Магнитный контроль фазового состава коррозионностойких сталей аустенитно-ферритного класса Корх Михаил Константинович

Содержание к диссертации

Введение

ГЛАВА 1. Методы контроля фазового состава изделий из аустенитных и аустенитно-ферритных сталей (литературный обзор) 17

1.2 Влияние феррита на эксплуатационные свойства хромоникелевых сталей..18

1.3 Структурно-фазовые изменения и возникновение мартенсита деформации в хромоникелевых сталях 20

1.4 Влияние мартенсита деформации на физико-механические свойства стали 23

1.5 Методы и средства контроля фазового состава аустенитных и аустенитно-ферритных сталей 1.5.1 Немагнитные методы контроля фазового состава сталей 31

1.5.2 Магнитные методы контроля фазового состава сталей 34

1.5.2.2 Измерение содержания ферритных и мартенситных фаз на основе измерения намагниченности насыщения. Локальная и объемная магнитная ферритометрия 36

Заключение и постановка задач 47

ГЛАВА 2. Образцы и методы исследования их фазового состава 49

2.1 Материалы и образцы 49

2.2 Измерение процентного содержания ферромагнитных фаз в образцах по величине намагниченности насыщения

2.3.1 Просвечивающая электронная микроскопия 54

2.3.2 Сканирующая зондовая микроскопия

2.3.2.1 Атомно-силовая и магнитно-силовая микроскопия 55

2.3.2.2 Метод зонда Кельвина 57

2.4 Исследования магнитных свойств образцов 60

ГЛАВА 3. Результаты исследований изменения фазового состава и магнитных свойств образцов вследствие пластической деформации 61

3.1 Результаты измерения процентного содержания ферромагнитных фаз в

образцах по величине намагниченности насыщения 61

3.2 Исследования фазового состава образцов различными методами микроскопии 62

3.2.1 Просвечивающая электронная микроскопия 63

3.2.2 Сканирующая зондовая микроскопия 65

3.2.2.1 Исследование фазового состава трехфазных хромоникелевых сталей методом магнитно-силовой микроскопии 65

3.2.2.2 Исследование фазового состава трехфазных хромоникелевых сталей по методу зонда Кельвина 68

3.3 Результаты исследований магнитных свойств образцов 75

Выводы по главе 3 83

ГЛАВА 4. Метод определения фазового состава трехфазных сталей по магнитным свойствам 85

4.1 Установка и принцип измерения зависимостей дифференциальной магнитной восприимчивости от поля 85

4.2 Результаты экспериментов и их обсуждение 90

Выводы по главе 4 109

ГЛАВА 5. Прибор для неразрушающего контроля процентного содержания ферромагнитных включений в аустенитных иаустенитно-ферритных сталях 110

5.1 Прибор «Ферритометр ФХ-3 ИФМ» 111

5.1.1 Внешний вид и описание прибора 112

5.1.2 Блок-схема и принцип работы прибора 114

5.1.3 Устройство и принцип работы датчика используемого в приборе 115

Выводы по главе 5 121

Заключение 122

Список сокращений и условных обозначений 123

• Влияние мартенсита деформации на физико-механические свойства стали
• Сканирующая зондовая микроскопия
• Просвечивающая электронная микроскопия
• Блок-схема и принцип работы прибора

Введение к работе

Актуальность темы исследования. Диссертационная работа направлена на решение задачи контроля фазового состава аустенитных и аустенитно-ферритных коррозионностойких хромоникелевых сталей после их пластической деформации и образования в их составе дополнительной фазы мартенсита деформации.

Коррозионностойкие стали аустенитного и аустенитно-ферритного классов, обладающие стойкостью к агрессивным средам и межкристаллитной коррозии, жаропрочностью, высокой степенью пластичности и ударной вязкости, широко используются в промышленности для изготовления изделий и конструкций ответственного назначения. Механические свойства и эксплуатационные характеристики этих сталей определяются в первую очередь их фазовым составом. Кроме фазы аустенита (g-фаза) в материале стали может содержаться феррит (a-фаза). Однако под воздействием упругих напряжений, пластической деформации, экстремальных температур в стали может образовываться третья фаза – мартенсит деформации (a-фаза).

Наличие a-фазы напрямую влияет на эксплуатационные свойства сталей. Ее образование может привести к ухудшению коррозионной стойкости, температурных и механических свойств стали. Фазы a и a оказывают различное влияние на прочностные и технологические характеристики сталей, т.е. свойства трехфазных (g+a+a) сталей с одинаковым суммарным содержанием, но с разным соотношением a- и a-фазы будут существенно отличаться. Аустенит парамагнитен, a- и a-фазы являются ферромагнетиками. При определении содержания ферромагнитных включений в парамагнитном материале эффективными оказываются методы магнитного фазового анализа и дефектоскопии. Однако данные методы позволяют производить оценку количества a- или a-фазы только для двухфазной аустенитно-ферритной или аустенитно-мартенситной стали, а при одновременном присутствии этих фаз в объекте возможна оценка только их суммарного содержания.

Трудности возникают и при попытках определения процентного содержания мартенсита деформации с помощью приборов ферритометров. Изучение характеристик таких приборов показало, что они не позволяют с удовлетворительной точностью измерять процентное содержание a-фазы из-за ее высокой (по сравнению с ферритом) магнитной твердости.

Таким образом, разработка методов и средств контроля, позволяющих определять фазовый состав коррозионностойких хромоникелевых сталей (в том числе при наличии в них двух ферромагнитных фаз – феррита и мартенсита деформации), является актуальной и востребованной задачей.

