На правах рукописи

ЯЦЕНКО ТАТЬЯНА АЛЕКСАНДРОВНА

ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА

И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА

МАГНИТОУПРУГИЕ СВОЙСТВА

МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ

И НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ

И СПЛАВОВ

диссертации на соискание ученой степени

кандидата технических наук.

Тюмень 2002г.

Работа выполнена в Государственном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Тюменский государственный нефтегазовый университет».

Научный руководитель: д. ф.-м. н., профессор Новиков В.Ф.

Официальные оппоненты: д.т.н., профессор Грачев С.В.

к. ф.-м. н. Фатеев И.Г.

Ведущая научно-исследовательская организация – Институт машиноведения ИМАШ УрО РАН (Екатеринбург)

Защита состоится 26 июня 2002г. в 14 час. 15 мин.

на заседании диссертационного совета К 212.237.02

при Тюменском государственном нефтегазовом университете

по адресу: 625000, г. Тюмень, Володарского 38, ауд. 217а.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Тюменского государственного нефтегазового университета

Автореферат разослан “_____”_______________2002 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета, к.т.н. И.А. Венедиктова

Общая характеристика работы

Актуальность работы

Для обеспечения безаварийности работы оборудования в последнее время большое внимание уделяют возможности неразрушающего контроля состояния металла конструкций. Существуют и широко используются магнитные методы неразрушающего контроля, среди которых в последнее время большое внимание привлекают коэрцитиметрические. Однако основным недостатком коэрцитиметрических методов контроля напряжений является необходимость построения градуировочной кривой, индивидуальной для каждой отдельной детали, что является трудоемким и дорогостоящим делом. Важной и актуальной задачей является разработка способа определения напряжений, независимо от их знака и марки стали. Для уменьшения влияния разброса химического состава и свойств стали в пределах марки и плавки на результаты оценки величины напряжений необходимо учитывать параметры микроструктуры: размер зерна, размер и объемная доля включений и др.

Необходимо отметить, что проведение металлографического анализа не во всех случаях дает удовлетворительные результаты. Это объясняется главным образом трудностью количественной оценки микроструктуры. Учитывая, что структурные изменения, происходящие при термообработке, отражаются в изменении не только механических, но и физических свойств материалов, в предлагаемой работе рассмотрена взаимосвязь магнитных параметров конструкционных сталей и сплавов Fe-Co-V, находящихся в остаточно намагниченном состоянии, с основными структурными параметрами для нахождения информативных характеристик контроля напряженного состояния.

Целью настоящей диссертации является нахождение новых информативных параметров материалов для определения величины действующих одноосных напряжений в металлоконструкциях путем решения следующих научно-практических задач:

1. Исследование влияния химического состава сталей на зависимость анизотропии коэрцитивной силы от величины внешних напряжений.
2. Рассмотрение влияния изменения размеров доменов при нагружении на величину коэрцитивной силы, на основе их связи с константой магнитострикции.
3. Построение алгоритма определения механических напряжений по анизотропии коэрцитивной силы и эффективной константы магнитострикции, применимого для широкого класса малоуглеродистых сталей.
4. Рассмотрение влияния структурных превращений, происходящих при отпуске углеродистых сталей, на изменение величины квазиобратимого магнитоупругого изменения остаточной намагниченности под действием упругих напряжений. Изучение возможности использования этой величины в качестве дополнительного параметра структурного контроля в диапазоне температур отпуска, где изменение коэрцитивной силы имеет неоднозначный характер.
5. Построение модели для рассмотрения влияния механизмов вращения вектора спонтанной намагниченности доменов на величину квазиобратимого магнитоупругого изменения остаточной намагниченности на примере сплавов Fe-Co(52%)-V(5%, 7%, 9%). Изучение влияния процентного содержания ванадия в сплавах на характер магнитоупругого изменения остаточной намагниченности.

1. Рассмотрено влияние химического состава и магнитной текстуры сталей, используемых для производства магистральных трубопроводов, на величину анизотропии коэрцитивной силы.
2. Построен алгоритм, позволяющий контролировать величину внешних напряжений в изделиях из малоуглеродистых сталей, независимо от их химического состава, по результатам измерения коэрцитивной силы и магнитострикции.
3. Установлена зависимость характера магнитоупругого изменения остаточной намагниченности от количества и дисперсности карбидной фазы углеродистых сталей. Дано теоретическое обоснование и построена модель для объяснения установившегося изменения остаточной намагниченности при приложении нагрузки на основе связи магнитоупругих характеристик с параметрами микроструктуры.

