм, причем слой
с содержанием углерода 0,3—

Полученных данных пока недостаточно, чтобы можно было

сделать окончательные выводы, однако они дают основание для
некоторых качественных предположений. Исходя из того, что
слой большей глубины возникает при воздействии магнитного
поля, можно предположить, что ферромагнетик, являющийся
катализатором в реакции 3Fe ±2СО —>- Fe3C ±СО2 обладает луч-
шим каталитическим воздействием, если находится в состоянии
магнитного насыщения. Это предположение впервые было вы-
двинуто в работе X. Форестье и Р. Лилле для объяснения пика
диффузии в точке Кюри и опровергнуто В. Милнсом, получившим
аналогичные результаты, но в условиях, исключающих катали-
тическое воздействие среды.

Для объяснения наблюдаемых явлений в какой-то мере могут
быть использованы обсуждаемые выше представления о сохране-
нии в сильном поле ближнего магнитного порядка при темпера-
турах выше точки Кюри. Увеличение глубины слоя при нагреве
в у-области и воздействии поля указывает на то, что в микрообъ-
емах с ближним ферромагнитным порядком из-за магнитострик-
ционных деформаций может нарушаться структурная и энерге-
тическая эквивалентность октаэдрических междоузлий. Это, в свою
очередь, можно рассматривать как фактор, определяющий воз-
можность ускорения массопереноса в поле градиента химиче-
ского потенциала. Исходя из этого, следует ожидать появления
специфического «магнитного» Сноек-эффекта, что и было обнару-
жено в опытах по внутреннему трению, проведенных Ю. В. Пи-
гузовым и М. Л. Бернштейном (рис. 170). Вместе с тем следует
отметить, что ограниченность данных о влиянии парапроцесса
в а железе на точку Кюри и о явлениях парапроцесса в высоко-
углеродистом аустените не позволяет в настоящее время сделать
определенный вывод о механизме этого явления.
2. ИЗМЕНЕНИЕ ТЕКСТУРЫ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
ПОД ДЕЙСТВИЕМ ВНЕШНЕГО МАГНИТНОГО ПОЛЯ

Влияние магнитного поля в процессе рекристаллизации впервые исследовали
р. Смолуховский и Р. Тернер в конце 40-х годов на сплаве железа с кобальтом
(35 % Со). В работе Б. Сойера и Р. Смолуховского были продолжены такие иссле-
дования и высказаны некоторые новые предположения.

Исследовали железокобальтовый сплав с очень высокой точкой Кюри, пред-
варительно прокатанный (с 0,75 до 0,025 мм) и затем отожженный при 700°C
в сильном магнитном поле. При текстуре деформации [110] (100) текстура ре-
кристаллизации без наложения поля удовлетворительно описывалась как сумма
трех текстур: [НО] (100); [110] ± 15°(100) и [НО] + 15°(111). В работе
Б Сойера и Р. Смолуховского последнее направление оценивалось как [225]
(554).

На ранних стадиях рекристаллизации влияние магнитного поля выража-
лось в преимущественном развитии текстуры [110] (100) в направлении приложен-
ного поля. Эффект не был настолько силен, чтобы создавались новые текстурные
компоненты или полностью были подавлены те, которые обычно присутствовали.
Наблюдаемый эффект не зависел от напряженности поля выше необходимой для
насыщения. Влияние поля проявлялось особенно сильно, если направление про-
катки образца располагалось под углом 15° к направлению поля. Обнаруженные
явления объясняют влиянием на текстуру магнитострикционных деформаций
и энергии кристаллографической магнитной анизотропии.

В. Бхэндери в Б. Куилити на основании работ Р. Смолуховского провели
опыты по рекристаллизации в магнитном поле кованой железной проволоки. Об-
разцы из армко-железа деформировали на 96 % и подвергали рекристаллизации
при 600—650 °C в слабых полях: постоянном поле напряженностью от 0,8 до
7,2 кА/м, переменном (60 Гц) 0,8 кА/м и переменном (400 кГц) 8 кА/м. При ис-
следовании полюсной плотности (100) после деформации была обнаружена несо-
вершенная текстура (001) [100]. После рекристаллизации без поля или в слабом
переменном поле наблюдалось аналогичная текстура, а в том случае, когда рек-
ристаллизация проходила в сравнительно сильном постоянном поле, к описанной
текстуре добавлялись компоненты [111] и [112]. Механические свойства при рас-
тяжении и кручении существенно не изменялись в результате воздействия маг-
нитного поля. ,

В СССР Р. А. Адамеску и И. П. Кудрявцев провели аналогичные опыты на
кремнистом железе (3 % Si). После холодной прокатки (степень деформации 85
и 92 %) сплав отжигали при 650°C в течение 6 ч в поле 64 кА/м и без поля. Ав-
торы показали, что текстура рекристаллизации (100) [ПО], аналогичная обыч-
ной текстуре деформации, в поле усиливается при деформации на 85 % и ослаб-
ляется при деформации на 92 %.

М. Л. Бернштейн и Г. И. Граник исследовали влияние маг-
нитного поля на текстуру рекристаллизации в армко-железе и
сплаве железа с никелем (сплав 02Н5, содержащий 5 % Ni).
Образцы нарезали из холоднотянутой проволоки со степенью
деформации около 50 % и подвергали рекристаллизационному
отжигу при 590 °C с выдержками 15, 30 и 120 мин без поля и при
наложении постоянного магнитного поля 1,04 МА/м вдоль и
поперек оси проволоки.

Исследованные сплавы после деформации имели аксиальную
текстуру [110] с довольно большим рассеянием около этого на-
правления. На рентгенограммах, полученных в кобальтовом
излучении, после деформации и рекристаллизации ясно видны
дифракционные максимумы при углах между полюсом (НО)
Рис. 171. Плотность полюсов (110) после рекристаллизации армко-железа (а)
и сплава 02Н5 (б) при 590 °C:

/ — наложение поля в продольном направлении; II — то же, в поперечном направлении;
III — без поля; 1 — Т = 15 мин; 2 — т = 30 мии; 3 — т — 2 ч

и осью проволоки, составляющих 60 и 90°, что соответствует уг-
лам между плоскостями [110[*.

На рис. 171, а приведены кривые полюсной плотности (НО),
полученные после рекристаллизации армко-железа, а на
рис. 171,6 — аналогичные графики для сплава 02Н5. Для об-
разцов, рекристаллизовавшихся без поля, кривые иллюстрируют
наличие смешанной текстуры [ПО] + [211] [100]; последняя

присутствует в незначительном количестве. Можно также оце-
нить полученную текстуру как [ПО] ± 15°, поскольку из-за
условий съемки нет надежных сведений о распределении полюс-
ной плотности ниже 30°. Из анализа данных рис. 171 видно, что

* Текстурные направления определяли с учетом величины углов между пло-
скостью (110) и плоскостями: (НО) — 60°, (211) — 54° 44'; 70° 13'; (100) — 45° —
в принятом для исследования интервале углов.
при наложении^поля в продольном направлении (особенно при
времени выдержки 30 мин) усиливается, как бы «заостряется»
текстура [110] и уменьшается степень рассеяния; в то же время
при наложении поперечного поля текстура ослабляется и
даже «вырождается», в связи с чем рекристаллизованные
зерна в отдельных случаях имеют неупорядоченную ориен-
тацию.

В первые 15 мин выдержки текстура одинакова при всех ва-
риантах обработки. Заметное влияние продольного и попереч-
ного поля проявляется только через 30 мин выдержки, когда
рекристаллизация обработки, как было видно из рентгенограмм,
уже закончилась. Отсюда можно заключить, что магнитное поле
влияет не столько на стадии рекристаллизации обработки, сколько
в процессе миграции границ зерен и роста их за счет друг друга
при собирательной рекристаллизации.

При рекристаллизации основной движущей силой является
энергия, накопленная при наклепе и составляющая 10—
104 кДж/м3 (см. гл. 1); в развитие этого процесса может давать
вклад энергия, вносимая полем от намагничивания, имеющая
порядок 103 кДж/м3, и энергия магнитострикционных деформа-
ций 0,1 кДж/м3. При собирательной рекристаллизации эти энер-
гии вполне соизмеримы с движущей силой миграции границ
(10 кДж/м3).

Таким образом, наложение внешнего поля не вызывает появ-
ления новых текстурных направлений, но создает дополнительные
энергетические условия для преимущественного развития одних
ориентировок за счет других. Так как энергия наклепа зависит
от плотности дислокаций, которая в свою очередь определяется
степенью предшествующей деформации, влияние магнитного поля
на стадии рекристаллизации обработки должно проявляться тем
сильнее, чем меньше степень деформации.

Поскольку поле напряженностью 1,04 МА/м, которое исполь-
зовалось в эксперименте, обеспечивает намагничивание до насы-
щения, то с точки зрения кристаллографической анизотропии
все направления намагничивания в кристалле были равнолег-
кими. Выигрыш в свободной энергии при наложении поля полу-
чали кристаллы, одна из главных осей которых ориентирована
вдоль направления поля. Поэтому рассеяние текстуры [ПО]
при наложении поля в продольном направлении уменьшается,
а при наложении в поперечном направлении усиливается, так
что наблюдается «вырождение» текстуры.

Внешнее магнитное поле должно также оказывать влияние на миграцию гра-
ниц в агрегате, состоящем из совершенных кристаллов. Так, В. Маллинз показал,
что очень сильное внешнее поле (И = 10е кА/м) влияет на миграцию границы
в бикристалле висмута, который представляет собой высокоанизотропный диа-
магнетик. Угол между осью с максимальной магнитной восприимчивостью и
направлением поля составлял для одного кристалла 36°, для другого 78°. Разница
в энергиях была порядка 1 кДж/м3 Кристалл с более высокой восприимчивостью
и, следовательно, с меньшей свободной энергией рос за счет другого.
Таблица 34. Магнитострикция железа (Х1О~6)
в различных кристаллографических направлениях

Температура, [100] [1111 [ПО] [112]
20 22 — 22 — 11 — 10
600 32 — 1 7 10
650 28 — 1 6 9
700 15 — 1 3 4

Была предпринята попытка объяснить некоторое изменение текстуры ре-
кристаллизации под влиянием внешнего поля с точки зрения магнитострикцион-
ных явлений. Если кристаллит является частью поликрисгаллического агрегата
и сжат своими соседями, то при намагничивании в нем накапливается магнитоуп-
ругая энергия, количество которой зависит от величины Xs. Значения магнито-
стрикции железа в направлениях [100] и [111] в функции температуры были
измерены Е. Тацумото и Т. Окамото; по их данным были вычислены значения маг-
нитострикции для [НО] и [112]. Указанные значения приведены в табл. 34.

Р. Смолуховский рассматривает модель из двух маленьких кристаллитов
(зерен). В первом из них параллельно внешнему полю направление [100], а во
втором [ПО]. В отсутствие поля по энергетическим условиях у этих кристаллов
имеются равные шансы для того, чтобы стать зародышами рекристаллизации.
В присутствии поля первое зерно стремится удлиниться в направлении [100]
(т. е. поля) и из-за сопротивления соседних зерен оказывается сжатым. Второе
зерно также стремится удлиниться, но поскольку X [ПО] <Х [100], оно напря-
жено меньше, имеет более низкую свободную энергию и, следовательно, боль-
шую способность к росту.

Этими факторами и объясняется ослабление дополнительных текстурных на-
правлений [ПО] ± 15° в плоскостях (100) и (111) и появление дополнительного
текстурного направления [111]. Данные рис. 171, характеризующие усиление
текстуры рекристаллизации [НО] при продольном действии поля и ослабление ее
при поперечном расположении образца, хорошо согласуются с результатами ра-
бот Р. Смолуховского и В. Маллинза.

Приведенные в этой главе экспериментальные данные свиде-
тельствуют о том, что внешнее магнитное поле может оказывать
положительное (с точки зрения конечного результата) влияние
на протекание диффузионных процессов и формирование текстур
рекристаллизации. Вместе с тем необходимо отметить, что ука-
занные вопросы в научном отношении решены далеко не в той
степени, чтобы можно было сделать рекомендации для практики
термической обработки. Поэтому перспективны дополнительные
исследования физической природы наблюдаемых явлений.

ГЛАВА VIII

ВЛИЯНИЕ ТОМП НА ДОЛГОВЕЧНОСТЬ ДЕТАЛЕЙ
МАШИН И ИНСТРУМЕНТА

Долговечность деталей машин определяется их прочностью
в условиях воздействия статических, динамических и циклических
нагрузок, агрессивных сред, а также сопротивлением изнаши-
214
ванию. Необходимость оценки прочности реальных деталей
и конструкций (конструктивной прочности) обусловлена слож-
ностью, а иногда и невозможностью учета многих факторов,
определяющих различие свойств образцов и деталей, изготовлен-
ных из одного материала. Один из таких факторов — наличие
в деталях остаточных напряжений. При этом реальные условия
нагружения характеризуются взаимодействием полей временных
и остаточных напряжений. Информация о величине, знаке и
распределении остаточных напряжений очень важна, так как
в последнее время надежно доказано [99] их влияние на рабо-
тоспособность деталей при различных нагрузках, а также на
вероятность возникновения дефектов термической обработки (тре-
щинообразование, деформации, коробление).

1. ОСТАТОЧНЫЕ НАПРЯЖЕНИЯ ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ И ОТПУСКА
В МАГНИТНОМ ПОЛЕ

Остаточные напряжения делят на структурные и тепловые.
Последние обусловлены температурной зависимостью удельного
объема сплава и градиентом температур по сечению термически
обрабатываемых деталей. Структурные напряжения возникают
из-за объемных изменений при фазовых превращениях и нерав-
номерности их протекания в различных микрообъемах. Вслед-
ствие этого напряженное состояние детали определяется супер-
позицией тепловых и структурных напряжений. При этом ре-
шающее влияние на величину и эпюру распределения суммарных
остаточных напряжений оказывает время перемены знака тепло-
вых напряжений по отношению к времени появления структур-
ных [99]. Если структурные напряжения появляются до пере-
мены знака тепловых, то суммарные напряжения уменьшаются,
и наоборот.