Актуальность работы также подтверждается выполнением работы в рамках: государственного задания (шифр «ДИАГНОСТИКА», номер государственной регистрации 01201463329), а также гранта РНФ 15-12-00001.

Степень разработанности темы исследования. В работах Меринова П.Е., Курдюмова Г.В., Михеева М.Н., Горкунова Э.С., Апаева Б.А., Энтина С.Д., Химченко Н.В., Ригманта М.Б., Пудова В.И., Гладковского С.В., Веде-3

нева М.А. рассмотрены вопросы контроля фазового состава сталей на основе аустенита по магнитным параметрам. Несмотря на значительные успехи в области магнитной ферритометрии, которые были достигнуты за последние десятилетия, существующие методики магнитного фазового анализа не позволяют определить процентное содержание конкретной ферромагнитной фазы в аустенитной матрице в случае, когда в ней содержатся и феррит, и мартенсит деформации. Для оценки количества a- или a-фазы можно успешно применять методы контроля, основанные на измерении магнитного насыщения стали. Проблема заключается в том, что значения намагниченности насыщения у a- и a-фазы практически одинаковы. При наличии обеих этих фаз в одном объеме невозможно разделить вклад от каждой из них в общую величину намагниченности насыщения, а, следовательно, и определить, сколько процентов феррита и сколько процентов мартенсита содержится в исследуемом трехфазном материале. Трудности возникают даже при идентификация мартенсита деформации в аустенитно-ферритной стали при помощи существующих на данный момент методик, установок и приборов, основанных на изучении магнитных свойств объекта.

Целью диссертационной работы является разработка магнитного метода и средства контроля изменений фазового состава аустенитно-ферритных хромоникелевых сталей, произошедших вследствие воздействия пластических деформаций.

Для достижения поставленной цели в ходе диссертационной работы были решены следующие задачи:

1. Исследования изменений фазового состава аустенитно-ферритных сталей, произошедших вследствие воздействия пластических деформаций, с помощью различных методов микроскопии.

2. Определение магнитных параметров, чувствительных к фазовым изменениям, происходящим при пластических деформациях в сталях по результатам исследований и сравнений магнитных свойств двухфазных (аусте-нитно-ферритных) и трехфазных (аустенитно-ферритно-мартенситных) образцов хромоникелевых сталей.

3. Разработка нового метода магнитного фазового анализа для определения процентного содержания феррита и мартенсита деформации при наличии обеих этих фаз в парамагнитном аустенитном материале.

4. Разработка и изготовление малогабаритного прибора неразрушающего контроля, способного с высокой точностью измерять процентное содержание ферромагнитных фаз в материале.

Научная новизна

1. Установление корреляции между изменениями магнитных свойств (намагниченность насыщения, коэрцитивная сила, остаточная намагниченность, дифференциальная магнитная восприимчивость) аустенитно-ферритных сталей и изменениями их фазового состава, произошедшими вследствие пластических деформаций.

2. Показано, что по форме зависимости дифференциальной магнитной восприимчивости (c_dif) от поля (Н), площади под этой зависимостью и по величине поля Н, в которой зависимость c_dif(Н) имеет максимум, можно с высокой достоверностью судить о фазовом составе хромоникелевых сталей.

3. Предложен новый метод магнитного фазового анализа для определения процентного содержания каждой из ферромагнитных фаз – феррита и мартенсита деформации при их одновременном присутствии в аустенитном материале.

Теоретическая и практическая значимость работы

1. Методами сканирующей зондовой микроскопии идентифицирован и визуализирован фазовый состав трехфазной хромоникелевой стали. Проведен сравнительный анализ чувствительности различных методов сканирующей зондовой микроскопии к обнаружению мартенсита деформации в образцах из аустенитно-ферритных сталей с различными степенями деформации.

2. На основе результатов экспериментальных исследований зависимости магнитных параметров от изменения фазового состава аустенитно-ферритной стали после пластической деформации предложен новый метод определения процентного содержания ферромагнитных составляющих (феррита и мартенсита деформации) при их одновременном присутствии в материале хромони-келевой стали.

3. Предложена методика локального неразрушающего контроля про
центного содержания ферромагнитных фаз в аустенитных сталях, позволяю
щая существенно повысить чувствительность контроля за счет использова
ния магнитов высокой энергии и высокочувствительных измерителей маг
нитных полей. На основе данной методики разработан и изготовлен прибор
для локального неразрушающего контроля ферромагнитных включений в
аустенитном материале. Данный прибор имеет высокую чувствительность к
содержанию ферромагнитных фаз в материале (возможность определения
содержания ферромагнитных фаз с 0,1%) и обеспечивает зону локального
контроля диаметром от 2 до 10 мм и глубиной до 7 мм.

Методология и методы исследования. При проведении исследований фазового состава образцов двух- и трехфазных хромоникелевых сталей применялись различные методы микроскопии. Для исследований фазочувстви-тельных магнитных характеристик и параметров аустенитно-ферритных сталей, а также для разработки методики определения процентного содержания феррита и мартенсита деформации по их магнитным свойствам использовали методы магнитного структурно-фазового анализа. Для образцов исследуемых сталей были измерены предельные петли магнитного гистерезиса, определены параметры данных петель (намагниченность насыщения, коэрцитивная сила, остаточная индукция), определен максимум дифференциальной магнитной восприимчивости и характер ее изменения в зависимости от поля. Для проведения экспериментов, сбора данных, их вывода на индикацию и дальнейшего анализа применялись современные цифровые технологии, ме-5

тоды и аттестованные приборы: просвечивающий электронный микроскоп JEM-200X; сканирующий зондовый микроскоп SOLVER NEXT; вибрационный магнитометр LakeShore 7407; лабораторная установка для измерения магнитных свойств образцов, включающая в себя: электромагнит, генератор сигналов Agilent 33220A, АЦП L-CARD E14-440, персональный компьютер.