1. Установление взаимосвязи продольной и поперечной коэрцитивной силы и магнитострикции на основе учета изменения размеров доменов при нагружении, позволил построить универсальный алгоритм определения величины внешней растягивающей нагрузки, применимый для широкого класса малоуглеродистых сталей, не требующий построения градуировочной кривой для каждой отдельной марки стали или даже образца.
2. На основе магнитоупругого изменения остаточной намагниченности при нагружении разработана конструкция трубчатого датчика для измерения силы, работающего в режиме памяти или в аналоговом режиме на основе пьезомагнитного изменения остаточной намагниченности.
3. Изучение пьезомагнитного эффекта на примере сплавов Fe-Co-V, обладающих в несколько раз более высокой магнитострикцией по сравнению с конструкционными сталями и позволяющих в широких пределах изменять коэрцитивную силу в процессе отжига, открывает возможности для поиска закономерностей, связывающих магнитные, магнитоупругие и структурные параметры.
4. Результаты исследований, изложенные в диссертации, используются в учебном курсе «Неразрушающие методы контроля», читаемые в Тюменском государственном нефтегазовом университете для студентов специальностей «Машины и оборудование нефтяных и газовых промыслов» и «Технологические машины и оборудование». По данной тематике проводится защита квалификационных и дипломных работ студентов специальностей «Технологические машины и оборудование» и «Материаловедение и термическая обработка».

По материалам диссертации опубликованы две статьи в центральной печати и 2 статьи в журнале «Дефектоскопия» приняты к печати, опубликовано 12 тезисов докладов на 6 научных конференциях в период 1997-2001 гг.

Работа состоит из введения, семи глав, заключения и списка литературы, включающего 134 наименования, и содержит 140 страниц, 57 рис., 5 табл.

Во введении проанализированы трудности установления однозначных соотношений, связывающих величины, характеризующие напряженное состояние материала, с параметрами микроструктуры.

В первой главе приведены результаты исследований связи структурных изменений в сталях, происходящих при технологической термообработке и действии упругих напряжений, с магнитоупругими характеристиками.

Многочисленные работы российских и зарубежных ученых Вонсовского С.В., Шура Я.С., Кондорского Е.И., Нееля Л., Михеева М.Н., Кулеева В.Г., Горкунова Э.С. и др. показывают наличие взаимосвязи магнитных параметров, например, коэрцитивной силы Нс, остаточной намагниченности Ir, магнитострикции с основными структурными характеристиками, послужившее основой создания магнитных методов неразрушающего контроля. Замечено, что увеличение размера зерна приводит к уменьшению коэрцитивной силы и магнитной проницаемости, т.к. кроме включений и дислокаций в теле зерна основным фактором, препятствующим движению доменной стенки, является межзеренная граница. При прочих равных условиях минимальные значения Нс соответствуют структурам, состоящим полностью или частично из зернистого перлита. Появление пластинчатого перлита вызывает повышение Нс. Появление в структуре продуктов промежуточного распада, сопровождается возрастанием коэрцитивной силы. При неизменном содержании углерода в стали и определенной форме карбидов, возможно проследить зависимость коэрцитивной силы от размера частиц. Этому посвящено большое количество работ. Установлено, что максимум коэрцитивной силы наблюдается при диаметре карбидных частиц порядка толщины доменной стенки. Фазовые превращения, протекающие при отпуске, обуславливают изменения магнитных, электрических свойств и твердости закаленных образцов сталей с увеличением температуры отпуска (Тотп) от 1500С до 6500С в результате изменения плотности дислокаций, внутренних напряжений, образования и роста карбидных частиц.

Однако в проведенных исследованиях указывается на то, что для большинства конструкционных сталей, а также для легированных сталей зависимости коэрцитивной силы от температуры отпуска, не являются однозначными. Для этих сталей необходимо проводить многопараметровый контроль. При этом не все измеряемые магнитные характеристики являются подходящими в качестве дополнительного параметра для магнитного структурного анализа в силу их малой структурной чувствительности. Проводились исследования зависимостей остаточной намагниченности, вторичной индукции, магнитострикции насыщения от структурного состояния сталей, однако, большинство вышеперечисленных параметров изменяются с увеличением температуры отпуска также неоднозначно. Опубликованные исследования Новикова В.Ф. и др. по изучению устойчивости остаточно намагниченного состояния к действию упругих напряжений, показывают высокую структурную чувствительность этого параметра, наличие взаимосвязи его со значениями коэрцитивной силы и магнитострикции.