Расчет структурных напряжений производился по формулам
Ф. С. Беленова, которые определяют тангенциальные, осевые
и радиальные напряжения в сплошном цилиндре при отсутствии
температурного градиента по сечению. Оценка влияния магнит-
ного поля на уровень структурных напряжений может быть
сделана путем анализа следующей зависимости для поверхност-
ных тангенциальных напряжений:

от = — El/[2 (1 — р)], (69)

где Е и р — модуль упругости и коэффициент Пуассона; I —
относительная структурная деформация превращения (стадии
превращения).

Для определения I использовали данные об объемных харак-
теристиках фаз и результаты измерения удельных объемов (см.
гл. 5) микрообразцов, при охлаждении которых практически
отсутствует перепад температур между поверхностью и сердце-
виной. Из табл. 35 видно, что после закалки без поля уровень
Таблица 35. Структурные напряжения при закалке
углеродистых сталей

Сталь МПа, при темпера- туре закалки, °C * Сталь От, МПа, при темпера- туре закалки, °C*
800 1000 800 1 1000
45 —600,9 —621,2 У10 —795,4 —923,2 — 1028,7
—549,6 —564,5 —795,4
У8 —774,9 —903,8 У12 —798,6 —888,3
—766,6 —939,4 —819,7 — 1007,0

* Числитель—закалка без магнитного поля; знаменатель—в поле на»
пряжениостью 1,6 МА/м.

структурных напряжений возрастает с увеличением содержания
углерода в аустените и повышением температуры нагрева под
закалку.

*' р Влияние магнитного поля сводится к уменьшению структур-
ных напряжений в низко- и среднеуглеродистых сталях и их
увеличению—в высокоуглеродистых. Так, изменение уровня
структурных напряжений, вызванных мартенситным превраще-
нием, после закалки в магнитном поле сталей 45 и У12 с 1000 °C
составило соответственно 10 и 13 %. Сопоставление этих данных
с результатами рентгеноструктурных исследований показывает,
что величина и знак наблюдаемых эффектов определяются содер-
жанием углерода в исходном аустените, причем существует узкий
диапазон концентраций, для которого магнитная закалка не
оказывает практически никакого воздействия на уровень струк-
турных напряжений. Полученные данные обусловлены тем, что
под действием магнитного поля усиливается распад мартенсита
(«in statu nascendi») в низко- и среднеуглеродистых сплавах и
увеличивается количество a-фазы в высокоуглеродистых сплавах
железа.

Формирование остаточных напряжений в процессе закалки
стали начинается, как известно, при температуре Тупр перехода
материала из пластичного состояния в упругое. Поэтому, струк-
турные напряжения, возникающие при закалке, складываются
из напряжений, вызванных мартенситным превращением, и
напряжений, обусловленных изменением удельного объема сплава
при охлаждении от температуры Тупр до М„. Расчет последних
по формуле (69) показывает, что при охлаждении сплава до тем-
пературы Мн на поверхности сплошного цилиндра возникают
растягивающие напряжения, превосходящие для всех исследуе-
мых сплавов предел текучести аустенита (200 МПа). В связи
с этим после закалки напряжения на поверхности сплошного
216
Таблица 36 Структурные напряжения
после закалки и отпуска

Сталь Напряженность магнитного поля,* МА/м МПа, при температуре отпуска, °C (с учетом предела текучести аустенита)
20 100 150 200 250 300
0/0 —421,1 —254,1 —205,3 — 163,7 — 140,8 — 122,2
45 0/1,4 —421,2 — 273,0 —215,4 — 162,9 — 140,7 — 122,2
1,6/0 —364,5 — 226,1 — 196,7 — 164,8 — 141,1 — 122,1
1,6/1.4 —364,5 —234,4 —200,4 —165,4 — 141,7 — 122,1
0/0 —688,3 —527,8 —490,7 — 536,4 —527,0 —484,2
0/1,4 —688,3 —584,6 —536,5 —573,7 —531,4 —484,2
У12 1,6/0 —807,0 —691,7 —634,6 — 627,8 —530,7 —484,1
1,6/1,4 —807,0 —741,6 —670,1 —671,3 —532,7 —484,1

* Числитель— при закалке, знаменатель — при отпуске.

цилиндра будут меньше приведенных в табл. 35 на величину
предела текучести аустенита.

Результаты расчета структурных напряжений, вызванных
превращениями при часовом отпуске закаленных от 1000 °C
углеродистых сталей, приведены в табл. 36. Видно, что при низ-
ких температурах отпуска уровень структурных напряжений
после закалки в магнитном поле для среднеуглеродистой стали 45
ниже, а для стали У12 — выше, чем после закалки без поля.
Действие магнитного поля во время отпуска несколько замед-
ляет снижение остаточных напряжений в температурном интер-
вале распада мартенсита.

Таким образом, величина структурных напряжений после
ТОМП при отсутствии температурного градиента по сечению
в значительной мере определяется эффектами, полученными при
закалке в магнитном поле.

Температурный градиент, приводящий к неоднородным изме-
нениям удельного объема по сечению детали, оказывает влияние
на формирование эпюры остаточных напряжений. При большом
перепаде температур между поверхностью и сердцевиной в мо-
мент прохождения мартенситного превращения (например, при
сквозной закалке с охлаждением водой после нагрева в печи)
на поверхности сплошного цилиндра возникают сжимающие тан-
генциальные и осевые напряжения. Наоборот, закалка в масле,
когда мала разница температур между сердцевиной и поверх-
ностью в момент прохождения мартенситного превращения, при-
водит к возникновению на поверхности растягивающих напря-
жений. При этом формирование эпюры напряжений происходит
в следующей последовательности. В результате резкого охлаж-
дения поверхностный слой начинает быстро сокращаться в объ-
еме, но этому сокращению препятствуют внутренние слои, еще
сохраняющие высокую температуру, поэтому в наружном слое
возникают растягивающие напряжения. В начале охлаждения
наружные слои претерпевают пластическую деформацию, но по
достижении температуры Т^р (~ 500—550 °C) материал стано-
вится непластичным, предел текучести его резко возрастает и
становится возможной только упругая деформация, которая
сопровождается ростом растягивающих напряжений. Этот рост
не беспределен, так как вслед за наружным слоем начинают по-
следовательно охлаждаться более глубокие слои, сокращение
которых в объеме вызывает смещение максимума растягивающих
напряжений к центру цилиндрического тела и некоторое умень-
шение растягивающих напряжений на поверхности. При доста-
точной глубине прогрева (практически более 2 мм) сокращение
в объеме центральных слоев приводит не только к полному устра-
нению начальных растягивающих напряжений, но и к появлению
на поверхности сжимающих напряжений, сохраняющихся после
окончания охлаждения.

В момент достижения внешним слоем температуры Мн начи-
нается мартенситное превращение, сопровождающееся увеличе-
нием объема. Этому расширению препятствуют внутренние слои,
продолжающие охлаждаться, в результате чего во внешних слоях
возникают напряжения сжатия, а во внутренних — растяжения.
При продвижении фронта мартенситного превращения от поверх-
ности происходит уменьшение сжимающих напряжений и смеще-
ние их максимума к центру цилиндрической детали, однако даже
после окончания охлаждения знак напряжений на поверхности
может остаться неизменным (но может и измениться на обратный).
Чем меньше глубина закаленного слоя (в результате, например,
поверхностного нагрева или ограниченной прокаливаемости),
тем больше величина структурных сжимающих напряжений на
поверхности.

На рис. 172 приведены результаты исследования кинетики
охлаждения в воде образца диаметром 16 мм из армко-железа.
Как видно, в условиях действия магнитного поля перепад тем-
пературы по сечению образцов остается практически неизмен-
ным, однако временная зависимость А/ смещается в сторону
больших длительностей охлаждения. Это происходит в резуль-
тате снижения охлаждающей способности воды в магнитном поле
и способствует более интенсивной релаксации напряжений путем
пластической деформации, в результате чего наблюдается сни-
жение уровня тепловых напряжений (рис. 173). Следовательно,
магнитное поле, действующее при закалке, влияет на формиро-
вание как структурной, так и тепловой составляющей остаточных
напряжений.

Для оценки влияния магнитного поля на распределение сум-
марных остаточных напряжений в закаленных и отпущенных
218
Рис. 172. Изменение температуры (а)
поверхности /, сердцевины 2 и перепада
температур по сечению (б) цилиндри-
ческого образца при охлаждении в воде:
сплошная линия — без поля; штриховая
линия — в магнитном поле напряженно-
стью 1,6 МА/м

Рис. 173. Распределение напряжений
по сечению после закалки техническо-
го железа от 800 °C в спокойной воде:
1 — без поля; 2 — в магнитном поле напря-
женностью 1,4 МА/м

сплавах были проведены эксперименты, результаты которых при-
ведены на рис. 174. Методика определения остаточных напряже-
ний на кольцевых образцах приведена в работе[74]. Послеобычной
закалки кольцевых образцов с наружным диаметром 20 мм на
поверхности наблюдались растягивающие напряжения. Это объ-
ясняется малым температурным перепадом между периферией и
центром во время протекания мартенситного превращения, по-
этому преобладающее влияние на распределение суммарных
остаточных напряжений оказывает их структурная составляю-
щая. Закалка в магнитном поле способствует снижению остаточ-
ных напряжений в сплавах как с отрицательным (сталь 45),
так и с положительным (ковкий ферритный чугун) изменением
объемного эффекта мартенситного превращения (см. рис. 95).
Это указывает на то, что основная причина снижения остаточных
напряжений — их интенсивная релаксация в условиях действия

Рис. 174. Распределение напряжений
по сечению после закалки от 1000 °C
в спокойной воде стали 45 (а) и феррит-
ного ковкого чугуна (б):

1 — без поля; 2 — в магнитном поле напря-
женностью 1,4 МА/м

Рис. 175. Распределение напряжений
после закалки от 1000 °C со спреериым
охлаждением водой (и = 2 м/с) стали
45 (а) и ферритного ковкого чугуна (б):

1 — без поля; 2 — в магнитном поле напря-
женностью 768 кА/м
Рис. 176. Износостойкость ферритного ковкого
чугуна после закалки без поля (а) и в магнитном
поле (б):

1 — отпуск без поля; 2 — отпуск в магнитном поле

магнитного поля. Усиление под влия-
нием магнитного поля степени распада
мартенсита вызывает возрастание этого
эффекта.

Аналогичные закономерности наблю-
дались при спреерном охлаждении во-

дой кольцевых образцов диаметром

55 мм (рис. 175). Отличие заключается в том, что воздействие

магнитным полем вызывало снижение поверхностных сжимаю-
щих напряжений, обусловленных превалирующим влиянием на
суммарную эпюру тепловой составляющей остаточных напряже-
ний.

Таблица 37. Влияние охлаждения в магнитном поле
после нагрева в печи на уровень остаточных напряжений

Параметры Безуглеродистые сплавы Средиеуглероди- стые сплавы Высокоуглероди- стые сплавы
Охлаждающая среда
Вода Масло Вода Масло Вода Масло
Напряжения на поверхности сплошного цилин- дра после обыч- ного охлаждения Сжима- ющие Сжима- ющие, но мень- шие, чем при охла- ждении в воде Сжима- ющие Растя- гива- ющие Сжима- ющие Растя- гиваю- щие
Изменение напря- жений на поверх- ности сплошного цилиндра после охлаждения в ма- гнитном поле в результате: снижения охла- ждающей спо- собности зака- лочных жидко- стей увеличения ко- личества мар- тенсита усиления про- цессов распада мартенсита («in statu nascendi») Умень- шение сжима- ющих — Умень- шение сжима- ющих — Умень- шение сжима- ющих —
Увели- чение сжима- ющих Увели- чение растяги- вающих
Умень- шение сжима- ющих Умень- шение растяги- вающих Умень- шение сжима- ющих Умень- шение растяги- вающих
Таблица 38. Влияние охлаждения в магнитном поле
после индукционного (поверхностного) нагрева
на уровень остаточных напряжений

Параметры Безуглеродистые сплавы Среднеуглероди- стые сплавы Высокоуглероди- стые сплавы
Глубина закаленного слоя
малая большая малая большая малая | большая
Напряжения на поверхности сплошного цилин- дра после обычно- го охлаждения Растя- гива- ющие Сжима- ющие Сжимающие Сжимающие
Изменение напря- жений на поверх- ности сплошного цилиндра после охлаждения в ма- гнитном поле в ре- зультате: снижения охла- ждающей спо- собности зака- лочных жидко- стей увеличения ко- личества мар- тенсита усиления про- цессов распада мартене»}га («in statu nascendi») Умень- шение растяги- вающих Умень- шение сжима- ющих Уменьшение сжимающих Уменьшение сжимающих
— — Увеличение сжимающих
— Уменьшение сжимающих Уменьшение сжимающих

Увеличение скорости течения воды через спреер до и = 10 м/с
приводит при обычной закалке к повышению величины поверх-
ностных сжимающих напряжений. При такой скорости течения
охлаждающая способность и степень «закалочной» релаксации
напряжений под действием магнитного поля изменяются незначи-
тельно. Поэтому наблюдаемые изменения обусловлены в основ-
ном структурным фактором: усилением степени распада мартен-
сита в стали 45 и увеличением количества мартенсита в ков-
ком чугуне.

Полученные расчетные и экспериментальные данные позво-
лили оценить возможные изменения под действием магнитного
поля эпюр остаточных напряжений после закалки с объемным
(табл. 37) и поверхностным нагревом (табл. 38). Изменение рас-
пределения суммарных остаточных напряжений при магнитном
отпуске обусловлено изменением их структурной составляющей.