Основные результаты и положения, выносимые на защиту

3. Установление корреляции между магнитными параметрами материала и процентным содержанием каждой ферромагнитной фазы в трехфазных сталях на основе аустенита.

4. Методика неразрушающего контроля фазового состава трехфазных сталей, основанная на измерении магнитных фазочувствительных параметров данных сталей с целью идентификации ферромагнитных фаз, входящих в материал стали и определения процентного содержания каждой из этих фаз.

3. Прибор на основе измерительного преобразователя с постоянным
магнитом для неразрушающего контроля содержания ферромагнитных
включений в аустенитных и аустенитно-ферритных сталях.

Личный вклад автора. Автором совместно с научным руководителем была выполнена постановка задач для диссертационной работы. Автором лично выполнены измерения процентного содержания ферромагнитных фаз в исследуемых образцах по их намагниченности насыщения. Автором лично проведены обработка, интерпретация и последующее описание в печатных работах результатов исследований фазового состава на поверхности образцов, полученных с помощью сканирующей зондовой микроскопии. Автором лично проведены исследования параметров предельных петель магнитного гистерезиса, в результате которых установлена взаимосвязь между изменением данных параметров и образованием в составе исследуемых сталей дополнительной ферромагнитной фазы. Для разработки новой модели определения фазового состава трехфазных хромоникелевых сталей автором лично проведены измерения величин дифференциальной магнитной восприимчивости образцов с различным фазовым составом, получены зависимости дифференциальной магнитной восприимчивости от поля для этих образцов. Автором совместно с к.т.н. Давыдовым Д.И. изготовлены и подготовлены к исследованиям образцы из двух- и трехфазных хромоникелевых сталей. Исследования фазового состава образцов с помощью сканирующего зондового микроскопа выполнены автором совместно с к.т.н. Корх Ю.В. Автором совместно с научным руководителем и к.ф.-м.н. Ригмантом М.Б. установлены особенности и характер изменения фазочувствительных магнитных параметров в зависимости от фазового состава исследуемых образцов, по результатам исследований предложена методика определения процентного содержания каждой ферромагнитной фазы в трехфазной (аустенит-феррит-мартенсит деформации) стали. Автор принимал непосредственное участие в разработке и изготовлении нового средства магнитного фазового анализа – прибора «Ферри-тометр ФХ-3 ИФМ». Автор участвовал в написании и подготовке к печати

публикаций, вошедших в данную диссертационную работу. Результаты исследований и разработок новых приборов докладывались автором на различных всероссийских и международных конференциях. Измерения петель магнитного гистерезиса с помощью вибромагнитометра выполнены н.с. Шишкиным Д.И, исследования фазового состава образцов методом просвечивающей электронной микроскопии выполнены д.ф.-м.н. Казанцевой Н.В.

Степень достоверности. Достоверность основных научных положений и выводов, сформулированных в диссертации, обеспечена применением апробированных научных методик, аттестованных измерительных приборов и установок, современных методов обработки экспериментальных данных, проверкой полученных результатов альтернативными методами исследования, а также соответствием полученных результатов данным других исследователей. Выводы, сделанные в диссертации, не противоречат современным научным представлениям.

Апробация результатов. Апробация результатов, полученных в ходе выполнения исследовательской работы, проводилась на следующих конференциях и семинарах: XVII Российская научно-техническая конференции «Неразрушающий контроль и диагностика» (г. Екатеринбург, 2005 г.), научно-производственная конференция «100 лет Российскому подводному флоту» (г. Санкт-Петербург, 2006 г.), XXIII Уральская конференция «Контроль технологий, изделий и окружающей среды физическими методами» (г. Курган, 2006 г.), 5-я Школа-семинар «Фазовые и структурные превращения в сталях» (г. Екатеринбург, 2006 г.), XVIII Всероссийская научно-техническая конференция «Неразрушающий контроль и техническая диагностика» (г. Нижний Новгород, 2008 г.), XXIV Национална конференция «Дни на безрушителния контрол - 2009» (Болгария, 2009 г.), XXIV Уральская конференция и выставка современных средств контроля и диагностики «Физические методы нераз-рушающего контроля» (г. Екатеринбург, 2009 г.), XXV Международная конференция «Nondestructuve testing days 2010» (г. Созополь, Болгария, 2010 г.), XIX Всероссийская конференция по неразрушающему контролю и технической диагностике (г. Самара, 2011 г.), IX, X, XIII, XV и XVII Всероссийские школы-семинары по проблемам физики конденсированного состояния вещества (г. Екатеринбург, 2008 г., 2009 г., 2012, 2014, 2016 г.), XXII Международной конференции «Новое в магнетизме и магнитных материа-лах»(НМММ-XXII) (Астрахань, 2012 г.), XXVII Национальная конференция с международным участием по неразрушающему контролю (NDT Days 2012) (г. Созополь, Болгария, 2012 г.), Научная сессия ИФМ УрО РАН по итогам 2012 г. (г. Екатеринбург, 2013 г.), V Всероссийская конференция «Безопасность и живучесть технических систем» (г. Красноярск, 2015 г.), VI Международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наномате-риалов» (DFMN 2015) (Москва, 2015 г.), Международная конференция «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций» (Томск, 2015 г.), XXVIII Уральская конференция