Обнаруженная высокая чувствительность таких параметров как коэрцитивная сила и остаточная намагниченность к внутренним и внешним упругим напряжениям привела к развитию различных методик оценки макро- и микронапряжений, действующих в стальных конструкциях по магнитным характеристикам. Существенным недостатком этих работ является исследование только отдельных частных случаев (например, изделие из определенной стали, имеющее заданное структурное и магнитное состояние) и отсутствие точного анализа причин корреляционной связи магнитного параметра с величиной напряжения.

Во второй главе приводится методика подготовки образцов исследуемых сталей и сплавов для металлографического анализа. Для измерения магнитных параметров использованы стандартные методики. Измерение коэрцитивной силы Нс проводили при помощи коэрцитиметра Института физики металлов (Екатеринбург) КИФМ-1 с П-образным датчиком преобразователем.

Измерение остаточной намагниченности проводили при помощи датчиков магнитного поля, калибровка которых осуществлялась при помощи микровеберметра. Магнитострикцию измеряли при помощи наклеиваемых тензодатчиков, включенных в мостовую схему, работающую на постоянном токе.

В третьей главе рассмотрены зависимости коэрцитивной силы, измеренной в двух взаимно перпендикулярных направлениях от нагрузки. Для проведения испытаний использовались образцы сталей 09Г2С (Япония), 17ГС, 15ХСНД, 25ХСНД, Х70 (ФРГ). Эти стали широко используются, например, в производстве трубопроводов и характеризуются малым содержанием углерода (от 0,08% для стали Х70 до 0,25% для стали 25ХСНД). Содержание марганца изменяется от 1,63% (сталь Х70) до 0,37% (сталь 25ХСНД). Даже в пределах одной марки стали образцы различных плавок могут различаться по процентному содержанию кремния, хрома и никеля до 37%. Подобные различия химического состава приводят к тому, что кривые изменения анизотропии коэрцитивной силы Нс = (Hc Hc) от растягивающих напряжений веерообразно расходятся в области нагрузки, выше 100 МПа, как показано на рисунке 1, что не позволяет ввести обобщенную кривую с усредненными по всем сталям коэффициентами.

Для получения универсальной градуировочной кривой помимо традиционных механизмов изменения коэрцитивной силы: перестройки доменной структуры и роста градиента локальных напряжений – был рассмотрен третий механизм, не учитываемый ранее – уменьшение линейных размеров доменов при растяжении. Пользуясь соотношением Дийкстра и Мартиуса, связывающим ширину доменов с магнитоупругой константой магнитострикции, пришли к заключению, что и коэрцитивная сила должна содержать в своем аналитическом выражении константу, пропорциональную магнитострикции. Учет перестройки доменной структуры и дробления доменов при нагружении приводит к следующим соотношениям для продольной (Hc) и поперечной (Hc) коэрцитивной силы:

Hc = (1)

Hc = (2)

где - коэрцитивная сила в ненагруженном состоянии, константы k1 и k2 – усредненные для поликристалла величины, пропорциональные 100.

Для определения константы 100 предложена и использована следующая методика. Экспериментальная кривая (Н) была представлена в виде суммы двух кривых (рис. 2). Нисходящий участок кривой (Н), на котором процессы смещения уже закончены, аппроксимировали прямой, после чего всю полученную кривую переносили так, чтобы она начиналась из нуля (кривая 2). Кривая 1 была получена как разность между экспериментальной кривой (Н) и построенной кривой 2. Обе полученные кривые 1 и 2 достигают насыщения. Константы и назвали эффективными константами магнитострикции. Оценка, проведенная на примере железа, показала пропорциональность эффективных констант константам 100 и .