Таким образом, магнитное поле оказывает влияние на распре-
деление структурных (при закалке и отпуске), тепловых (при
закалке) и суммарных остаточных напряжений. Причиной на-
блюдаемых эффектов является изменение под действием магнит-
ного поля структурного состояния стали и чугуна и охлаждаю-
щей способности закалочных жидкостей на водной основе. Уси-
ление явлений распада мартенсита вызывает снижение, а увели-
чение полноты мартенситного превращения — повышение уровня
структурных напряжений. Снижение охлаждающей способности
закалочных жидкостей на водной основе ведет к уменьшению
остаточных напряжений в результате интенсивной релаксации
путем пластической деформации. Усиление под действием маг-
нитного поля процессов релаксации в большинстве случаев яв-
ляется основным фактором изменения эпюры остаточных напря-
жений. В свою очередь, снижение уровня остаточных напряжений
при ТОМП уменьшает вероятность хрупкого разрушения и тре-
щинообразования, приводит к снижению деформаций и коробле-
ния закаленных сталей, создает благоприятные условия для
работы деталей в условиях знакопеременных нагрузок и абра-
зивного трения.

2. ЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ СВОЙСТВА ДЕТАЛЕЙ МАШИН
И ИНСТРУМЕНТА ПОСЛЕ ТОМП

Оценить сопротивление металлических сплавов разрушению
в процессе эксплуатации можно с помощью лабораторных, стен-
довых и натурных испытаний. При лабораторных испытаниях
специальных образцов трудно воспроизвести действие всех фак-
торов, влияющих на работоспособность материала при эксплуа-
тации детали, поэтому такие испытания имели сравнительный
характер. Испытания на стендах, учитывающие масштабный
фактор и конструктивные особенности изделия, проводили в усло-
виях, максимально приближенных к реальным. В некоторых слу-
чаях окончательное решение о долговечности принималось после
натурных испытаний.

Для многих деталей сельскохозяйственных машин, почвооб-
рабатывающих орудий и тракторов долговечность лимитируется
либо допустимой степенью износа, либо пределом выносливости.

Проводили сравнительные испытания на износостойкость об-
разцов стали У8 и ковкого ферритного чугуна (40—60 графитовых
исключений на 1 мм2) после ТОМП и термической обработки по
традиционной схеме. Образцы испытывали при трении о закреп-
ленные абразивные частицы под постоянной нагрузкой. Закалку
проводили от температуры нагрева в печи 1000 °C (время выдержки
8 мин), напряженность магнитного поля в процессе закалки и
отпуска составляла 1,44 МА/м. На рис. 176 показаны изменения
относительной износостойкости с температурой отпуска, в кото-
рых можно усмотреть известную [56] корреляцию с изменением
твердости (см. рис. 147). Результаты, представленные на рис. 177,
дают сравнительную картину изменений износостойкости стали У8
Рис. 177. Влияние ТОМП на из-
носостойкость стали У8А (а) и
ферритного ковкого чугуна (б):

1.3 — закалка без поля; 2, 4, 5 —
закалка в магнитном поле; 3, 4 —
отпуск без поля; 5 — отпуск в маг-
нитном поле

Рис. 178. Наплыв металла на кромку образца
ферритного ковкого чугуна в месте выхода
абразивных частиц:

а — закалка; б — закалка и^отпуск при 180 °C

(отпуск при 150 °C, 1 ч) и ферритного ковкого чугуна (отпуск
при 180 °C, 1 ч) после обычной термической обработки и ТОМП.
При указанных экспериментах не ставили задачу анализа ре-
зультатов с точки зрения металлофизических проблем поверх-
ностной прочности, научные основы которой, несмотря на чрез-
вычайную актуальность, до настоящего времени еще полностью
не разработаны [41 1. По этой причине анализируются лишь изме-
нения, вносимые ТОМП, в одинаковых условиях проведения
испытаний износостойкости с позиций классических представле-
ний о видах разрушения 197 ] при наблюдении его макроскопи-
ческих форм (повреждаемость при абразивном изнашивании).

Несколько неожиданным результатом является достаточно
большое снижение износостойкости закаленных стали У8 и чу-
гуна после низкого отпуска, что, по-видимому, обусловлено уве-
личением пластичности и изменениями в механизме разрушения
поверхности трения, которые характеризуются усилением про-
цессов пластического оттеснения металла (рис. 178). Как видно
из рис. 178, со стороны выходной кромки образца увеличивается
наплыв металла, который при весовом методе определения износа
учитывается как не диспергированный, что и обусловливает
малую разницу в износоустойчивости. Использование методики
измерения длины образца в процессе изнашивания исключает
из рассмотрения объем наплывшего металла.

Воздействие при низком отпуске магнитным полем задержи-
вает распад мартенсита и износостойкость остается более высокой,
чем при отпуске без поля. Наиболее же примечательно увеличе-
ние износостойкости после закалки в магнитном поле, причем
наблюдаемый эффект сохранялся при последующем низком от-
пуске (см. рис. 176, 177) и несколько усиливался при отпуске
223
RZtMKM

Рис. 179. Средняя высота неровностей
рельефа поверхности износа после
закалки (а) и закалки в магнитном
поле (6) ферритного ковкого чугуна:
/ — отпуск; 2 — отпуск в магнитном поле

в магнитном поле. Для установления причин влияния ТОМП
на износостойкость проводили анализ поверхностей трения,
который показал, что происходит обратная корреляция вели-
чины абразивной, износостойкости и средней высоты неровно-
стей Rz рельефа поверхности износа (рис. 179). Величину Rz
определяли по данным записи профиля поверхности после испы-
таний на износ с применением профилографа-профилометра
«Калибр». Вид поверхностей износа, показанный на диаграмме
рис. 180, свидетельствует об уменьшении после ТОМП вырывов
и выкрашиваний (хрупкого разрушения) по краям царапин
от абразивных частиц.

На рис. 181 приведены фрагменты профилограмм, которые
использовали как исходную информацию для вычисления по
методике [102] автокорреляционной функции (АКФ) отклонений
профиля от его средней линии. Статистические параметры рельефа
усредняли по 10 реализациям процесса изнашивания. Коррело-
граммы (графические изображения корреляционных функций)
изношенных поверхностей стали У8 после закалки без поля и
в магнитном поле представлены на рис. 182. Для изношенных
поверхностей закаленной стали автокорреляционные функции
отклонений профиля от его средней линии представляют собой
затухающие кривые. Это указывает на отсутствие периодической
составляющей профиля. Рельеф поверхности при абразивном
изнашивании образуется в результате многократного ее микро-
резания следующими друг за другом абразивными зернами.
Поскольку вершины зерен располагаются неупорядоченно, шеро-
ховатость поверхности после абразивного изнашивания опреде-
ляется случайной составляющей профиля. Величина АКФ при
нулевом значении аргумента Кх (0) представляет собой диспер-
сию случайного процесса абразивного изнашивания (среднеквад-
ратическое отклонение профиля от его средней линии), а вели-
чина аргумента при нулевом значении АКФ гп (0) — интервал
корреляции ординат (максимальное расстояние, на котором еще
существует их взаимосвязь).

Йз приведенных на рис. 182 данных следует, что в результате
действия магнитного поля при закалке изменяются параметры
профиля Кх (0), т (0) и, следовательно, спектр анализируемого
224
W к

Ё ГС ИЗ

Ч rrj со
W S . о

E С

8 Бернштейн М. Л. и др.

225
Х’НКп Рис. 181. Фрагменты профилограмм

поверхности стали У8 после испыта-
ний на износ:

I — закалка без поля; 2 — закалка в маг-
нитном поле

случайного’процесса. Уменьше-
ние интервала корреляции сви-
детельствует об уменьшении
расстояния между барьерами,
препятствующими развитию
процессов микрорезания при
абразивном изнашивании. Чис-

ло таких препятствий увеличивается вследствие повышения дис-
персности мартенсита, образования при закалке в магнитном поле
высокодисперсных карбидных частиц, усиления сегрегации угле-
рода на дефектах. «Полупроницаемый» характер этих препятст-
вий обусловливает возможность передачи деформации в соседние
микрообъемы и приводит к релаксации напряжений и уменьше-
нию вероятности хрупкого разрушения (выкрашивания) при
абразивном изнашивании. Это фиксируется экспериментально в
уменьшении величины среднеквадратического отклонения про-
филя от его средней линии. Уменьшение параметров профиля
(0) и tn (0) приближает спектр процесса абразивного изна-
шивания к более однородному, что указывает на более равно-
мерное расположение препятствий в структуре стали,закаленной
в магнитном поле.

Была предпринята попытка проанализировать взаимосвязь
между износостойкостью и величиной макронапряжений в по-

Рис. 182. Кореллограммы поверхно-
стей износа для стали У8:

1 — закалка без поля; 2 — закалка в маг-
нитном поле

Рис. 183. Кривые усталости'сталей 45Х
после закалки от 880 °C и отпуска'при
250 °C (а) и 14Х2ГМР,после нормали-
зации при 940 °C и отпуска при 600 °C:

I — охлаждение в магнитном поле напря-
жениостью 1.68 МА/м с температуры аусте-
нитизации; 2 — охлаждение без поля
Таблица 39. Результаты сравнительных испытаний деталей сельскохозяйственных машин

Предел выносли- вости, МПа 1 1 1 1 1 1 512 610
st" = S к га о S 1,27+0,09 8 О -н ю со о 0,65±0,09 ю о о 44 о О 1,09±0.07 1 1
Режим термической обработки Закалка с нагревом т. в ч., самоотпуск пси 380 °C То же, с охлаждением при oavani/p n mptuutuam пппр ия- ч 1’4 U1 4 4 1* * 4 4 '-'1’4 liv’ll' 1114 пряженностью 1,44 МА/м Закалка с нагревом т. в. ч. после горячей накатки, от- п ггптл ПП11 :> с d J То же, с охлаждением при закалке в магнитном поле на- пряженностью 1 ,44 МА/м Закалка с нагревом т, в. ч., г я кл пнтгт v г тл ппи ЗЯЛ °C То же, с охлаждением при закалке в магнитном поле на- пряженностью 1,44 МА/м Закалка с нагревом т. в. ч., | отпуск в печи при 450 °C То же, с охлаждением при | закалке в магнитном поле напряженностью 1,44 МА/м
Характер работы Удары и трение качения с проскальзыванием рабочих U vu VV ‘ элементы цепи при попадании в зону тоения абразивных частиц То же То же - Трение скольжения цилин- дрических поверхностей при nkTnvuY ТЯП-rPL'UaY ипяпмму и знакопеременных нагрузках и наличии абразива и влаги
1 Деталь 1 Материал СЧ 18 Сталь 40 СЧ 18 Сталь 50Г
Наимено- вание Звездочка узла при- ПЛТТЯ ЧПР. ватора Звездочка привода ТП П ТЛ Н П ПГ1 _ 2. с <v X 1-1 Звездочка Палец звена rvrouunki 1
00 • Машина <g=S 5 s >>з’й1? S Ct О 55UI «V O-S v СП * Культива- ТПП КРН 4,2 Трактор ДТ-75 ьэ 53
2,0

Ъ2

0f8

• • • _
♦ ° о •

Серийный
режим •

о-*- ТОМП

520 540 560 га

Выработка

Рис. 184. Относительная износостойкость (а) и профиль зуба звездочки из серого
чугуна, термически обработанной по серийному режиму (б) и режиму ТОМП (в),
после полевых испытаний

отсутствует температурный градиент между поверхностью и сердце-
виной. Поэтому изменение структурных напряжений при закалке
в магнитном поле, например, для стали У8 соответствует данным
табл. 35. Другими словами, увеличение структурных напряже-
ний сжатия от 903,8 до 939,4 МПа при закалке в магнитном поле
соответствует повышению износостойкости (см. рис. 178, а),
что находится в соответствии с существующими представлениями.
Вместе с тем постановка контрольного эксперимента по исследо-
ванию износостойкости стали 45 после закалки без поля и в маг-

нитном поле от 1000 °C показывает, что износостойкость во вто-
ром случае оказывается более высокой, несмотря на снижение
остаточных напряжений сжатия. Анализ результатов опытов не

позволил сделать однозначного вывода о характере корреляции
между абразивной износостойкостью, величиной и распределе-
нием остаточных напряжений. По-видимому, эти связи могут быть

! • 125мин

Z X , а)

40 60 80 ЮО !2О ,40 /60
Стойкость, нин

мин

б)

на уровне тонкой структуры (микро-
напряжений II и III рода), что обос-
новывается в работах [41, 101 ] и
частично подтверждается результа-
тами исследования АКФ поверхностей
трения (см. рис. 182).

Предел выносливости определяли
в результате ускоренных испытаний
на изгиб с кручением по методу

Рис. 185. Распределение стойкости фрез из
стали Р6М5:

а — серийный режим термической обработки; б —
ТОМП
360

Рис. 186. Стойкость сверл из стали Р18 после закалки и различных режимов от-
пуска:

1 — стандартный отпуск прн 560 “С (3 раза); 2 — отпуск при 570 “С 0,5 ч с охлаждением
в переменном магнитном поле напряженностью 48 кА/м: 3 — отпуск при 570 °C 0,5 ч
с выдержкой н охлаждением в постоянном магнитном поле напряженностью 360 кА/м

В.С. Ивановой как — сгк — 2а, гдеа — циклическая константа,
принятая равной 31 МПа, а <тк —напряжение, соответствующее кри-
тическому числу циклов NK = 2-105. Отрезок левой ветки кривой
усталости строили по данным испытания трех—четырех образцов, а
после определения сг_! уточняли его значение путем испытания еще
двух—трех образцов на уровне о_1 и ниже. Влияние термической
обработки в магнитном поле на характеристики усталостной
прочности иллюстрирует рис. 183, где показаны кривые уста-
лости сталей 45Х и 14Х2ГМР. Магнитное поле накладывали
только в процессе охлаждения с температуры аустенитизации,
т. е. во время протекания мартенситного (45Х) и бейнитного
(14Х2ГМР) превращений. Видно, что использование ТОМП
приводит к повышению предела выносливости стали 45Х на
130 МПа, а стали 14Х2ГМР на ПО МПа, т. е. 20—25 %. Следует
особо отмстить существенное увеличение после ТОМП ограни-
ченной долговечности, т. е. долговечности при напряжениях
выше ff_x.