«Физические методы неразрушающего контроля (Янусовские чтения)» (Екатеринбург, 2015г.), XVI Международной научно-технической Уральской школе-семинаре металловедов – молодых ученых (Екатеринбург 2015), XXXI Международной конференции «Дефектоскопия 2016» (Болгария, г. Созополь, 2016 г.), VII Байкальской международной конференции «Магнитные Материалы. Новые технологии», (г. Иркутск, 2016 г.).

Публикации. Результаты диссертации опубликованы в 8 научных статьях в рецензируемых журналах из перечня ВАК РФ, WoS, Scopus, 11 статьях в сборниках трудов конференций и 17 тезисах докладов.

Соответствие диссертации Паспорту научной специальности

Содержание диссертации соответствует пункту 1 «научное обоснование новых и усовершенствование существующих методов аналитического и не-разрушающего контроля природной среды, веществ, материалов и изделий»; пункту 2 «разработка и оптимизация методов расчета и проектирования элементов, средств, приборов и систем аналитического и неразрушающего контроля с учетом особенностей объектов контроля»; пункту 3 «разработка, внедрение и испытания приборов, средств и систем контроля природной среды, веществ, материалов и изделий, имеющих лучшие характеристики по сравнению с прототипами» паспорта специальности 05.11.13 – «Приборы и методы контроля природной среды, веществ, материалов и изделий».

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения, списка цитируемой литературы, включающего 167 наименований. Содержание диссертации изложено на 146 страницах, включая 50 рисунков, 9 таблиц и 2 приложения.

Влияние мартенсита деформации на физико-механические свойства стали

Характер распределения ферритной фазы и ее количество определяет склонность аустенитной стали к межкристаллитной коррозии [16, 29]. При исследованиях в трехпроцентном растворе NaCl, моделирующем коррозионную среду, было получено, что именно в ферритной фазе зарождаются короткие усталостные трещины, ведущие к разрушению материала [30]. В работе [31] описан механизм охрупчивания основного металла и сварных швов хромоникелевых сталей при содержании ферритной фазы (СФФ) более 4 – 5% в процессе длительной выдержки при температурах 300 – 350 С из-за возникновения в ферритной фазе другой чрезвычайно мелкой охрупчивающей s-фазы, снижающей коррозионную стойкость стали. Исследования полевых зависимостей магнитной восприимчивости на заготовках труб из стали 1Х18Н9Т, проведенные в Институте физики металлов, выявили в образце присутствие d-феррита [32]. Поскольку d-феррит способствует образованию хрупкой s-фазы, снижающей коррозионную стойкость стали, то выявление этого вида брака стали актуально для многих объектов современного химического машиностроения [24, 32]. Поэтому на практике СФФ регламентируется, и часто требования к содержанию СФФ строже, чем к химическому составу аустенитной стали [3, 24]. Соблюдение заданного СФФ на этапе получения аустенитного материала обеспечивает требуемый уровень технологических и эксплуатационных свойств сталей. Соответственно строгие требования предъявляются и к методам контроля при изготовлении стали, поскольку небольшая неточность в измерениях СФФ может послужить причиной ошибочного заключения при оценке качества материалов при дальнейшей его эксплуатации.

При отклонениях в процессе производства и условиях эксплуатации, ремонте, при воздействии высоких температур, давлений и пластических деформаций, облучении частицами высоких энергий в хромоникелевых сталя х протекает мартенситное превращение g a, когда часть аустенита переходит в мартенсит деформации [9-11, 33]. Стали с таким превращением аустенита называют метастабильными [10].

Мартенситное превращение может происходить в результате охлаждения и изотермической выдержки сплава ниже температуры начала мартенситного превращения Мн, а также вследствие пластической деформации при температуре ниже Мн [10]. При этом содержание феррита, если его небольшое количество присутствует в аустенитной стали, остается неизменным [1].

Мартенсит представляет собой пересыщенный твердый раствор углерода в a-железе с объемно центрированной тетрагональной (ОЦТ) решеткой и с той же концентрацией растворенного углерода, что и в исходном аустените. Чем выше содержание углерода в стали, тем сильнее выражена тетрагональность кристаллической решетки мартенсита. Кристаллы мартенсита имеют форму плоскопараллельных пластин или линз, а при оптических исследованиях предстают на металлографическом шлифе вид игл. Длина пластинок мартенсита составляет около 100 нм, толщина около 1-10 нм [26], пакеты пластин мартенсита хаотически распределены в поликристаллической аустенитной матрице.