С учетом эффективной константы магнитострикции для низкоуглеродистых сталей была получена формула, описывающая поведение относительной анизотропии коэрцитивной силы (Hc Hc)/ при растяжении в виде:

(3)

Теоретическая зависимость, даваемая формулой (3) оказывается универсальной для выбранного класса сталей. При подстановке в формулу (3) значения , соответствующего стали 15ХСНД, кривая проходит через экспериментальные точки этой стали, при подстановке максимального значения кривая отклоняется вверх и начинает соответствовать стали с максимальной магнитострикцией – 25ХСНД. Наконец, подстановка в формулу (3) минимального значения магнитострикции, соответствующего стали 09Г2С (Япония), приводит к тому, что вся кривая опускается ниже и проходит через экспериментальные точки образцов стали 09Г2С. Это показывает, что в работе найден достаточно эффективный алгоритм построения градуировочной кривой, по крайней мере, для низкоуглеродистых сталей, который не требует прямых измерений Нс под нагрузкой для каждой отдельной марки стали такого класса. Зная величину коэрцитивной силы в ненагруженном состоянии , необходимо определить эффективную константу магнитострикции исследуемого материала по изложенной выше методике, затем, проведя измерения коэрцитивной силы в двух взаимно перпендикулярных направлениях, по известному значению Нс, используя формулу (3), можно рассчитывать величину действующих механических напряжений.

Расчеты, проведенные для исследуемых сталей, при доверительной вероятности Р=0,95 показывают, что разброс значений в определении нагрузки составляет: 21% при =250 МПа, 13% при =200 МПа, 12% при =150 МПа, 18% при =100 МПа и 17% при =50 МПа. Расчет погрешности проводили следующим путем: по величине усилия и площади сечения растягиваемого плоского образца вычисляли создаваемые в образце напряжения, принимая их за истинные. Погрешность определяли как среднее квадратичное отклонение рассчитанных по формуле (3) значений напряжения от истинного. Максимальное значение ошибки - 24% - было получено для нагрузки 300 МПа. Это может быть связано, на наш взгляд, с большим разбросом экспериментальных точек в этом диапазоне. Учитывая, что погрешность измерения Нс исследованных сталей с помощью КИФМ достигает значения 10%, результаты предлагаемого определения напряжений являются вполне удовлетворительными.

В четвертой и пятой главах диссертационной работы рассмотрены основные механизмы квазиобратимого изменения остаточной намагниченности при приложении упругих напряжений для конструкционных сталей 30ХГСА, 45, 60Г и сплавов Fe-Co-V.

На стандартных образцах для механических испытаний исследованных сталей после 10 циклов растяжение-сжатие были получены петли магнитоупругого гистерезиса остаточной намагниченности, изменение которой принимает установившийся характер. В качестве характеристики изменения остаточной намагниченности была выбрана величина магнитоупругой чувствительности =Ir/, определяемая как тангенс наклона петли к оси напряжений.

Как видно из рисунка 3. при температуре отпуска 4800С на образцах стали 45 наблюдается широкая петля и на отдельных участках наклон отрицательный. На образцах стали 30ХГСА при среднем отпуске наклон петли отрицателен на всем диапазоне изменения нагрузки. Такие изменения остаточной намагниченности противоречат известному соотношению термодинамики и были названы отрицательным пьезоэффектом остаточно намагниченного состояния.

Для сталей 45 и 60Г в пренебрежении процессами вращения, представляя остаточно намагниченный магнетик в виде двух объемов: в одном намагниченность ориентирована вдоль вектора начальной остаточной намагниченности, в другом – встречно, получили формулу, связывающую величину магнитоупругой чувствительности остаточно намагниченного состояния со значениями магнитострикции, коэрцитивной силы и остаточной намагниченности в виде:

, где (4)

На рисунке 4 приведены зависимости коэрцитивной силы и магнитоупругой чувствительности образцов стали 45 от температуры отпуска. Пунктиром показана расчетная кривая. Видно, что формула (4) качественно верно отражает ход зависимости пьезомагнитного эффекта стали 45 от температуры отпуска с точностью до численного коэффициента. Неоднозначный характер изменения коэрцитивной силы при увеличении температуры отпуска связан с одновременным влиянием двух процессов. С одной стороны снижение величины внутренних напряжений с ростом температуры отпуска сопровождается уменьшением коэрцитивной силы, с другой – увеличение размеров карбидных частиц, препятствующих движению доменной стенки, должно приводить к возрастанию потерь энергии на перемагничивание, т.е. к росту коэрцитивной силы.