Увеличение предела выносливости после ТОМП, по-видимому,
обусловлено снижением при охлаждении в магнитном поле по-
верхностных растягивающих напряжений (в образцах диаметром
5 мм при охлаждении в масле и на воздухе на поверхности возни-
кали растягивающие напряжения, равные 100—160 МПа). Это
явление, несомненно, связано также со специфическим процес-
сом структурных изменений при мартенситном и бейнитном пре-
вращениях в магнитном поле. В частности, имеет значение повы-
шение дисперности кристаллов a-фазы и карбидов, общая фраг-
ментация пакетной структуры мартенсита и бейнита, а также
усиление процессов перераспределения углерода в пределах
субзерен.
Таблица 40. Результаты стоимостных испытаний
инструмента из стали Р18 после стандартного трехкратного
и сокращенного отпуска в магнитном поле

Инструмент Характеристика Отпуск при 560 °C
стандартный трехкратный однократный в поле
Сверла Число отверстий до затупления 185 219
диаметром 6 мм Стойкость, мин (максимальное время) 315 600
Пластины резцов Коэффициент относительной износо- стойкости после работы в течение 5 мин 1,0 1,15

Наряду с лабораторными испытаниями были проведены срав-
нительные стендовые и полевые испытания деталей в условиях
эксплуатации зерноуборочных комбайнов СК-5 «Нива», куль-
тиваторов КРН-4,2 и тракторов ДТ-75.

Стендовые испытания деталей проводили в зависимости от
их назначения на специальных установках, позволяющих мак-
симально приблизить условия испытаний к условиям работы де-
талей при эксплуатации. Звездочки цепных передач комбайна и
культиватора испытывали на износостойкость в сборе с элемен-

а) 6)

Рис. 187'. Стойкость сверл из стали Р18 до (а) и после (б) переточек:

/ — трехкратный стандартный отпуск при 560 “С; 2 — отпуск при 570 °C в постоянном
магнитном поле 0,5 ч; 3 — то же, 1 ч
Рис. 188. Распределение стой-
кости сверл из стали Р18 после
отпуска в магнитном поле в тече-
ние 0,5 ч (/) и стандартного от-
пуска (2):

А — изменение масштаба

тами машины (валы, шпонки, цепь), составляющими соответствую-
щий агрегат. Сравнительные испытания на усталость при изгибе
с вращением пальцев звена гусеницы трактора ДТ-75 проводили
раздельно от других деталей, образующих гусеничный агрегат.
В табл. 39 сведены данные о характере работы деталей по клас-
сификации В. Н. Ткачева [56] и результаты сравнительных
испытаний после стандартной термической обработки и ТОМП.
Данные испытаний являются среднестатистическими величинами
соответствующих свойств, полученными в результате измерений
на 20—35 деталях с вычислением доверительных интервалов при
вероятности 0,95.

Для контрольной проверки данных лабораторных исследо-
ваний и стендовых испытаний об эффективности применения
ТОМП как технологии, реализующей резервы долговечности
деталей сельскохозяйственных машин, были проведены полевые
испытания самоходных зерноуборочных комбайнов СК-5 «Нива»
и культиваторов КРН-4,2. Наблюдения проводили за работой
семи комбайнов (на один комбайн устанавливали две звездочки—
одну после обработки по стандартному режиму, другую после
ТОМП), отработавших за сезон в среднем по 550 га, и восьми куль-
тиваторов, отработавших от 260 до 285 га. Результаты измерения
износа профиля зуба звездочек (максимальная величина в на-
правлении, нормальном образующей зуба) представлены на
рис. 184. Несмотря на малое число и неизбежную вариабельность
данных, что характерно для постановки эксплуатационных испы-
таний на долговечность, эффективность термической обработки
в магнитном поле, обеспечивающей прирост износостойкости на
35—40 %, вполне очевидна.

Исследование стойкости инструмента проводили в условиях
механического цеха. Осуществляли сравнительные испытания
(серийный режим — ТОМП) дисковых трехсторонних фрез диа-
метром 135 мм и шириной 11 мм и сверл диаметром 6 мм из стали
Р6М5, а также сверл диаметром 6 мм и пластин резцов из стали
Р18. Термическую обработку и ТОМП сверл проводили в лабо-
ратории, а фрез — в цеховых условиях с использованием коак-
сильного электромагнита (см. гл. 9), установленного непосред-
ственно в закалочном масляном баке. При этом для инструмента
из стали Р6М5 применяли следующие режимы обработки: серий-
231
ный — закалка от 1220 °C, двукратный отпуск по 1 ч при 560 °C;
ТОМП — закалка в магнитном поле (Н = 1,76 МА/м для сверл
и Н = 1,44 МА/м для фрез), однократный отпуск 40 мин при
560 °C с охлаждением в магнитном поле.

Фрезы испытывали на горизонтально-фрезерном станке мод.
6Н82 при фрезеровании пазов в планках из стали 12ХНЗАсо шли-
фованной поверхностью (НВ 201—212) и следующих режимах
резания: частота вращения шпинделя п = 90 об/мин, подача
S = 210 мм/мин, глубина резания h = 3,5 мм. Сверла испыты-
вали на станке мод. 2А135 при сверлении на проход планок из
стали 12ХНЗА толщиной 30 мм с подачей S = 0,1 мм/об и частоте
вращения п — 750 об/мин. В обоих случаях критерием затупления
считался регламентированный износ по задней поверхности 0,5
и 0,7 мм для фрез и сверл соответственно.

Результаты испытаний фрез показаны на рис. 185. Максималь-
ное время стойкости при обработке по серийному режиму соста-
вило 125 мин (одна фреза), а после ТОМП — 145—160 мин (че-
тыре фрезы). Несмотря на значительную вариацию данных испы-
тания (что характерно для эксплуатационных испытаний), можно с
достаточной степенью достоверности положительно оценить техно-
логию ТОМП, обеспечивающую увеличение стойкости режущего
инструмента до 1,5 раз при сокращении времени на операции
отпуска.

Наблюдение в процессе эксплуатации за стойкостью сверл
из стали Р6М5 дает аналогичные результаты. Так, число отвер-
стий, полученных до регламентированного износа, составило
172 и 198 (модальные значения) соответственно для серийного
режима и ТОМП, а максимальное время стойкости — 80 и 115 мин.
При этом из 35 сверл, поставленных на испытание после обра-
ботки по серийному режиму, четыре вышло из строя из-за хруп-
кого разрушения режущей кромки раньше достижения регла-
ментированного износа. При испытании сверл, обработанных
по методу ТОМП, хрупкое разрушение не наблюдалось.

На рис. 186—188 и в табл. 40 представлены результаты испы-
таний сверл и пластин резцов из стали Р18. Максимальное время
стойкости после трехкратного отпуска составляло 315 мин, а после
отпуска в магнитном поле в течение 0,5 ч — 600 мин.

Полученные данные позволяют с достаточной степенью досто-
верности положительно оценить технологию ускоренного отпуска
при ТОМП, после которой достигаются более высокие показатели
механических и эксплуатационных свойств и возникает возмож-
ность сокращения длительности операций отпуска.

Таким образом, применение технологии термической обработки
в магнитном поле позволяет эффективно реализовать резервы
долговечности инструмента и деталей машин из конструкционных
сталей и чугуна. Увеличение показателей статической проч-
ности, характеристик вязкости разрушения, износостойкости,
предела выносливости, возможность воздействия на эпюру оста-
232
точных напряжений характеризует ТОМП как перспективный
комбинированный метод упрочнения. Свойства, определяющие
долговечность деталей машин, повышаются в 1,2—1,5 раза, что
обусловлено положительным влиянием ТОМП на процессы струк-
турных и субструктурных изменений при фазовых переходах
с воздействием внешнего магнитного поля. Несмотря на то, что
прирост механических и эксплуатационных свойств при исполь-
зовании ТОМП не характеризуется экстремальными значениями,
которые определяются высоким уровнем межатомных связей
твердых тел, эти изменения вполне целесообразны и экономически
оправданы.

ГЛАВА IX

РЕЗУЛЬТАТЫ ПРОМЫШЛЕННОГО ПРИМЕНЕНИЯ
ТЕХНОЛОГИИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

В МАГНИТНОМ ПОЛЕ

Задачи промышленного освоения метода термической обработки
в магнитном поле как способа реализации резервов упрочнения
машиностроительных материалов могут быть успешно решены
только при условии создания специализированного технологи-
ческого оборудования для получения постоянного магнитного
поля, необходимой оснастки, оптимизации режимов ТОМП и
применения соответствующей контрольно-управляющей аппара-
туры, позволяющей с заданной степенью точности осуществлять
эти режимы в цеховых условиях.

1. ПРОМЫШЛЕННОЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОЕ ОБОРУДОВАНИЕ
И КОНТРОЛЬНО-УПРАВЛЯЮЩАЯ АППАРАТУРА ДЛЯ ТОМП

Область применения ТОМП практически не ограничивается
формой и размерами деталей, однако более целесообразно исполь-
зование такой технологии при единовременной поштучной обра-
ботке, например, с нагревом т. в. ч. изделий типа тел вращения
с малым отношением длины к диаметру. Для мелких деталей воз-
можна групповая обработка, но при соблюдении одинаковой
ориентации каждого изделия по отношению к направлению поля.
В связи с этим на базе коаксиального электромагнита [40, 79J
был разработан комплекс установок, предназначенных для ТОМП
цилиндрических, сложнопрофильных и тонкостенных деталей
кольцевой и иной формы.

Установка (рис. 189) для ТОМП цилиндрических кольцевых
деталей включает специальный индуктор 1 с наборным железным
сердечником для индукционного нагрева, спреер 5, коаксиаль-
ный электромагнит 4 и водяную турбинку 13 для вращения де-
Рис. 189. Установка для высокочастотной ТОМП деталей кольцевой формы:
а — конструктивная схема; б — внешний вид

тали 2. Магнитная цепь коаксиального электромагнита состоит
из ярма 8 в виде полого цилиндра, крышки 7, основания 12,
стакана 11, полюсного наконечника 6 кольцевой формы, на внут-
ренней поверхности которого размещен спреер, оправки 3 с обра-
батываемой деталью 2, вала 10 и воздушного зазора, обеспечи-
вающего заданный режим спреерного охлаждения. Таким обра-
зом, другим полюсом электромагнита фактически является обра-
батываемая деталь, которая базируется на полюсе-оправке 3, что
позволяет преодолеть внешний размагничивающий фактор де-
тали. Пружина 9 осуществляет перемещение обрабатываемой
детали на исходную позицию после окончания цикла термической
обработки в магнитном поле. Особенностью данной конструкции
является выполнение двух функций: основной (технологической)—
создание магнитного поля в процессе охлаждения и дополнитель-
ной (транспортирующей) — перемещение детали с позиции на-
грева (положение, показанное на рис. 189, а) на позицию охлаж-
дения. Конструкцией предусмотрена возможность переналадки
на другие типоразмеры обрабатываемых деталей, что осуществ-
ляется путем смены кольцевого полюсного наконечника 6 и
оправки 3.

Установка работает следующим образом. Деталь 2 устанав-
ливается оператором на оправку 3 и нагревается в индукторе 1
до температуры закалки. Контроль температуры и управление
процессом ТОМП осуществляется по сигналу фотоэлектрического
пирометра [9] таким образом, что при случайных изменениях
скорости индукционного нагрева автоматически осуществляется
корректировка момента отключения высокочастотного генера-
тора при температуре детали, соответствующей значению изме-
234
Рис. 190 Оборудование для
ТОМП инструмента

лившейся скорости. При-
менение таких систем не
обходимо в тех случаях,
когда при работе закалоч
ных постов происходят
значительные изменения
скорости нагрева. При ис-
пользовании на произ-
водстве специальных ста-
билизаторов режима на-
грева управление процес-

сом ТОМП может осу-

ществляться без больших погрешностей и по сигналу реле време-
ни. Ив том и в другом случае по достижении оптимальной тем-
пературы закалки командным устройством фотопирометра или
реле времени отключается нагрев и к обмотке электромагнита
от выпрямителя подводится рабочее напряжение. При этом оправ-
ка 3 втягивается в полость электромагнита, замыкая магнитную
цепь. Обрабатываемая деталь 2 попадает в зону спреера 5 и
после паузы 1—1,5 с командным устройством закалочного пос-
та включается охлаждение. За время паузы напряженность маг-
нитного поля достигает оптимальной величины (в данной кон-
струкции до 1,76 МА/м). По окончании цикла охлаждения в
магнитном поле командным устройством выключается спрейер,

питание электромагнита, а деталь подается на исходную пози-
цию возвратной пружиной 9. Время охлаждения дозируется та-
ким образом, чтобы обеспечить во внутренних слоях запас теп-
лоты, достаточный для самоотпуска. Полный цикл ТОМП звездо-
чек комбайна СК-5 «Нива» проводили в условиях термического
участка механосборочного цеха
при нагреве от машинного гене-
ратора.

Для ТОМП инструмента, имею-
щего дискообразную форму (фрезы,
резьбонакатные ролики, полотна
для горячей накатки зубчатых
колес и т. п.) разработан ком-
плект оборудования (рис. 190),
состоящий из блока управления 1
и коаксиального электромагнита 2.
В коаксиальном магните (рис. 191)
обрабатываемое изделие 1 являет-

Рис. 191 Схема коаксиального элек-
тромагнита для ТОМП инструмента
Рис. 192. Расположение электро-
магнита в закалочном баке

ся частью магнитопровода,
состоящего из керна 2, свар-
ного корпуса 3 и сменного
полюсного наконечника 4,
замена которого позволяет
обрабатывать детали различ-

ных типоразмеров с диаметром до 400 мм и толщиной до 100 мм
при напряженности поля в зазоре кольцевого полюса до 1,60 МА/м.
Для охлаждения изделий в магнитном поле коаксильный элек-
тромагнит помещается в закалочный бак, как показано на рис. 192.
Питание электромагнита осуществляется от выпрямителя пере-
менного тока, установленного в блоке управления. Там же поме-
щено устройство, позволяющее проводить цикл обработки по
заданной программе.