По существующим представлениям причиной образования ферромагнитного мартенсита деформации в тверды х парамагнитных раствора х аустенита являются локальные неоднородности состава, создаваемые потоками деформационных точечных дефектов, наличие высокого уровня энергии дефектов упаковки аустенита и высоких локальных напряжений [8-11, 17, 20, 27, 30, 33-45]. Мартенситное превращение протекает практически мгновенно (0,510-7 – 5,710-7 с), оно бездиффузионно, его невозможно задержать резким охлаждением, имеется строгая кристалл-геометрическая связь между кристаллическими решетками мартенсита и исходного аустенита [38]. Превращение распространяется на широкую температурную область, происходит без изменения химического состава твердого раствора и состоит только в закономерной перестройке кристаллической решетки из гранецентрированной в объемноцентрированную, при которой атомы не обмениваются местами, а лишь смещаются в определенных направлениях к своим соседям на величину порядка 10-10 м [10, 26]. Было найдено, что количество мартенсита увеличивается в основном за счет образования новых кристаллов мартенсита, а не за счет роста уже возникших [10]. При ga превращении происходит изменение объема (на 1 – 1,5%) и формы превращающейся области аустенита, что ведет к возникновению значительн ых упругих деформаций и напряжений в аустенитной стали [9, 10]. Рост кристаллов мартенсита прекращается при релаксации упругих напряжений [20, 26].

Интенсивность образования мартенсита при ga превращении определяется внутренними (химический состав стали, микроструктура, размер зерна) и внешними (температура, степень и вид деформации) факторами. Легирование хромом и никелем одновременно, например, сильно замедляет мартенситное превращение [39], но самое существенное влияние на скорость превращения оказывает изменение количества углерода (рост содержания углерода стабилизирует аустенит, требуя большей степени деформации для образования a-фазы) [9, 10]. Исходное состояние стали также во многом определяет ее склонность к вызванному деформацией ga переходу. В работах [40, 41] установлено, что количество образовавшегося мартенсита деформации на поверхности разрушения при циклическом деформировании стали больше в крупнозернистом материале, чем в мелкозернистом (см. рисунок 1.2 [41]).

Образование мартенсита деформации при пластическом деформировании хромоникелевых нержавеющих сталей рассмотрено в работах [5, 9, 33, 45-50]. В работах [47, 48] получено, что наибольшая интенсивность образования a - фазы мартенсита при упругопластической деформации образцов из аустенитной стали 12Х18Н10Т наблюдается при растяжении, средняя - при прокатке, а наименьшая – при кручении. Эксперименты других авторов показывают, что в результате небольших деформаций при кручении образуется больше мартенсита, чем при растяжении или сжатии [9]. Это объясняется тем, что деформация образца при различных видах деформационных воздействий распределяется неоднородно по его объему и данные о количестве образующейся a - фазы зависят от способа их получения (поверхностные или объемные измерения). Однако для всех трех видов деформации сохраняется практически линейная зависимость возрастания количества a - фазы от степени деформации (см. рисунок 1.3 [9]).

В работе [51] получено, что при Т=20 С на поверхности изломов аустенитной стали концентрация мартенсита деформации достигает: 20% при статическом, 0 – 5% при ударном, 100% при циклическом нагружениях [51]. Показано, что именно от образования a-фазы и ее концентрации зависит кинетика и механизм дальнейшего разрушения аустенитных сталей.

Сканирующая зондовая микроскопия

Метод магнитно-силовой микроскопии (см. главу 1, п. 1.3.1), является эффективным средством исследований на субмикронном уровне . Изображения, получаемые с помощью магнитно-силовой микроскопии, отображают пространственное распределение различных параметров, характеризующих магнитное взаимодействие в системе зонд-образец (сила взаимодействия, амплитуда, фаза колебаний магнитного зонда) [76, 77]. Магнитно-силовые изображения позволяют с высоким разрешением исследовать магнитную доменную структуру материалов, визуализировать процессы перемагничивания. В настоящее время использование метода магнитно-силовой микроскопии для визуализации микроструктуры аустенитных сталей описано в работах [74, 77-81], однако их авторами были получены изображения магнитной доменной структуры только ферритной фазы в трехфазных коррозионностойких сталях. Выделение наноразмерной фазы мартенсита деформации по мере деформации исследуемых сталей визуализировать не удалось.

В данной работе для определения фазового состава исследуемых образцов и подтверждения наличия в них трехфазной структуры после деформационных воздействий использовали двухпроходную методику магнитно-силовой микроскопии [76]. Это позволяет после первого прохода кантилевера над поверхностью образца построить топографические (атомно-силовые) изображения выбранного участка поверхности, а затем, после второго прохода, визуализировать неоднородность магнитных сил, действующих на зонд со стороны образца на данном участке.

