Особенности изменения магнитных свойств термообработанной стали 38ХС на начальной стадии холодной пластической деформации растяжением

Полный текст

ВВЕДЕНИЕ

Конструкционная легированная сталь 38ХС используется для изготовления деталей с высокими требованиями к прочности и износостойкости — шестерни, валы, пальцы, муфты, впускные клапаны двигателей [1]. В процессе изготовления для придания стальным деталям требуемого сочетания механических свойств они подвергаются закалке и последующему отпуску в диапазоне температур от 450 до 700 °С [2]. Механические и магнитные свойства термообработанной стали 38ХС известны и хорошо изучены на сегодняшний день [3, 4]. Например, известно, что коэрцитивная сила стали 38ХС практически не изменяется в интервале температур отпуска 600—700 °С, что затрудняет неразрушающий контроль с помощью коэрцитиметров. Контроль качества деталей из стали 38ХС при высокотемпературном отпуске проводят по начальной магнитной проницаемости, имеющей локальный минимум в районе 600—650 °С [4]. В работе [5] было установлено, что в стали 38ХС, по данным рентгеноструктурного анализа, а также по результатам магнитных измерений и металлографических исследований, с увеличением температуры отпуска до 550 °С внутренние напряжения уменьшаются. Дальнейшее увеличение температуры отпуска приводит к росту напряжений, локальный максимум которых наблюдается при 650 °С. При нагреве от 650 до 750 °С напряжения уменьшаются. Такое изменение напряженного состояния не соответствует общепринятым представлениям, согласно которым с увеличением температуры отпуска напряжения в углеродистой стали должны уменьшаться.

Известно, что холодная пластическая деформация растяжением предварительно отожженных образцов малоуглеродистой стали приводит к возникновению магнитной текстуры типа «легкая плоскость» (после снятия внешней нагрузки) [6], перпендикулярной направлению предварительного растяжения. На полевых зависимостях дифференциальной и обратимой магнитной проницаемостей возникают перегибы или дополнительные максимумы [7—9]. Однако остается невыясненным вопрос, всегда ли возникает в пластически деформированных образцах стали 38ХС наведенная деформацией магнитная текстура и как она влияет на магнитные свойства? Как будут конкурировать между собой остаточные механические напряжения, вызванные термической обработкой, стали (хаотично распределенные в поликристалле) и холодной пластической деформацией (вызванные действием внешней силы, приложенной в одном из направлений).

Целью данной работы является установление влияния холодной пластической деформации растяжением предварительно закаленных и отпущенных при разных температурах образцов из стали 38ХС на ее магнитные свойства.

ОБРАЗЦЫ И МЕТОДИКА ИЗМЕРЕНИЙ

Образцы в количестве 12 штук из стали 38ХС в форме параллелепипедов с исходными размерами 10×10×65 мм подвергались закалке от 900 °С в масло и последующему отпуску при температурах 500, 600, 650, 700 °С. После термообработки образцы утонялись до 4 мм и подвергались пластической деформации растяжением (ε = 2; 4 %) в испытательной машине Instron 5982. Измерение магнитных свойств проводились в средней части образцов на установке Remagraph C-500. Проведено дифференцирование петель магнитного гистерезиса и построены полевые зависимости дифференциальной магнитной восприимчивости.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

На рис. 1а представлены зависимости коэрцитивной силы от температуры отпуска для образцов без деформации (ε = 0), а также для образцов с относительным удлинением 2 и 4 %. С увеличением ε коэрцитивная сила увеличивается во всем исследованном диапазоне температур отпуска, что свидетельствует об увеличении остаточных механических напряжений. Однако характер изменения коэрцитивной силы в зависимости от температуры отпуска для недеформированных и подвергнутых деформационному воздействию образцов различен: для недеформированных образцов Н_с монотонно уменьшается с увеличением Т_отп, а для пластически деформированных образцов на зависимостях H_c (Т_отп) имеются локальные максимумы в районе 600 °С для образца с ε = 2 % и в районе 650 °С для образца с ε = 4 % (см. рис. 1а). Характер изменения начальной магнитной проницаемости µ_н от Т_отп не меняется с увеличением ε — как для недеформированного (ε = 0), так и для пластически деформированных образцов на зависимостях µ_н(Т_отп) наблюдаются минимумы в районе 650 °С (см. рис. 1б). Деформация приводит к уменьшению значений µ_н для всех Т_отп, за исключением Т_отп = 650 °С, где пластическая деформация не приводит к сколько бы то ни было существенному его изменению. Именно в районе Т_отп = 650 °С у недеформированных образцов из стали 38ХС наблюдается локальный максимум внутренних микронапряжений, определенный в работе [5] по данным рентгеноструктурного анализа. По всей вероятности, после небольших пластических деформаций (ε ≤ 4 %) высокий уровень внутренних микронапряжений (хаотично распределенных) в закаленных и отпущенных образцах из стали 38ХС остается.