Электрическая схема блока управления приведена на рис. 193.
Блок подключается к силовой сети переключателем /7/, при этом
на лицевой панели блока загорается сигнальная лампа Л1 белого
цвета. При термической обработке деталь 1 по ориентир-оправке 2
устанавливается в кольцевой полюс с помощью клещей-держателя
(рис. 194, а) и под действием своего веса нажимает рычаг 3
(рис. 194, б), который включает микропереключатель К1, уста-
новленный в распределительной коробке 4. При этом реле Р1,
получив питание от трансформатора Тр1, срабатывает и вклю-
чает программное устройство, собранное на базе модернизирован-
ного многопозиционного реле времени Е-58. Одновременно с этим
включается сигнальная лампа Л2 зеленого цвета, которая сигна-

лизирует о начале процесса закалки.

После включения программ-
ного устройства и отра-
ботки времени паузы, до-
статочной для охлаждения
изделия до температуры,
превышающей Л4Н на 50—
100сС, замыкается контакт
реле времени РВ4 и под-
ключает к работе магнит-
ный пускатель Р2, кото-
рый своими контактами
Р2/1 и P2I2 подключает
катушку электромагнита
R„ к источнику питания.
При этом загорается сиг-
нальная лампа ЛЗ крас-

Рис. 193. Электрическая схема
блока управления
Рис. 194. Установка термообрабатываемого изделия в кольцевом полюсе (а)
и устройство зоны кольцевого полюса (б)

ного цвета. После окончания времени действия магнитного поля
контакт реле времени РВЗ размыкается, в результате чего гас-
нет сигнальная лампа ЛЗ и обесточивается цепь питания магнит-
ного пускателя Р2, а его контакты P2U и P2I2 отключают выпря-
мительное устройство от силовой сети. Затем, через небольшой
промежуток времени (подбираемый экспериментально), необхо-
димый для устранения остаточной намагниченности детали, раз-
мыкается контакт реле времени РВ2 и лампа Л2 гаснет, сигнали-
зируя о конце цикла термической обработки. После этого изделие
извлекается из кольцевого полюса, рычаг 3 (рис. 194, б) размы-
кает контакт К1, цепь питания реле времени обесточивается и
оно возвращается в исходное положение.

Такой комплект оборудования был использован для ТОМП
инструмента горячей накатки — накатных полотен из стали 7X3.
Технологический процесс закалки показан на рис. 195. После
нагрева т. в. ч. до заданной температуры полотно с помощью кле-
щей-держателя по ориентир-оправке устанавливается в меж-
полюсное пространство электромагнита, где осуществляется за-
калка в магнитном поле. Отпуск полотен производится без маг-
нитного поля в обычной печи.

Для ТОМП тонких прорезных фрез из стали Р6М5 большого
диаметра (до 300 мм) использовался аналогичный комплект обо-
рудования, но с целью устранения сильного коробления инстру-
мента охлаждение на воздухе в магнитном поле (после подстужи-
вания в масле) совмещалось с принудительным заневоливанием
в штампе (рис. 196).
Рнс. 195. Технологический цикл ТОМП накатного полотна:

I — начало нагрева т. в. ч.; 2 — окончание нагрева; 3 — перенос полотна наТориентир-
оправку; 4 — погружение^в'закалочную среду по ориентир-оправке

Для получения равномерного распределения магнитного потока
по периметру сложнопрофильных кольцевых деталей (некоторые
конструкции фрез с высоким зубом) внутреннюю поверхность
полюсного наконечника в специальных конструкциях выполняли
по форме профиля внешней поверхности обрабатываемой детали.
Совмещение профилей детали и полюсного наконечника осуществ-
лялось специальным механизмом ориентации, смонтированным
в полости коаксиального электромагнита.

При термической обработке в магнитном поле тонкостенных
кольцевых деталей возможно коробление их периферийной части
во время закалочного охлаждения, обусловленное наличием
между нижней поверхностью обрабатываемой детали и поверх-
ностью оправки магнитного потока рассеяния. Последний при-
водит к созданию электромагнитной силы, осевая составляющая
которой оказывает воздействие на периферийную часть кольце-
вой детали, вызывая ее коробление. Поэтому для ТОМП тонко-
стенных деталей без применения заневоливания в прессе был
создан коаксиальный электромагнит, выполненный из двух ча-
238
Рис. 196. Установка коаксиаль-
ного электромагнита на траверсе
пресса для закалки с заневолива-
нием в магнитном поле

Рис. 197. Установка для ТОМП
тонкостенных деталей кольце-
вой формы при индукционном
нагреве

стей, образующих при смыкании камеру, в месте разъема которой
размещен полюсный наконечник (рис. 197).

Установка для ТОМП тонкостенных кольцевых деталей содер-
жит индуктор 1, полюсный наконечник 6 со спреером 2, разъем-
ный электромагнит с обмотками 3, магнитопровод которого со-
стоит из двух П-образных частей 4, сердечники 5, оправку 7
с механизмом вращения, бак для слива закалочной жидкости,
загрузочный и транспортирующий механизмы. Загрузочный ме-
ханизм состоит из раздвижных планок 1, соединенных пружи-
ной 14, направляющих 15, гидроцилиндра 16, предназначенного
для перемещения детали с позиции загрузки на подготовитель-
ную, и крышки 17 нижней части магнитопровода.

Транспортирующий механизм выполнен в виде двух последо-
вательно соединенных гидроцилиндров 10 и 11, предназначенных
для перемещения детали 12 с подготовительной позиции на пози-
цию нагрева и с позиции нагрева на позицию закалочного охлаж-
дения в магнитном поле. Корпус гидроцилиндра 11 жестко свя-
зан с фундаментом, а его шток — с гидроцилиндром 10 и рамой
(позиция на рис. 197 не показана). Последняя, в свою очередь,
соединена с нижним сердечником, а шток гидроцилнндра 10 —
с баком для слива закалочной жидкости. Механизм вращения
представляет собой закрепленную водяную турбинку 9 с валом 8
из немагнитного материала, на котором расположена оправка 7.

После установки детали 12 на раздвижные, соединенные пру-
жиной 14 планки 13 загрузочного механизма включается гидро-
цилиндр 16 и начинается цикл обработки. Движение штока гидро-
цилиндра 16 приводит к перемещению детали с позиции загрузки
239
на подготовительную позицию, в зазор между сердечниками элек-
тромагнита. По ‘окончании движения штока гидроцилиндра 16,
в результате которого деталь оказывается расположенной на одной
оси с вращающимся валом 8 водяной турбинки 9, включается
гидроцилиндр 10, перемещающий вал 8 с оправкой 7 в направле-
нии позиции нагрева, к индуктору. В результате этого деталь
оказывается размещенной на посадочной поверхности оправки.
После достижения деталью позиции нагрева включается питание
индуктора и осуществляется нагрев периферийной части обра-
батываемой детали до температуры закалки. Затем нагрев авто-
матически отключается, прекращается вращение детали, вклю-
чается гидроцилиндр 11, перемещающий нижний сердечник в на-
правлении позиции охлаждения, к спрееру. В процессе движения
сердечник своей конической поверхностью раздвигает планки 13
и, достигнув оправки 8 перемещает последнюю вместе с установ-
ленной на ней деталью и другими соединенными с ней элементами
с позиции нагрева на позицию охлаждения. На позиции охлаж-
дения включается магнитное поле, а затем и спреерное охлажде-
ние. По окончании цикла ТОМП производится выключение спрее-
ра, питания электромагнита, возвращение с помощью гидроци-
линдров 10 и 11 обработанной детали на подготовительную по-
зицию, а с помощью гидроцилиндра 16 — в исходное положение.

Разработанные установки позволяют проводить не только двух-
позиционную (нагрев детали на одной позиции — в индукторе,
охлаждение в поле на другой — в спреере), но и однопозицион-
ную обработку (магнитную или обычную закалку с магнитным
или обычным электро- или самоотпуском). В этом случае индук-
торно-спреерное устройство помещается в зазор коаксиального
электромагнита и все процессы термической обработки осуще-
ствляются на одной позиции. Целесообразность использования
на практике однопозиционной термической обработки обусловлена
воздействием магнитного поля на фазовые превращения при
закалке и отпуске, а также возможностью целенаправленного
изменения с помощью магнитного поля глубины проникновения
индукционного тока

Специальная установка создана для закалки в магнитном поле
мелких изделий продолговатой формы (иглы подшипников, при-
борные керны и оси, детали типа штифтов, машинные иглы и т. п.).
Такая установка использована с целью упрочнения машинных
игл различных типоразмеров и назначений. Главными недостат-
ками существующей технологии термической обработки с нагре-
вом в печах с пульсирующим подом являются трудности обеспе-
чения заданной температуры нагрева под закалку из-за неодина-
ковой ориентации игл на поду и возможной задержки переме-
щения в результате препятствий со стороны соседних деталей,
не строго вертикальное погружение в охлаждающую среду, что
обусловливает сильное коробление и необходимость правки
(зачастую вручную) после обработки. Все это приводит к неста-
240
Рис. 198. Принципначьная схема установки
для ТОПМ машинных игл

бильноети эксплуатационных свойств
этих изделий, значительному сниже-
нию качества выпускаемой продук-
ции.

Установка для ТОМП машинных
игл, устраняющая указанные недо-
статки, показана на рис. 198. Она
состоит из автоматического дози-
рующего устройства 1, трубчатой
электропечи 2, соленоидов 3 и4, зака-
лочного бака 5 с сетчатыми емкостями

6 для выгрузки закаленных игл.

Дозирующее устройство обеспечивает подачу игл в печь в уста-
новленном ритме поштучно или порционно — группами по 5—
10 штук. Соленоид 3 служит для удержания попадающих в печь
игл в вертикальном положении в верхней части печи, где изде-
лия нагреваются как бы в заневоленном состоянии, так как их
длинная ось ориентирована в направлении магнитного потока
внутри соленоида. Иглы изготовляют из стали У10А. При нагреве
до температуры ~740—750 °C иглы не могут удерживаться в верх-
ней части печи, так как теряют свои ферромагнитные свойства
из-за образования значительного количества аустенита. Свободно
падая в вертикальном положении внутри печи (как в направляю-
щей), иглы дополнительно нагреваются до заданной температуры
780—790 °C. Для этого соответственно рассчитываются длина
печи (в описываемом случае 1000 мм) и температура в ее полости,
обеспечивающая ту или иную скорость нагрева. В закалочный
бак иглы попадают в строго вертикальном положении и в про-
цессе появления ферромагнитного мартенсита также ориенти-
руются вертикально в заневоленном состоянии. Нижний соле-
ноид 4, кроме ориентирующей функции, также используется
с прямой целью воздействия магнитным полем при закалке.
Для достижения эффектов ТОМП, а также и для выполнения функ-
ции удержания нагретых тел напряженность поля в центре соле-
ноида должна быть достаточно большой. Расчет и проектирование
соленоидов выполнены по методике [4 ] таким образом, что бы
они обеспечивали получение поля напряженностью до 800 кА/м.
Соленоид изготовлен водоохлаждаемым, навитым медной труб-
кой. С целью обеспечения одинакового и интенсивного охлажде-
ния обмотки при большой плотности тока обмотки изготовляли из
десяти секций-галет, каждая из которых имеет вид спирали. После-

довательное соединение галет производится медными перемычками,
а подача воды в каждую пару галет — при параллельном их под-
соединении к специальному коллектору. Тоководные трубки изо-
лируются киперной лентой с покрытием из эпоксидной смолы.
Реализация такой схемы термической обработки игл позво-
лила существенно снизить коробление игл (особенно малых диа-
метров), обеспечить благоприятное соотношение свойств острия
и колбы, повысить сопротивление усталости, уменьшить трудоем-
кость изготовления благодаря резкому сокращению затрат на
операции правки.

2. НЕКОТОРЫЕ ПРИМЕРЫ ОПТИМИЗАЦИИ РЕЖИМОВ
ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ В МАГНИТНОМ ПОЛЕ

С учетом результатов, полученных при исследовании влияния
магнитного поля на фазовые переходы, изменение структуры и
свойства сталей и чугуна, оказывается возможным определить
режимы термической обработки в магнитном поле, обеспечиваю-
щие оптимальное сочетание свойств деталей при эксплуатации.
Выбор оптимального режима ТОМП иллюстрируется на примере
литой звездочки цепной передачи комбайна СК-5 «Нива». Мате-
риал детали — перлитный серый чугун СЧ 18. В этом случае
представляет интерес реализация режима обработки, обеспечи-
вающего оптимально высокое сопротивление изнашиванию наряду
с получением достаточной прочности зуба при работе на стати-
ческий изгиб.

На промышленной установке для ТОМП с нагревом детали
от машинного генератора была проведена термическая обработка
звездочек двух партий. Для первой партии осуществляли режим
закалки в магнитном поле с самоотпуском, причем варьированием
времени спреерного охлаждения от 4,2 до 2,5 с обеспечивали
самоотпуск в диапазоне температур 120—440 °C. Вторую партию
деталей обрабатывали по той же схеме, но без включения маг-
нитного поля при закалке. После термической обработки на де-
талях обеих партий измеряли твердость и усилие разрушения
зуба при испытании на статический изгиб в специальном приспо-
соблении к универсальной испытательной машине.