Процесс сканирования включал следующие процедуры. С помощью пьезовибратора возбуждались колебания кантилевера на частоте вблизи резонанса. На первом проходе сканируемой строки определялся рельеф поверхности методом атомно-силовой микроскопии, основанным на использовании сил атомных связей (силы Ван-дер-Ваальса), действующих между атомами вещества и зонда, сканирующего его поверхность. В работе рельеф поверхности определяли по полуконтактной методике атомно-силовой микроскопии, когда острие зонда кантилевера слегка касается поверхности образца в нижней точке своих колебаний. Затем зондовый датчик отводится от поверхности образца на расстояние dZ. На втором проходе той же строки датчик движется над поверхностью по траектории, повторяющей рельеф поверхности, данное расстояние между зондом и сканируемой поверхностью поддерживается постоянным. Таким образом, изменения изгиба кантилевера в процессе сканирования будут связаны с неоднородностью дальнодействующих магнитных сил, действующих на зонд со стороны образца. Расстояние dZ между колеблющимся зондом и поверхностью должно быть достаточно большим, чтобы исключить влияние рельефа поверхности и чтобы сила Ван-дер-Ваальса была меньше силы магнитного взаимодействия, но расстояние dZ не должно быть чрезмерно большим, чтобы не ухудшилось латеральное разрешение метода. Для осуществления магнитных измерений в работе использовалось расстояние от поверхности dZ=150 нм. Во время второго прохода с помощью пьезодрайвера зонд приводился в колебательное состояние на резонансной частоте. Наличие градиента силы приводит к изменению резонансной частоты, а, следовательно, к сдвигу АЧХ и ФЧХ системы зонд-образец. Посредством регистрации изменения фазы колебаний зонда формировалось изображение распределения z-составляющей градиента магнитных сил по поверхности образца. Единицами измерения z-составляющей градиента магнитных сил по поверхности образца являлись градусы, что отражало фазовый сдвиг при взаимодействии магнитного зонда с локальным участком поверхности под зондом. Как показано на примерах модельных расчетов МСМ-изображений для однородно намагниченных частиц в [76], контраст на магнитно-силовы х изображениях связан , в конечном итоге, с распределением намагниченности в исследуемом образце. Для магнитного взаимодействия с исследуемыми образцами в качестве зонда использовали кантилевер серии MFM10 с магнитным покрытием кончика кантилевера из CoCr, толщиной 30-40 нм. Радиус кривизны головки около 40 нм, резонансная частота колебаний кантилевера 168 кГц, жесткость (коэффициент между силой и деформацией) 5,1 Н/м. Исследования проводили на воздухе при комнатной температуре и относительной влажности 25%.

Появление новой фазы в смешанной аустенитно-ферритной структуре двухфазных аустенитных сталей приводит к изменению не только магнитных, но также и электрических свойств материала. Для установления взаимосвязи между фазовым составом и распределением электрических свойств по поверхности образцов из хромоникелевых сталей, подвергнутых холодной деформации прокаткой, в работе использовали метод зонда Кельвина, также реализованный на базе автоматизированного сканирующего зондового микроскопа Solver Next. Исследования распределения поверхностных электропотенциалов на поверхности металлических объектов, имеющих в своем составе различные фазовые составляющие, неоднородности, включения, интерметаллиды, описаны в работах [74, 78-80, 82-86]. В работе [80] метод Кельвина успешно использован для характеризации фаз феррита и аустенита в составе двухфазных аустенитных сталей, определены места зарождения сигма фазы в процессе нагревания металла. В [74, 84] на основе количественных измерений контактных потенциалов фаз феррита и аустенита проведено сравнение коррозионной стойкости данных фаз в аустенитно-ферритных сталях, показана коррозионная уязвимость фазовых границ. В рамках данной работы интерес представляет использование метода зонда Кельвина для обнаружения и идентификации новых фазовых составляющих в деформированном аустенитно-ферритном материале.

Просвечивающая электронная микроскопия

Параметры и внешний вид приведенных на рисунке 4.3 зависимостей cdif(Н) для двухфазных образцов позволяют сделать ряд наблюдений и выводов:

Максимум cdif растет с увеличением процентного содержания ферромагнитных фаз в образцах. В образцах из набора № 1 с различным содержанием феррита (рисунок 4.3а) максимум cdif растет пропорционально содержанию a-фазы в образце. Отношение максимума cdif к процентному содержанию феррита в каждом из образцов составило 0,133 ± 0,013. Однако, в случае аустенитно-мартенситного набора № 2 (рисунок 4.3б) пропорциональность роста максимума cdif и роста a-фазы пропадает. Так отношение максимума cdif образца № 2-1 к процентному содержанию a-фазы в нем составит 0.080, а для образца № 2-4 отношение этих же параметров будет равно 0.120. Объяснением данному наблюдению может служить то, что максимум cdif зависит не только от процентного содержания ферромагнитных фаз в образце (как например JS), но и от морфологии частиц, их локализованности, деформации материала и последующего появления в нем различных микродефектов и искажений кристаллической решетки (дислокации, двойникование, полосы скольжения и т.д.). И действительно, аустенитно-ферритные образцы из набора № 1 после изготовления не подвергали температурным и деформационным воздействиям, в отличие от аустенитных образцов из набора № 2, которые охлаждали и деформировали с целью получения в них a-фазы.

Влияние пластической деформации на значение максимума cdif показано на примере аустенитно-ферритных образцов № 4-1 и № 4-7 (см. рисунок 4.4). Образец № 4-7 был продеформирован при комнатной температуре, его фазовый состав и процентное содержание феррита остались без изменений.

Зависимости cdif(Н) аустенитно-ферритных образцов № 4-1 и № 4-7 На рисунке 4.4 хорошо видно почти двукратное увеличение максимума дифференциальной магнитной восприимчивости деформированного образца № 4-7. Такое увеличение cdif, можно объяснить образованием магнитной текстуры в материале стали вследствие ее деформации прокаткой. Направление перемагничивания при измерениях cdif(Н) совпадало с направлением прокатки . Кроме того, несмотря на значительное увеличение максимума зависимости cdif(Н) образца № 4-7, видно, что этот максимум по-прежнему лежит в том же поле, что и максимум зависимости cdif(Н) недеформированного образца № 4-1. Это свидетельствует о том, что в образце не произошло образования мартенсита деформации (данное утверждение подтверждено в разделе 3.1 путем измерения процентного содержания ферромагнитных составляющих в образцах по величине их намагниченности насыщения).