Характерно, что кривые зависимости магнитоупругой чувствительности от температуры отпуска всех исследованных сталей имеют максимум, приходящийся на диапазон температуры отпуска, где зависимость коэрцитивной силы носит неоднозначный характер. Уменьшение коэрцитивной силы с возрастанием температуры отпуска в два раза соответствует увеличению магнитоупругой чувствительности в пять раз, что говорит о высокой структурной чувствительности предлагаемого параметра. Наличие максимума на кривой магнитоупругой чувствительности может быть связано с достижением карбидными частицами «критического размера» (когда размер включений соизмерим с толщиной доменных

границ), вокруг которых формируется разветвленная система мелких замыкающих доменов, что согласуется с механизмами изменения коэрцитивной силы при отпуске. Протекающие при высокотемпературном отпуске процессы коагуляции карбидов, связанные с уменьшение полей внутренних напряжений и полей рассеяния, обуславливают уменьшение коэрцитивной силы сталей и магнитоупругой чувствительности.

Увеличение остаточной намагниченности при растяжении материалов с положительной магнитострикцией (положительный пьезоэффект) можно объяснить из следующих соображений. В остаточно намагниченном магнетике существует магнитная текстура: большее число магнитных моментов ориентировано вдоль оси намагничивания. При растяжении доля поперечных магнитных моментов, переориентировавшихся вдоль направления начальной остаточной намагниченности, будет больше, чем в противоположном, что обуславливает рост остаточной намагниченности образца. При сжатии происходит поворот магнитных моментов в направлении, перпендикулярном оси нагружения, при этом в силу имеющееся текстуры убыль прямой намагниченности будет больше, чем обратной, что приведет к уменьшению остаточной намагниченности в целом.

Отрицательный пьезоэффект (уменьшение установившейся остаточной намагниченности стали с 100>0 при растяжении и, соответственно, увеличение при сжатии) может быть обусловлен существованием участков с обратной по отношению к вектору Ir намагниченностью, возникающих из-за неоднородности свойств материала. Включения, имеющие большую коэрцитивную силу (цементит, карбиды) создают вокруг себя разветвленную систему замыкающих доменов, превосходящую размер собственно включения в сотни раз, и могут играть роль источников подмагничивающего поля, которое можно рассматривать как некоторое эффективное внутреннее поле. Замыкающие магнитные силовые линии полей рассеяния жестких участков в некоторых случаях неизбежно должны быть ориентированы встречно направлению остаточной намагниченности Ir. Можно допустить, что в этих участках происходит перемагничивание в противоположном направлении магнитомягких участков, уменьшающее намагниченность образца и связанную с ним магнитостатическую энергию. При растяжении образца намагниченность магнитожестких областей возрастает, приводя к увеличению полей рассеяния, создаваемых ими. Одновременно увеличивается и объемная доля перемагниченных областей. Если в целом приращение обратной намагниченности окажется больше чем прямой, будет наблюдаться уменьшение остаточной намагниченности при растяжении, т.е. отрицательный пьезоэффект. При сжатии изменения противоположны.

На рисунке 5 приведены фотографии микроструктур сталей 45 и 30ХГСА при различных температурах отпуска. Видно, что при среднетемпературном отпуске можно выделить участки скопления карбидов, которые могут выступать в качестве источников полей рассеяния, приводя к появлению отрицательного пьезоэффекта. При высокотемпературном отпуске значительно уменьшается неоднородность структуры и пьезоэффект становится положительным.

Для выяснения природы отрицательного пьезоэффекта рассмотрено влияние формы образца на изменение остаточной намагниченности цилиндрических образцов сплава К52Ф7 в состоянии поставки (Нс 600 А/м) одинакового диаметра, при различной длине.

На образце диаметром 4 мм и длиной 15 мм наблюдалось увеличение остаточной намагниченности при сжатии (отрицательный пьезоэффект). На образцах длиной 30 мм и 45 мм при неизменном диаметре остаточная намагниченность вначале при сжатии растет, затем уменьшается, а на образцах длиной 60 мм остаточная намагниченность при сжатии только уменьшается (положительный пьезоэффект). Объясняется наблюдаемое явление следующим образом. На торцах образца появляются участки обратной намагниченности,

вследствие большого размагничивающего фактора. При сжатии величина обратной намагниченности уменьшается, что в целом приводит к росту остаточной намагниченности коротких образцов. По-видимому, объем перемагниченных участков вблизи торцов слабо меняется при изменении линейных размеров образцов, тогда при увеличении длины образцов, относительная объемная доля участков обратной намагниченности должна уменьшаться, в связи с этим пьезоэффект меняет знак на положительный, что и было подтверждено экспериментально. Аналогичные результаты были получены на образцах стали Ст3кп в состоянии поставки (Нс 400 А/м).