На рис. 199 показана зависимость усилия разрушения зуба
звездочки от твердости (упрочненной зоны) после закалки и само-
отпуска при температурах от 120 до 440 °C (кривая /) и закалки
в магнитном поле с самоотпуском от тех же температур (кривая 2).
Видно, что при одинаковой твердости после закалки в магнитном
поле усилие разрушения зуба больше, чем после закалки без
поля. Это особенно очевидно для низких температур отпуска (вы-
соких значений твердости) и свидетельствует в пользу представ-
лений о повышении запаса пластичности и вязкости после за-
калки в магнитном поле. При этом максимальное упрочнение
отвечает более низкой температуре отпуска (более высокой твер-
дости и износостойкости). Линия А—А соответствует уровню
прочности, который обеспечивается серийным режимом терми-
ческой обработки (самоотпуск при 360 ГС, твердость в среднем
НВ 363), а точки а—г характеризуют различные возможные
242
Рис. 199. Зависимости износостойкости (а) и уси-
лия разрушения зуба звездочки (б) от твердости g
г:-,
варианты получения прочности этого |

уровня. Видно, что уровень прочности, §

соответствующий усилию ~17,5 кН, ®

может быть достигнут после обработки
в поле при сохранении значительно
более высокой твердости упрочненного
слоя, т. е. при меньших температурах
отпуска (точка «г»). Это обеспечивает
деталям повышение износостойкости
(верхняя часть рисунка) в 1,7—1,8 раза,
так как серийно применяемый режим
характеризуется точкой б. Кроме того,
ТОМП позволяет при некотором сниже-
нии износостойкости добиться значи-
тельного повышения прочности, если
вести обработку по режиму, которому
отвечает точка максимума на кривой 2.
Вместе с тем следует учитывать экс-
тремальный характер обсуждаемых за-

висимостей и принципиальную возможность реализации на прак-
тике обычного режима термической обработки, которому от-
вечает точка в. В этом случае применение ТОМП (режим г) мо-
жет дать повышение износостойкости только на 30—35 %. Однако
оказалось, что применение режима в (отпуск при 300—310 °C) при
обработке без поля значительно усиливает трещинообразование,
в то время как при обработке в поле даже при получении твер-
дости НВ 461 (самоотпуск при 200 СС) этот дефект практически
не возникает.

Закалочные трещины чаще всего образуются в звездочках
в месте перехода от ножки зуба к ступице, т. е. именно там, где
рабочая нагрузка на зуб максимальна. Поэтому этот дефект яв-
ляется неисправимым браком и детали направляются в переплав.
В табл. 41 приведены результаты наблюдений за процессом тре-
щи нообразования при промышленном освоении технологии ТОМП.
Данные таблицы показывают преимущества ТОМП, которые обус-
ловлены повышением способности материала к релаксации «пи-
ковых» напряжений путем микропластической деформации и
уменьшением вероятности образования и роста трещины.

При определении оптимального режима выборочно контроли-
ровали также характеристики твердости в различных сечениях
зуба, боковая поверхность которого от головки до основания
ножки работает в условиях трения и износа. На рис. 200 показана
эпюра распределения твердости в трех сечениях зуба звездочки,
обработанной по серийному режиму и оптимальному режиму
ТОМП (соответственно точки б и г на рис. 199). Оптимальным
Рис. 200. Характер распределения
твердости по сечениям и боковой повер-
хности зуба:

1 — стандартный режим; 2 — ТОМП

Рис. 201. Зависимость ударной вязко-
сти и твердости стали 7X3 от темпера-
туры отпуска.

1 — закалка без поля; 2 — закалка в маг-
нитном поле напряженностью 1,5 МА/м

считали режим (точка г), обеспечивающий при достаточном уровне
прочности максимальное повышение износостойкости. Из рис. 200
видно, что после обработки по оптимальному режиму ТОМП
с самоотпуском при 200 °C во всех сечениях и на боковой поверх-
ности зуба твердость выше, чем после обработки без поля, что
позволяет гарантировать более высокое сопротивление изнаши-
ванию в процессе эксплуатации.

Оптимальный режим ТОМП накатных полотен из стали 7X3
был выбран исходя из того, что по принятой технологии терми-
ческая обработка полотна включает нагрев т. в. ч. на глубину
50 мм до температуры 850—880 °C, закалку в масле (/маСла =
= 604-80 °C) и отпуск при 420 СС в течение 2,5—3,0 ч. Обрабо-
танные таким образом полотна, как было выявлено статистичес-
ким анализом повреждаемости инструмента, выходят из строя
по двум основным причинам: около 70 % инструмента — из-за
интенсивного износа профиля полотна, что свидетельствует о не-
достаточно высокой твердости рабочей поверхности, а 30 % —
по причине хрупкого скола элементов гравюры и появления сетки
разгарных трещин, что обусловлено низким значением харак-
теристик вязкости стали.

Проведение закалки в магнитном поле напряженностью
1,6 МА/м и обычного отпуска приводит к результатам, показан-
ным на рис. 201. Как видно, твердость стали остается практи-
чески неизменной и при ТОМП и в случае реализации серийной
технологии. Но ударная вязкость1 при температуре отпуска
420 °C после ТОМП выше и составляет 650 ± 20 кДж/м2 против
550 ± 20 кДж/м2 после обычной термической обработки. Это

1 Испытания проводили на образцах, вырезанных из термообработанных
полотен.
Таблица 41. Данные о трсшинообразоваиии
при различных видах термической обработки звездочек

Режим Число деталей Относитель- ная частота трещинооб- разования
термообра- ботаниых (наблюде- ний) с закалоч- ными ма- кротрещи- иами
Серийный (закалка с нагревом т. в ч , самоотпуск при 360 °C, б) 1250 38 0,030
Экспериментальный (закалка с нагре- вом т. в. ч., самоотпуск при 300 °C, е) 880 51 0,058
ТОМП (закалка с нагревом т. в. ч. в магнитном поле, самоотпуск при 200 °C, г) 1020 11 0,011

делает возможным реализацию двух вариантов упрочнения за-
калкой в магнитном поле; отпуск при той же температуре 420 СС
для получения более высоких характеристик вязкости при твер-
дости ~45 HRC или отпуск при температуре порядка 370 °C,
когда оказывается возможным, сохранив вязкость на уровне
серийного режима, обеспечить твердость рабочей поверхности
~50 HRC (рис. 201).

Результаты испытания стойкости инструмента для горячей
накатки звездочек в промышленных условиях приведены ниже.

Термическая обработка полотна Серийная

Число накатанных звездочек,
тыс. шт....................... 12—13

ТОМП,
отпуск
при 370 °C

17,4—20,2

ТОМП,
отпуск
при 420 °C

16,8—19,2

Видно, что при одном и другом режиме ТОМП стойкость повы-
шается по причине как уменьшения износа полотен, так и сниже-
ния числа случаев выхода из строя йз-за появления разгарных
трещин и хрупкого разрушения гравюры. В среднем повышение
стойкости инструмента при использовании ТОМП оценивается
коэффициентом 1,4—1,45

Таким образом, приведенные данные по оптимизации режимов
иллюстрируют комплексные возможности реализации резервов
повышения конструктивной прочности и эксплуатационных свойств
путем использования технологии ТОМП.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Белоус М. В., Черепин В. Т., Васильев М. А, Превращения при отпуске
стали. М.: Металлургия, 1973. 230 с

2. Бернштейн М. Л. Прочность стали. М.: Металлургия, 1974, 199 с.

3. Бернштейн М. Л. Структура деформированных металлов. М : Метал-
лургия, 1977. 431 с.

4. Бернштейн М. Л. Термомагнитная обработка стали. М.: Металлургия,
1968. 95 с

5. Блиновский В. А., Мельников М. А., Сухомлинов Ю. Н. Установка для
термической обработки в магнитном поле дисковых кольцевых деталей//Прогрес-
сивные методы термического упрочнения в тракторном и сельскохозяйственном
машиностроении: Межвуз. сб. Ростов-на-Дону, 1981. С. 28—32.

6. Блиновский В. А., Пустовойт В. Н. Объемное и напряженное состояние
стали марки У8 после закалки в магнитном поле//Автоматический контроль и
управление качеством продукции в сельскохозяйственном машиностроении.
Ростов на-Дону 1976 С. 51—56.

7. Блиновский В. А., Пустовойт В. Н. О возможности термоупрочнения
углеродистой инструментальной стали в магнитном поле//Материаловедение
в машиностроении. Минск: Вышэйшая школа, 1983. С. 82—84.

8. Бокштейн Б. С., Бокштейн С. 3., Жуховицкий А. А. Термодинамика и
кинетика диффузии в твердых телах. М.: Металлургия, 1974. 280 с.

9. Боровиков А. И., Пустовойт В. Н. Принцип автоматического управления
режимом высокочастотного нагрева стали под закалку//Прнмененне ультразвука
в машиностроении. Ростов-на-Дону, 1971. С. 22—28.

10. Буланенко В. Ф., Пирусский М. В. О разделении ударной вязкости на
составляющие методом осциллографирования в координатах «усилие—время»//
Заводская лаборатория, 1972. № 6. С. 750—751.

11. Вишняков Я. Д. Современные методы исследования структуры деформи-
рованных кристаллов. М.: Металлургия, 1975. 480 с.

12. Вишняков Я- Д., Файнштейн Г. С. Влияние изменения состава и темпе-
ратуры на энергию дефектов упаковки//Изв. вузов. Черная металлургия. 1972.
№ 9. С. 116—119.

13. Вишняков Я- Д., Файнштейи Г. С. Влияние изменения состава и темпе-
ратуры на энергию дефектов упаковки ферромагнитных сплавов//Изв.
вузов. Черная металлургия, 1971. № 7. С. 122—126.

14. Влияние деформации аустенита при в. т. м. о. на стабильность высоко-
углеродистого мартенсита при низком отпуске/ М. Л. Бернштейн, Л. М. Капут-
кина, С. Д. Прокошкин, С. В. Добаткин//Металловедение и термическая обра-
ботка металлов, 1978. № 3. С. 24 —29.

15. Влияние деформации на мартенситное превращение и строение мартенсита
в высокоуглеродистых сталях/М. Л. Бернштейн, Л. М. Капуткина, А. М. Глу-
шец, С. И. Астахова//Физика металлов и металловедение, 1977. Т. 43, вып. 1.
С. 152—160.

16. Влияние магнитного поля на охлаждающую способность закалочных
жидкостей/В. Н. Пустовойт, М. С. Петрова, Ю. М. Домбровский н др.//Про-
грессивные методы термической обработки в тракторном и сельскохозяйственном
машиностроении. Ростов-на-Дону, 1977. С. 29—36.

17. Влияние магнитного поля на процессы разупрочнения в кремнистом
железе/Ю. Н. Марков, Р. А Адамеску, Д А. Скрябин, В. И. Юшков//Изв ву-
зов. Физика, 1973. № 1. С. 82—84.

18. Влияние пластической деформации на изотермическое превращение ау-
стенита/С. М. Баранов, М. Л. Бернштейн, В. А. Займовскин, С. И. Катушнн//
Фйзика металлов и металловедение, 1972. Т. 33, вып. 1. С. 205—209.

19. Влияние постоянного магнитного поля иа диффузионный распад пере-
охлажденного аустенита/В. Д. Садовский, Л. В. Смирнов, Е. П. Романов и др.//
Физика металлов и металловедение, 1978 Т. 46, вып. 2. С. 444—447.

20. Волосевич П. Ю., Гриднев В. Н., Петров Ю. Н. Исследование структур-
ных изменений аустенита при мартенситном превращении в сталях с повышенной
энергией дефекта упаковки //Физика металлов и металловедение, 1972. Т. 34,
вып. 4. С. 788—794.

21. Гаврилов Г. М. Изменение свойств закаленной стали в магнитном поле//
Металловедение и термическая обработка металлов, 1977 № 6. С. 18—22.

22. Галей М. Г. Повышение стойкости режущих инструментов путем магнит-
ной обработкн//Станки и инструмент, 1973. № 5. С. 31—34.

23. Геллер Ю. А. Инструментальные стали.: Металлургия, 1975. 584 с.

24. Георгиева И. Я. Трип-стали — новый класс высокопрочных сталей с по-
вышенной пластичностью//Металловедение и термическая обработка металлов,
1976. № 3. С. 18—26.

25. Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия,
1978. 567 с.

26. Горицкий В. М., Терентьев В. Ф. Структура и усталостное разрушение
металлов. М.: Металлургия, 1980. 208 с.

27. Григорович В. К. Твердость и микротвердость металлов. М.: Наука,
1976. 230 с.

28. Гриднев В. Н., Гаврилюк В. Т., Мешков Ю Я. Прочность и пластичность
холоднодеформированной стали. Киев: Наукова думка, 1974. 231 с.

29. Гришин С. А. Установка для исследования кинетики развития усталост-
ной трещины //Прогрессивные методы термического упрочнения в тракторном и
сельскохозяйственном машиностроении. Ростов-на-Дону, 1982. С. 15—-20.

30. Гуревич С. Е. Некоторые аспекты усталостной механики разрушения//
Циклическая вязкость разрушения металлов и сплавов. М.: Наука, 1981.
С. 19—38.

31. Закалка стали в магнитном поле/М. А. Кривоглаз, В. Д. Садовский,
Л. В. Смирнов, Е. А. Фокнна. М.: Наука, 1977. 119 с.

32. Иванова В. С. Концепция циклической вязкости разрушения//Цикличе-
ская вязкость разрушения металлов и сплавов. М.: Наука, 1981. С. 5—19.

33 Иванова В. С. Разрушение металлов. М.: Металлургия, 1979. 168 с.

34 Использование мартенситного превращения, вызываемого деформацией
для повышения пластичности аустенитных сталей, упрочненных теплым накле-
пом/Ю. Г. Вираховский, И Я Георгиева, Я Б. Гуревич и др //Физика металлов
и металловедение, 1971. Т. 32, вып. 2. С. 348 -355.

35 Исследование кинетики мартенситного превращения в стали под влия-
нием постоянного магнитного поля на установке ИМАШ 5С-65/В. Н. Пусто-
войт, Ю. ЛА. Домбровский, Ю. Ф. Черников, С. А. Гришин.//Заводская лаборато-
рия, 1978. К» 6. С. 710—713.