 

Рис. 1. Зависимости коэрцитивной силы (а) и начальной магнитной проницаемости (б) от температуры отпуска исходных и пластически деформированных образцов из стали 38ХС с относительными удлинениями 0, 2 и 4 %.

 

На рис. 2 приведены полевые зависимости дифференциальной магнитной восприимчивости χ_d(H) для недеформированных и пластически деформированных образцов из стали 38ХС. Кривые χ_d(H) для недеформированных закаленных и отпущенных образцов имеют единственный максимум в районе коэрцитивной силы. Пластическая деформация приводит к кардинальному изменению кривых. Из рис. 2 видно, что для образцов с удлинением 2 % хотя и визуально различим единственный максимум, его амплитуда становится существенно меньше и наблюдается его уширение. Наиболее выраженно это происходит для образца с Т_отп = 600 °С (см. рис. 2в). Еще более явные отличия на кривых χ_d(H) наблюдаются для образцов с удлинением 4 %: для образцов с температурами отпуска 500 °С (см. рис. 2б) и 600 °С (см. рис. 2г) происходит еще большее уширение единственного пика, а для образцов с Т_отп = 650 °С (см. рис. 2е) и Т_отп = 700 °С (см. рис. 2з) на кривых появляется еще один максимум слева от основного и перегиб в положительном поле. Появление перегиба и дополнительного пика указывает на наличие в образцах магнитной текстуры типа «легкая плоскость», вызванной деформацией [7].

 

Рис. 2. Полевые зависимости дифференциальной магнитной восприимчивости, пластически деформированных образцов из стали 38ХС, предварительно закаленных и отпущенных при 500 °С (а, б), 600 °С (в, г), 650 °С (д, е) и 700 °С (ж, з).

 

Характерно, что такая магнитная текстура в образцах из стали 38ХС не проявляется на начальном этапе пластической деформации (ε = 2 %), как, например, в образцах отожженной малоуглеродистой стали Ст3сп [7]. Даже при ε = 4 % видимые перегибы и дополнительные максимумы отсутствуют на кривых χ_d(H) для образцов с Т_отп < 650 °С. Это может быть вызвано изначально высокими хаотически распределенными остаточными механическими напряжениями после термообработки, конкуренция которых с остаточными напряжениями, вызванных одноосной пластической деформацией, не дает возможности образоваться магнитной текстуре.

ВЫВОДЫ

Установлено, что после пластической деформации растяжением (при относительном удлинении 2 и 4 %) на зависимостях H_c(Т_отп) появляются локальные максимумы в районе 600—650 °С. Локальный минимум на кривых µ_н(Т_отп) наблюдается при Т_отп = 650 °С, его местоположение не меняется после пластической деформации образцов. На полевых зависимостях дифференциальной магнитной восприимчивости особенности в виде перегиба и второго максимума появляются только для образцов с ε = 4 % и температурами отпуска 650 и 700 °С. Вероятно, при температурах отпуска более 650 °С уровень внутренних микронапряжений снижается настолько, что вызванные пластической деформацией остаточные механические напряжения сжатия могут сформировать магнитную текстуру типа «легкая плоскость», что и приводит к появлению особенностей на кривых µ_d(H). Характерно, что в отличие от отожженной малоуглеродистой стали, никаких особенностей на кривых µ_d(H) не наблюдается на начальной (при ε = 2 %) стадии пластической деформации в исследованном интервале температур отпуска от 500 до 700 °С.

Работа выполнена в рамках государственного задания МИНОБРНАУКИ России (тема «Диагностика», № г.р. 122021000030-1).

Об авторах

А. М. Матосян

Институт физики металлов имени М.Н. Михеева Уральского отделения РАН; Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина

Автор, ответственный за переписку.
Email: matosian01@gmail.com
Россия, 620108 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18; 620002 Екатеринбург, ул. Мира, 19

А. П. Ничипурук

Институт физики металлов имени М.Н. Михеева Уральского отделения РАН

Email: matosian01@gmail.com
Россия, 620108 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18

А. Н. Сташков

Институт физики металлов имени М.Н. Михеева Уральского отделения РАН

Email: matosian01@gmail.com
Россия, 620108 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18

Е. Ю. Сажина

Институт физики металлов имени М.Н. Михеева Уральского отделения РАН

Email: matosian01@gmail.com
Россия, 620108 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской

Н. В. Гордеев

Институт физики металлов имени М.Н. Михеева Уральского отделения РАН; Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина

Email: matosian01@gmail.com
Россия, 620108 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18; 620002 Екатеринбург, ул. Мира, 19

С. В. Афанасьев

Институт физики металлов имени М.Н. Михеева Уральского отделения РАН

Email: matosian01@gmail.com
Россия, 620108 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18

Список литературы

Дополнительные файлы