Также интерес вызывает тот факт, что значение максимума cdif аустенитно-ферритного образца больше значения максимума cdif аустенитно-мартенситного образца при равном процентном содержании в них фаз a и a. Проиллюстрировать это можно на примере образцов № 1-2 (содержание феррита 11,5%; рисунок 4.3а) и № 2-2 (содержание мартенсита 13,2%; рисунок 4.3б). Так значение максимума cdif образца № 1-2 составило 1,48, а значение максимума cdif образца № 2-2 составило 1,21. В то же время в образце № 2-2 процентное содержание ферромагнитной фазы даже несколько выше, чем в образце № 1-2. По всей видимости, такая разница в максимумах cdif у ферритного и мартенситного образцов (при примерно равном процентном содержании в них a и a фаз) обусловлена магнитной твердостью мартенсита. Процессы намагничивания и перемагничивания в аустенитно-мартенситном образце затруднены в силу магнитных свойств и морфологии a-фазы, что сказывается на величине максимума cdif и форме зависимости cdif(Н), которая в случае аустенитно-мартенситного образца имеет более пологую форму. /ъа1Г о-5 Кроме того, следует обратить внимание на величину поля Н, при котором значение Xdif максимально (другими словами на смещение максимумов зависимостей Zdt/H) относительно оси Х в сторону больших значений поля Н). Из рис. 4.3а видно, что зависимости Zdi/H) недеформированных аустенитно-ферритных образцов из набора № 1 с различным содержанием феррита находятся в магнитном поле Н = 28 ± 1 А/см. На рис. 4.5 приведены зависимости Zdi/ty всех двухфазных аустенитно-ферритных образцов исследуемых в работе, где показано, что максимумы Zdtf данных образцов лежат в магнитном поле Н=28 ±1 А/см, независимо от процентного содержания феррита и химического состава образцов.

При анализе зависимостей cdif(Н) аустенитно-мартенситных образцов из набора № 2, представленных на рисунке 4.3б видно, что максимумы этих зависимостей лежат, во-первых, в больших полях (70 А/см и более) по сравнению с аустенитно-ферритными образцами. Во-вторых для аустенитно-мартенситных образцов диапазон значений Н, в которых их cdif максимальна довольно широк: от 70 А/см до 122 А/см. Такое увеличение значений поля максимума cdif можно объяснить большей магнитной твердостью a-фазы. Наибольшее смещение по оси Х имеет максимум cdif(Н) образца № 2-1, в котором содержание мартенсита деформации минимально. Это, возможно, связано с тем, что из-за малого числа включений мартенсита в стали расстояние между ними велико, их взаимное влияние друг на друга при процессах перемагничивания минимально, и осуществляются эти процессы только за счет внешнего поля.

Таким образом, можно сделать промежуточный вывод: как показали проведенные исследования и анализ зависимостей Xdt/H) для двухфазных образцов, представленных на рис. 4.3 и 4.5, дифференциальная магнитная восприимчивость и ее зависимость от поля Н чувствительны к фазовому составу и процентному содержанию ферромагнитных фаз в образцах. Однако величина максимума Zdi/H) и смещение этого максимума относительно оси Х позволяют лишь качественно оценить фазовый состав исследуемого материала, даже в случае двухфазной стали. Только для недеформированного аустенитно-ферритного образца возможна количественная оценка содержания ферромагнитной фазы в изделии по максимальному значению Xdtf- Для определения процентного содержания ферромагнитных фаз в трехфазных образцах необходим поиск и определение дополнительных параметров.

На графиках, представленных на рис. 4.3 и 4.5, можно увидеть, что при изменении процентного содержания ферромагнитных фаз в образцах меняются не только значения максимумов Xdif, но также площади под зависимостями Xdi/ty. Важно отметить, что площадь под кривой Xdt/ty численно равна интегралу Н 2 Н 2 J т J= \ Xdif dH = ЇН(АІм) (4.19) и имеет физический смысл и размерность намагниченности образца (J, А/м), измеренной в указанных пределах намагничивающего поля. Здесь Н], И2 -диапазон значений поля, в котором дифференциальная магнитная восприимчивость имеет максимум, в данном случае был взят диапазон от Н]= -250 А/см до //2=300 А/см, т.к. в данном диапазоне зависимости Xdt/ty для аустенитно-ферритных образцов имеют симметричный вид, а их вид близок к виду функции Лоренца, которая будет использована далее для расчета фазовых составляющих в трехфазных сталях.

Блок-схема и принцип работы прибора

Главной особенностью прибора является конструкция его датчика. В состав датчика входит постоянный магнит высокой энергии на основе сплава редкоземельных металлов (неодим-железо-бор – NdFeB или самарий-кобальт – SmCo). Это позволяет создавать в зоне контроля поля напряженностью 200 – 500 кА/м, в зависимости от размеров используемого магнита, что как минимум на порядок больше, чем у современных ферритометров. В качестве магниточувствительного элемента (измерительного преобразователя) в датчике прибора используется датчик Холла. Устройство датчика показано на рис. 5.3.

Предложенная конструкция датчика имеет ряд преимуществ по сравнению с описанной в [109]. Верхний предел измерения магнитного поля у датчика Холла, в отличие от феррозондов, практически не ограничен. Кроме того, использование датчика Холла позволяет упростить блок обработки, усиления и индикации сигнала сократив его элементную базу.

Датчик Холла располагается в нейтральной части магнита таким образом, чтобы воздействие магнитного поля постоянного магнита на датчик Холла и показания прибора было минимальным. При приближении измерительного преобразователя к поверхности объекта, имеющего ферромагнитные включения, в объекте возникают поля рассеяния от этих включений, которые и регистрируются датчиком Холла. Величина этих полей рассеяния оказывается пропорциональна процентному содержанию ферромагнитных фаз в изделии (см. рисунок 5.4).