36. Каменецкая Д. С., Пилецкая И. Б., Ширяев В. И. Железо высокой сте-
пени чистоты. М.: Металлургия, 1978. 248 с

37. Капуткина Л. М., Бернштейн М. Л., Штремель М. А. Состояние мар-
тенсита после высокотемпературной термомеханнческой обработки//Физика и
химия обработки материалов, 1974. № 1 С 71—77.

38. Карякин А. В., Кривенцова Г. А., Соболева Н. В. Структурные иссле-
дования воды по инфракрасным спектрам поглощення//Докл. АН СССР, 1975.
Т. 221, № 5. С. 1096—1099.

39. Классен В. И. Омагничивание водных систем. М.: Химия, 1978.
130 с

40. Коаксиальный электромагнит для термической обработки в магнитном
поле деталей кольцевой формы/В. Н. Пустовойт, Ю. М. Домбровский, В. А. Бли-
новский и др.//Интенсификация и контроль технологических параметров в сель-
скохозяйственном машиностроении. Ростов-на-Дону, 1977. С. 73—76.

41. Костецкий Б. И., Бершадский Л. И., Караулов А. К. Металлофизиче-
ские проблемы надежности и долговечности машин//Металлофизика. Киев- На-
укова думка, 1973. Вып. 48. С. 3—15.

42. Коцаньда С. Усталостное разрушение металлов: Пер. с польск./Под
ред. В. С. Ивановой. М.: Металлургия, 1976. 456 с.
43. Коэн М., Вуцкевич М. Р. Статистический анализ начала разрушения
отрывом в железе при разрушении карбидов//Физика прочности и пластич-
ности. М : Металлургия, 1982. С. 258—268.

44. Кривоглаз М. А. Об особенностях электронагрева сталей прн боль-
ших скоростях нагрева//Фазовые превращения. Сер. Металлофизика. Киев:
Наукова думка, 1970. № 27. С. 93—96.

45. Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в же-
лезе и стали. М.: Наука, 1977. 236 с.

46 Ландау Л. Д., Лифшиц Е. М. Статистическая физика. М.: Наука,
1976. Ч 1. 583 с.

47. Леонтьев Б. А. Исследование механизма и кинетики сдвигового пре-
вращения аустенита: Автореф. дне. д-ра техн. наук. Свердловск: ИФМ УНЦ
АН СССР, 1971. 81 с.

48. Лизунов В. И. Композиционные стали. М.: Металлургия, 1978. 150 с.

49. Лифшиц Б. Г,, Крапошин В. С., Линецкий Я. Л. Физические свой-
ства металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1980. 320 с.

50 Лысак Л. И., Николин Б. И. Физические основы термической обра-
ботки стали. Киев. Техника, 1975. 304 с.

51. Марков С. И., Астафьев А. А., Маланьин И. И. Исследование ки-
нетики фазовых превращений и измерение количества ферромагнитной фазы
в условиях стационарного магнитного поля напряженностью до 50 000 Э//Все-
союзный симпозиум по ферромагнитным материалам. Львов: 1971. С. 43—46.

52. Марков С. И. Исследование влияния постоянного магнитного поля
на кинетику фазовых превращений, структуру и механические свойства кон-
струкционных сталей: Автореф. дис. ... канд. техн. наук. М.: ЦНИИТМаш,
1970. 22 с.

53. Марков Ю. Н., Адамеску Р. А. Влияние магнитного поля на струк-
турные изменения в кремнистом железе при температуре отжига выше точки
Кюри//Физика металлов и металловедение, 1971. Т. 32, вып. 4. С. 800—802.

54. Мартенситное превращение в сплавах системы Fe—Ni—С, упрочнен-
ных теплым наклепом/О. П. Максимова, В. Н. Замбржицкий, И. Ф. Москви-
чев и др.//Проблемы металловедения и физики металлов. М.: Металлургия,
1973. № 2. С. 32—43.

55 Металловедение и термическая обработка стали: Справочннк/Под
ред. М Л. Бернштейна, А. Г. Рахштадта. М.: Металлургия, 1983. Т. 1. 352 с.

56. Методы повышения долговечности деталей машин/В. Н. Ткачев,
Б. М. Фиштейн, В. Д. Власенко, В. А. Уланов. М.: Машиностроение, 1971.
272 с

57 Мирошниченко Ф. Д. Экспериментальные и теоретические исследова-
ния магнитных и механических свойств и фазовых преращенпй в ферро-
магнетиках: Автореф. дис. ... д-ра физ.-мат. наук. Запорожье; ЗМЕТИ,
1971 44 с.

58. Миф Н. П. Модели и оценка погрешностей технических измерений.
М.: Изд-во стандартов, 1976. 144 с.

59 Мишин Д. Д. Магнитные материалы. М.: Высшая школа, 1981. 335 с.

60 Могутнов Б. М., Томилин И. А., Шварцман Л. А. Термодинамика
железоуглеродистых сплавов. М.: Металлургия, 1972. 328 с.

61. Никоненко Д. И. Разработка и исследование процессов скоростной
электротермической обработки канатных сталей: Автореф. дис. .. . канд.
техн. паук. Киев: КПИ, 1978. 16 с.

62 Новиков И. И. Дефекты кристаллического строения металлов. М.:
Металлургия, 1983. 232 с.

63. Новиков И И. Теория термической обработки металлов. М.: Метал-
лургия, 1978, 390 с.

64. О возможностях и области использования закалки в постоянном
магнитном поле/В. Н. Пустовойт, П. И. Русин, Ю. М Домбровский, В. А.
Блиновский //Изв. СКНЦВШ. Технические науки, 1979, № 1. С. 9—14

65. Определение пространственной формы и размеров кристаллов мар-
тенсита/Ю. Г. Андреев, Б. Г. Беляков, А. П. Груздов н др.//Физика метал-
лов и металловедение, 1973. Т. 35, вып. 2. С. 375—385.

66. Опытная проверка существования эффекта Герберта при намагни-
чивании термически обработанных сталей/В. Н. Пустовойт, С. А. Гришин,
Е. В. Шилко, Ю. А. Корнилов//Прогрессивные методы термического упроч-
нения в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении. Ростов-иа-
Дону: РИСХМ, 1981. С. 3—8.

67. О стойкостных зависимостях сверл, подвергнутых магнитной обра-
ботке/Ю А. Бородин, В. А. Курбатов, А. Е. Снлуянов, В. Н. Ткачук//Во
просы электрофизики трения и обработки резанием. Горький; ГПИ, 1974,
Т. 30, вып. 3. С. 36—42.

68. Петров Ю. Н. Дефекты и бездиффузионные превращения в стали.
Киев: Наукова думка, 1978. 233 с.

69. Петров Ю. Н. О дислокационном зарождении мартенситной фазы
в сталн//Металлофизика. Киев: Наукова думка, 1974. Вып. 54. С. 51—56;
вып 55 С. 11—14

70 Постников С. Н., Годлина А. Ф., Тараканов В. Н. Некоторые ас-
пекты магнитной обработки инструмеита//Вопросы электрофизики трення и
обработки резанием. Горький: ГПИ, 1974. Т. 30, вып. 3. С. 27—35.

71. Преображенский А. А. Магнитные материалы и элементы. М.: Выс-
шая школа, 1976 335 с.

72 Применение электропотенцнального метода для определения харак
тера развития трещнны/В. Л. Сорокин, В. Ф Змитрук, Г В Шербединский
и др.//3аводская лаборатория, 1981 № 12. С. 60—62.

73. Пустовойт В. Н., Банковский В. А., Домбровский Ю. М. Влияние исход-
ной структуры чугуна на объемные и структурные изменения после закалки в маг-
нитном поле//Интенсификация и контроль технологических параметров в сель-
хозмашиностроении. Ростов-на-Дону: РИСХМ, 1977. С. 29—33.

74. Пустовойт В. Н., Блииовский В. А. О методе исследования напряженного
макросостояния после термической обработки в магнитном поле//Изв.
СКНЦВШ. Технические науки, 1975, № 3. С. 68—70.

75. Пустовойт В. Н., Блиновский В. А. Термическая обработка в магнитном
поле стали Р6М5//Металловедение и термическая обработка металлов, 1983.
№ 11. С. 52—54.

76. Пустовойт В. Н., Гришин С. А. Исследование характеристик долговеч-
ности конструкционных сталей после термической обработки в магнитном поле
(ТОМП)//Новые конструкционные стали и сплавы и методы их обработки для по-
вышения надежности и долговечности изделий: Тез. докл. Всесоюзн. научно
техн. конф. Запорожье: 1980. С. 103—104.

77. Пустовойт В. Н., Домбровский Ю. М., Гришин С. А. Кинетика бейнит-
ного превращения в магнитном поле//П регрессивные методы термической обра
ботки в тракторном и сельскохозяйственном машиностроении. Ростов-на-Дону:
РИСХМ, 1979. С. 3—7.

78. Пустовойт В. Н., Домбровский Ю. М., Гришин С. А. Особенности строе-
ния перлита углеродистых сталей//Металловедение и термическая обработка ме-
таллов, 1979. Ns 11. С. 22—24

79. Пустовойт В. Н. О возможности повышения сопротивления хрупкому
разрушению стали при термической обработке на высокопрочное состояние
в магнитном поле//Прогрессивные методы термического упрочнения в трак
торном и сельскохозяйственном машиностроении. Ростов на Дону: РИСХМ,
1983. С. 3—7.

80. Пустовойт В. Н. Особенности строения а-мартенсита при закалке
в постоянном магнитном поле//Изв. АН СССР. Металлы, 1978. № 6. С. 122—
126.

81 Пустовойт В. Н., Смолянинов А. И. Влияние термической обработки
в магнитном поле на механические свойства стали 7ХЗ//Изв вузов. Черная
металлургия, 1983. Ns 11. С. 104—107.

82. Пустовойт В. Н. Физические и технологические основы термической
обработки в магнитном поле. Автореф. дис. ... д-ра техн. наук. Минск:
ФТИ АН БССР. 1980. 40 с.

83 Развитие мартенситного превращения при деформации и механиче
ские свойства трип сталей/О. П Максимова, Л. И. Утевский, В Н. Замбр-
жнцкий и др.//Физнка металлов и металловедение, 1972. Т. 32, вып 5.
С. 1075—1087.

84. Романив О. И. Вязкость разрушения конструкционных сталей. М.:
Металлургия, 1979. 176 с.
85. Ромашев Л. Н., Ворончихин Л. Д., Факидов И. Г. Измерение магнитных
свойств аустенитной стали вблизи мартенситной точки//Физика металлов и ме-
талловедение. Т. 36, вып. 2. С. 291—294.

86. Ромашев Л. Н., Ворончихин Л. Д., Факидов И. Г. Магнитное состояние
аустенита хромоникелевых сталей вблизи мартенситной точки//Металлофизика.
Киев: Наукова думка, 1974. Вып. 55. С. 66—69.

87. Ромашев Л. Н. Магнитные свойства аустенита хромоникелевых сталей
и мартенситное превращение под влиянием импульсного магнитного поля. Авто-
реф. дис. ... канд. физ.-мат. наук. Свердловск: ИФМУНЦ АН СССР, 1977.22 с.

88. Салтыков С. А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия,
1976. 272 с.

89. Саррак В. И., Суворова С. О., Филиппов Г. А. О внутренних микрона-
пряжениях, возникающих в результате мартенситного превращения в стали//
Металлофизика. Киев: Наукова думка, 1974. Вып. 54. С. 94—97.

90. Скоростное безванное электропатентирование стали 65Г/Ю. Я. Меш-
ков, Д. И. Никоненко, Н. Ф. Черненко н др.//Сталь, 1975. № 2. С. 155—159.

91. Смолянинов А. И., Хлебунов А. Ф., Иванов Ю. Н. Устройство для мно-
готочечной записи температуры//Прочность, устойчивость и жесткость элементов
сельхозмашин. Ростов-на-Дону: РИСХМ, 1972. С. 39—42.

92. Структура высокоуглеродистого мартенсита, образовавшегося из горяче-
деформированного аустенита/М. Л. Бернштейн, Л. М. Капуткина, С. Д. Прокош-
кин, С. В. Добаткин//Физика металлов и металловедение, 1977. Т. 44, вып. 3.
С. 566—574.

93. Таблицы физических величин: Справочник/Под ред. И. К. Кикоина.
М.: Атомиздат, 1976. 1005 с.

94. Технологические основы электротермической обработки стали/В. Н. Грид-
нев, Ю. Я. Мешков, С. П. Ошкадеров, Н. Ф* Черненко. Киев: Наукова думка,
1977. 205 с.

95. Уманский Я- С., Скаков Ю. А. Физика металлов. М.: Атомиздат, 1978.
352 с.

96. Физические основы электротермического упрочнения стали/В. Н. Грид-
нев, Ю. Я- Мешков, С. П. Ошкадеров, В. И. Трефилов. Киев: Наукова думка,
1973 . 335 с.

97. Финкель В. М. Физика разрушения. М.: Металлургия, 1970. 376 с.

98. Фокина Е. А., Олесов В. Н., Смирнов Л. В. Влияние магнитного поля на
превращение остаточного аустенита в сталях//Металловедение и термическая
обработка металлов, 1976. № 2. С. 6—8.

99. Фридман Я. Б. Механические свойства металлов. Ч. 1. М.: Машинострое-
ние, 1974. 472 с.

100. Хирт Дж., Лоте П. Теория дислокаций/Пер. с англ. М.: Атомиздат,
1972. 600 с.

101. Хрущов М. И., Бабичев А. И. Абразивное изнашивание. М.: Наука,
1970. 251 с.

102. Хусу А. П., Витенберг Ю. Р., Пальмов В. А. Шероховатость поверхно-
стей (теоретико-вероятностный подход). М.: Наука, 1975. 292 с.

103. Шалимова А. И. Структура и свойства сталей после термической и тер-
момеханической обработки в магнитном поле. Автореф. дис. ... канд. техн. наук.
М.: МИСиС, 1983. 27 с.

104. Шепеляковский К- 3. Упрочнение деталей машин поверхностной закал-
кой при индукционном нагреве. М.: Машиностроение, 1972. 287 с.

105. Штремель М. А. Границы возможностей дифрактометрического анализа
тонкой структуры.//Докл. АН СССР, 1972. Т. 203, № 1. С. 570—575.

106. Штремель М. А., Капуткина Л. М. Рентгеноструктурный анализ поли-
кристаллов стали со структурой углеродистого мартенсита//Физика металлов и
металловедение, 1971. Т. 32, вып. 5. С. 991—998.

107. Якунин Г. И., Молчанова Н. Г. Влияние локальных магнитных полей
на стойкость режущего инструмента и возможность их практического использо-
вания//Электрические явления при трении, резания и смазке твердых тел. М.:
Наука, 1973. С. 128—132.
108. Boda C. D., Mack D. J. The Gamma-to-Alpha transformation in iron//
Metallurgical Transactions, 1970. V. 1, N 5. P. 1455—1458.

109. Bolling G. F., Richman R. H. The influence of stress on martensite—
start temperatures in Fe-Ni-C alloys//Scripta Metallurgica, 1970. V. 4, N 7. P.
539—544.

110. Filds R., Gracham C. D. Effect of high magnetic fields on the marten-
site transformation//Metallurgical Transactions, 1976. V. 7, N 5. P. 719—721.

111. Gray E. M., Smith J. H. Short-range order and clusters in mictomagne-
tic MnCu//Journal Physic F.: Met. Phys.. 1975. V. 5. N 10. P. 171—177.

112. Hehemann R., Kinsmann K., Aaronson H. A debate on the bainite peac-
tion//Metallurgical Transactions, 1972. V. 3. N 5. P. 1077—1094.

113. Honeycombe R., Pickering F. Ferrite and bainite in alloy steelsZ/Me-
tallurgical Transactions, 1972. V. 3. N 5. P. 1099—1112.

114. Krauss G., Marder A. R. The morphology of martensite in iron alloys//
Metallurgical Transactions, 1971. V. 2. N 9. P. 711—719.

115. Lindley T. C., Oates G., Richards С. E. A critical appraisal of carbide
cracking mechanisms in ferride/carbide aggregates//Acta Metallurgica 1970. V. 18.
N 10. P. 1127—1131.

116. Makhopadhyay A. K., Shull R., Beck P. Relaxation and magnetic clusters
in mictomagnetic copper-manganese alloysZZjournal Less—Common Metals, 1975.
V. 43. P. 69—82.

117. Marder A. R., Krauss G., Bedscotter A. Microcracing sensitivity in Fe—C
plate martensiteZ/Metallurgical Transactions, 1970. V. 1. N 6. P. 1545—1552.

118. Mikulez Z., Gottwaldowa., Mrovec J. Vliv merilamelarni vzdalenost
na mer kluzu perlitu.ZZKovove Materialy, 1978. V. 16. N 5. S. 600—607.

119. Miller L. E., Smith G. S. Tensile fractures in carbon steelsZZjournal
of the Iron and Steel Institute, 1970, V. 208. N 11. P. 998—1005.

120. Peters С. T., Bolton P., Miodownik A. P. The effect of magnetic fields
on isothermal martensitic transformationsZ/Acta Metallurgica, 1972. V. 20. N 7.
P. 881—886.

121. Puls M. P., Kirkaldy J. S. The pearlite reaction. — Metallurgical Trans-
actions, 1972. V. 3. N 11. P. 2777—2796.

122. Russenberger M. E. Potentialmethoden zur Bestimmung von Risslangen
bei proben der BruchmechanikZZMaterialprufung, 1979. V. 21, N 9. S. 319—321.

123. Smith D., Hehemann R. Influence of structural parameters on the yield
strength of temperead martensite and lower bainiteZZ Journal of the Iron and
Steel Institute, 1971. V. 209. N 6. P. 476—481.

ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ

Азотирование 207

Активность компонентов раствора 175

Анализ количественный структурно-

фазовый 185

Анизотропия свойств 196

Аустенитизация в магнитном поле 54,
57

Бейна деформация 23

«Белый слой» 103

Бюргерса вектор 22, 24

Вероятность больцмановская 17
— дефектов упаковки 130
Восприимчивость магнитная 17
Вязкость разрушения 203
— ударная 19, 192, 193

Герберта эффект 94, 101

Гиббса энергия 65

График ТОМП 49

Гриффитса—Орована условие 73
д

Дестабилизация аустенита 35, 36

Диаграмма Fe—С 53

— растяжения образцов 149, 151, 167
— фазового состава 136, 137
Диаметр зерна 48
Дисперсность 120

Жидкости закалочные:
водопроводная вода 111, 114
минеральное масло 115
соляной раствор 113

Зародыш новой фазы 20, 21

Износостойкость инструмента 243
Испытания деталей сельскохозяйствен-
ных машин 227
— дисковых фрез 232
— сверл 230—232
— ударные 191—193

Кинетика индукционного нагрева 39
— фазовых переходов 25
Кирпичева критерий 40

Клайперона—Клаузиса состояние 5

Кластеры ферромагнитные 17, 19

Коттрелла атмосфера 85

Коэффициент интенсивности напряже-
ний 72, 90, 201

Кривые индукционного нагрева 42, 44
Кристаллы двойникованные 143, 144
Кюри точка ферромагнитная 19
Кюри—Вейса закон 17

Ланжевена функция 17, 19

Линейная скорость роста (л. с. р.) но-
вой фазы 25

Ломер—Коттрелла дислокация 22

Магнитострикция железа 214
Мейла—Хагеля зависимость 67
Микротвердость нижнего бейннта 84
— после омагничивания 97, 105
— эвтектоида сталей 68

Модель нагруженных волокон 73
Н

Намагниченность насыщения 31, 32
Напряжения структурные 215—217
— тепловые 215
Нитраллой 207

Обработка магнитоимпульсная 37
252

Объем превращений 25

Питча соотношение 70

Планирование эксперимента 106, 107

ПН П сталь 165

— эффект 146

Полигоны распределения 62, 122, 123

Порог хладноломкости 50, 93

Потенциал термодинамический 5
Превращение мартенситное 5, 117, 145,
181

— аустенитное 177

— бейнитное 78, 81

— перлитное 58

— полиморфное 5

Работа образования зародыша 21

Равновесие фазовое 5, 6

Размер критического зародыша 21

Распределение микротвердости 104, 105

Растворимость примесных атомов 55
Рельеф мартенситный 121, 122
«Рой» спинов 17

Свойства механические сталей 131

-------подшипниковых 195, 196

-------со структурой нижнего бей-
нита 88

— углеродистых 68

Скорость зарождения центров (с. з. ц.)
новой фазы 21, 25, 81

Смита модель микромеханнзма разру-
шения 72, 73

Сноека эффект 176

— • атмосфера 85

Стирлинга приближение 18

Стойкость звездочек 245
— сверл 108, 109, 229—231
— фрез 228

Стойкость коррозионная 115

Структура аустенита 140, 177

— мартенсита 172, 174

Суперпарамагнетик 17

Твердость поверхностного слоя 207

ТОМП:

влияние на бейнитное превращение 78

—• — внутреннее трение 210

— — временное сопротивление 88, 190,
199

---вязкость разрушения 88, 203
---диффузионные процессы в стали
207

— —- долговечность деталей машин
108, 109, 214, 222—230

---кинетику нагрева т. в. ч. 41, 45
-----количество остаточного аустени-
та 28, 32, 34, 35, 183

-----мартенситное превращение 27,

116, 117, 126, 139, 145, 148

----- механические свойства сталей
подшипниковых 195

--------- углеродистых 68

— — микротвердость стали 47, 68,

84, 89, 97, 102, 104, 105

----- отпуск стали 170

— — положение температур Ма и

Л4К 8

----- предел прочности сталей при
изгибе 199

— —распад мартенсита 171—173

—----остаточного аустенита 178—

180

----- распределение углерода 188, 189

-----рост усталостных трещин 201,202

-----свойства ПНП-стали 165

-----структурные напряжения сталей

216, 217—219

— — твердость стали 76, 96, 190,
207, 208, 244

-----текстуру рекристаллизации 211

-----ударную вязкость 197, 244

-----уровень остаточных напряжений
220, 221

— —- фазовый состав стали 28, 60,

81, 131, 136, 159, 185, 188, 189

— — характеристики микротрещины

206

-----сопротивления разрушению
72, 89

Трещины закалочные 243
— усталостные 201—203

Условия равновесия фаз 5, 6

Установка для ТОМП:

деталей кольцевой формы 233, 234

инструмента 235, 237, 238

машинных игл 241

Схема управления 236
тонкостенных деталей 239

Фаза парамагнитная 6

— ферромагнитная 6

Феррит вндмаиштеттовый 86

Флуктуация ферромагнитного порядка
18—21

Фрактограмма излома 89, 192

Фронт деформации 168

Фурье критерий 40

Цементация 209

Центры новой фазы 21, 25

Шокли дислокация 22

Энергия дефекта упаковки матрицы 23

— магнитострикционная 98

— - намагничивания 30

— образования центра новой фазы 24
ОГЛАВЛЕНИЕ

Предисловие.......................................................... 3

Глава I. Термодинамика, механизм и кинетика фазовых превращений
в стали при действии внешнего магнитного поля........................ 5

1. Изменение условий фазовых равновесий..................... 5

2. Механизм образования зародышей ферромагнитной фазы в не-
ферромагнитной матрице ........................... 16

3. Изменения в кинетике фазовых переходов .................. 25

Глава II. Особенности процессов электронагрева и образования аустенита
в магнитном поле .................................................. 38

1. Изменение кинетики нагрева т. в. ч. под действием внешнего
магнитного поля ........................................... 39

2. Температурное поле ферромагнетиков при индукционном
нагреве с подмагничиванием ................................ 42

v/ 3. Особенности процесса аустенитизации при воздействии внеш-
ним магнитным полем........................................... 48

Глава III. Влияние магнитного поля на превращения переохлажденного
аустенита........................................................... 58

1. Структурные особенности перлитного превращения в магнит-
ном поле................................................... 58

2. Характеристики механических свойств стали со структурой
пластинчатого перлита ..................................... 67

3. Воздействие магнитного поля в интервале температур про-
межуточного превращения аустенита . . .......... 75

Глава IV. Явления, возникающие при омагничивании твердых тел и жид-
костей ............................................................. 93

1. Омагничивапие в постоянном поле термически обработанных
быстрорежущих сталей ...................................... 94

2. Влияние магнитного поля на охлаждающую способность за-
калочных жидкостей ........................................ НО

Глава V. Влияние магнитного поля в процессе мартенситного превра-
щения 116

1. Экспериментальные данные о влиянии магнитного поля на
кинетику и строение продуктов мартенситного превращения 117

2. Изменение свойств и фазового состава стали после закалки
в постоянном магнитном поле............................... 131

3. Влияние магнитного поля на процесс мартенситного превра-
щения горячедеформнрованного аустенита ................... 139

4. Мартенситное превращение при деформации метастабильных
аустенитных сталей в магнитном поле....................... 145

5. Влияние магнитного поля на структуру и свойства ПНП-стали 165

Глава VI. Влияние магнитного поля на процесс отпуска стали........ 170

1. Распад мартенсита ...................................... 171

2. Превращение остаточного аустенита....................... 177

3. Фазовый состав и свойства сталей после закалки и отпуска
в магнитном поле.......................................... 185

4. Особенности поведения трещин в стали после термической
обработки на высокопрочное состояние в магнитном поле 201
Глава VII. Экспериментальные данные о диффузионных процессах и фор-
мировании текстур рекристаллизации в магнитном поле . . . 207

1. Влияние магнитного поля на диффузионные процессы в стали 207

2. Изменение текстуры рекристаллизации под действием внешне-
го магнитного поля....................................... 211

Глава VIII. Влияние ТОМП на долговечность деталей машин и инструмента 214

I. Остаточные напряжения после закалки и отпуска в магнитном
поле..................................................... 215

2. Эксплуатационные свойства деталей машин и инструмента
после ТОМП .............................................. 222

Глава IX. Результаты промышленного применения технологии термиче-
ской обработки в магнитном поле.................................... 233

1. Промышленное технологическое оборудование и контрольно-
управляющая аппаратура для ТОМП ..................... 233

2. Некоторые примеры оптимизации режимов термической об-
работки в магнитном поле................................. 242

Список литературы.................................................. 246

Предметный указатель................... .... 251
п

МОНОГРАФИЯ

Марк Льеокич Бернштейн, Виктор Николаевич Пустовойт

ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛЬНЫХ ИЗДЕЛИЙ
В МАГНИТНОМ ПОЛЕ

Редактор И. Г. Сальникова
Художественный редактор Е. А. Ильин
Переплет художника А. М. Павлова
Технический редактор Л. П. Гордеева
Корректоры Й. М. Борейша и А. А. Снастина

ИБ № 5401

Сдано в набор 20.06.86. Подписано в печать' 12.09.86.', Т-16379.

Формат 60Х90*/1в. Бумага типографская № 1. Гарнитура литературная.
Печать высокая. Усл. печ. л. 16,0. Усл.-кр. отт. 16,0.

Уч.-нзд. л. 18,36. Тираж 3 700 экз. Заказ 25. Цена 3 р. 20 к.

Ордена Трудового Красного Знамени издательство (Машиностроение»,
107076, Москва, Стромынский пер., 4.

Отпечатано с набора Ленинградской типографии № 6 ордена Трудового
Красного Знамени Ленинградского объединения «Техническая книга»
им. Евгении Соколовой Союзполиграфпрома при Государственном
комитете СССР по делам издательств, полиграфии н книжной торговли.
193144, г. Ленинград, ул. Моисеенко, 10 в Ленинградской типографии № 4
ордена Трудового Красного Знамени Ленинградского объединения
«Техническая книга» им. Евгении Соколовой Союзполиграфпрома
при Государственном комитете СССР по делам издательств, полиграфии
и книжной торговли. 191126, Ленинград, Социалистическая ул., 14.