Цифрами на рисунке обозначены: 1 - постоянный магнит; 2 - датчик Холла; 3 - объект контроля (ОК); 4 - область внутри ОК намагничиваемая с помощью постоянного магнита Рисунок 5.4 - Принцип действия датчика прибора «Ферритометр ФХ-3 ИФМ» Пропорциональность полей рассеяния от ферромагнитных фаз содержанию этих фаз в парамагнитном аустенитном материале показана в работе [24], где описан расчет величины поля намагниченных ферромагнитных составляющих. Порядок величины этого поля можно оценить в первом приближении, представив намагниченную область в объекте контроля как диполь с зарядами ±т. Поле магнитного диполя определяется по формуле тт М ґл 3L2 " = 3V 2) где Н - поле магнитного диполя, А/м; М - магнитный момент диполя; г - расстояние по оси симметрии от диполя до измеряемой точки, мм; L - расстояние между зарядами ±т, мм. Магнитный момент М определяется через намагниченность J как (5.1) 117 M = J V, (5-2) где V - объем намагниченной области в объекте контроля, равный по величине объему магнита; J - намагниченность материала в этом объеме.

Намагниченность J в нашем случае зависит напрямую от процентного содержания ферромагнитных фаз в исследуемом объекте. Она может быть равна намагниченности феррита или мартенсита в аустенитной стали или являться суммой намагниченностей этих фаз, в случае трехфазной стали. Используя выражения (1.1) и (1.3) из главы 1 j=J% X (5.3) 100 где .Лоо% _ намагниченность насыщения исследуемой стали, содержащей 100% феррита (или мартенсита деформации), А/м; Jioo% определяется, исходя из химического состава стали, по выражениям (1.1) для феррита и (1.3) для мартенсита в главе 1; Х - процентное содержание ферромагнитных фаз в исследуемой стали.

Формула (5.6) показывает пропорциональность величины поля «отраженного магнита» и процентного содержания ферромагнитных фаз в занимаемом им объеме стали, а также позволяет оценить реальное значение измеряемого поля.

Пользуясь формулой (5.5) можно подобрать размеры магнита, его удаленность от поверхности объекта и рассчитать, таким образом, оптимальные размеры датчика.

Также был проведен эксперимент по определению оптимального расстояния датчика Холла от поверхности магнита. Сигнал, мВ Магнит диаметром 5 мм и высотой 12 мм устанавливался на поверхности аустенитно-ферритных заготовок с различным известным процентным содержанием ферритной фазы. Датчик Холла, закрепленный на немагнитном держателе, располагался в нейтральной части магнита вплотную к его поверхности, после чего удалялся от нее в горизонтальном направлении на расстояние до 5 мм, с шагом 1 мм. Одновременно с этим фиксировалась разность потенциалов, возникающая на контактах датчика Холла и меняющаяся в зависимости от расстояния между ним и магнитом. Это делалось с целью определения расстояния между поверхностью магнита и датчиком Холла, при котором сигнал с датчика будет максимальным. Результаты исследований приведены на рисунке 5.5.

Как видно из графика на рис. 5.5 для образцов с содержанием 10,5%; 32,7% и 56,9% феррита сигнал, поступающий с датчика Холла на вольтметр, становится максимальным, когда датчик удален на некоторое расстояние от поверхности магнита. И только для образца с наименьшим (2,3%) содержанием феррита сигнал с датчика Холла максимален, когда датчик вплотную прижат к магниту. Согласно рис. 5.5 расстояние датчика Холла от магнита, при котором сигнал с датчика будет максимальным, составило 1-3 мм, в зависимости от процентного содержания ферритной фазы в заготовках. В случае образца с содержанием феррита 10,5% рост сигнала с датчика Холла составил 20% при удалении его от поверхности магнита на 1 мм.

Оптимальным расстоянием между поверхностью магнита и датчиком Холла было решено считать расстояние 1 мм. При таком удалении датчика Холла от магнита поперечный размер конструкции датчика прибора увеличиваются незначительно, а сигнал с поступающий с датчика Холла показывает устойчивый рост.

Благодаря использованию измерительного преобразователя данной конструкции не требуется магнитной подготовки образцов или изделий перед измерениями содержания ферритной фазы или мартенсита деформации, т.к. напряженности поля постоянного магнита в составе измерительного преобразователя достаточно для промагничивания в зоне контроля ферромагнитных включений до величины технического насыщения. Нет особых требований и к чистоте поверхности: достаточно того, чтобы поверхность контролируемого изделия была ровной и очищена от следов масла, краски, ржавчины и т.д. Глубина промагничивания определяется геометрией постоянного магнита, эта величина обычно составляет 5-10 мм.

Прибор прошел калибровку в Федеральном государственном унитарном предприятии «Уральский научно-исследовательский институт метрологии », где калибровался на стандартных образцах, относящихся к категории ГСО (государственные стандартные образцы), имеющих строго фиксированное процентное содержание ферромагнитных включений. По результатам калибровки на прибор «Ферритометр ФХ-3 ИФМ» был выдан сертификат о калибровке.

Прибор был внедрен в ОАО «РосНИТИ», г. Челябинск, где используется для контроля ферромагнитных составляющих – феррита и мартенсита деформации в металле котельных труб.