Краевые эффекты замыкания магнитных силовых линий можно существенно уменьшить, если создать жесткий поверхностный слой. Для этого были изготовлены образцы сталей Ст3кп и 45 в форме цилиндров диаметром 5,6 мм и высотой 15 мм. Образцы подвергались цементации в твердом карбюризаторе (древесный уголь) при температуре 910-930 0С, в результате чего на поверхности создавался насыщенный углеродом цементованный слой, обладающий большей магнитной жесткостью по сравнению с сердцевиной. Для сравнения использовались нецементованные образцы. Все образцы проходили закалку 810 0С в воду, затем отпуск в течение 1 часа. При этом если на нецементованных образцах сталей 45 и Ст3кп, прошедших отпуск при 200 0С, наблюдался отрицательный пьезоэффект, то при переходе к цементованным образцам, прошедших низкий отпуск (200 0С) происходит смена знака эффекта на положительный подобно увеличению длины в результате уменьшения краевых эффектов (рис. 6.).

Высокий отпуск меняет ситуацию. На нецементованных образцах стали Ст3кп, прошедших отпуск при 600 0С, наблюдается положительный пьезоэффект. Это может быть связано с тем, что материал, прошедший высокотемпературный отпуск, становиться более магнитомягким, уменьшается коэрцитивная сила, краевые эффекты ослабевают. Наличие магнитожесткого цементованного слоя приведет к появлению перемагниченных участков внутри образца в результате замыкания магнитных силовых линий поля жесткой оболочки. В этом случае отрицательный пьезоэффект должен наблюдаться у цементованных образцов, что и было получено экспериментально.

При переходе от низкотемпературного отпуска к отпуску при температурах 4000С и 6000С на образцах, имеющих цементованный слой, наблюдаются широкие петли магнитоупругого изменения остаточной намагниченности. Это связано с различными механизмами перестройки доменной структуры при прямом действии магнитного поля и обратном. В нашем случае, при сжатии образцов в результате необратимой перестройки доменной структуры происходит изменение остаточной намагниченности. При снятии нагрузки (разгружение образца) характер перестройки доменной структуры изменяется. На процессы перестройки доменной структуры оказывают значительное влияние как карбидные включения, так и большие внутренние напряжения, связанные с различием коэффициентов линейного расширения нецементованной матрицы и насыщенного углеродом внешнего слоя. Как это уже рассматривалось во многих исследованиях, с увеличением температуры отпуска карбидные частицы достигают «критического размера», равного толщине междоменной границы, что обуславливает появление локального максимума на кривой зависимости коэрцитивной силы от температуры отпуска конструкционных сталей. Поля рассеяния, создаваемые карбидными включениями, крайне чувствительные к внешним воздействиям, приводят к появлению широких гистерезисных петель, наблюдающихся на образцах стали 45, прошедших средне- и высокотемпературный отпуск (рис. 3).

Таким образом, качественно смена знака пьезомагнитного эффекта остаточно намагниченного состояния при переходе от нецементованных образцов к образцам, имеющим жесткий цементованный слой на поверхности, служит подтверждением влияния полей рассеяния жестких карбидных включений на изменение остаточной намагниченности при нагружении. При низкотемпературном отпуске, когда размеры карбидных частиц малы и, следовательно, малы участки обратной намагниченности, создаваемые ими, пьезомагнитный эффект, наблюдаемый на сталях положителен. С увеличением температуры отпуска размеры карбидных включений увеличиваются, возрастают поля рассеяния, обуславливающие появление отрицательного пьезоэффекта. При высокотемпературном отпуске начинаются процессы коагуляции карбидов, приводящие к уменьшению внутренних напряжений и полей рассеяния. В результате коэрцитивная сила уменьшается, пьезоэффект становиться положительным.

В шестой главе приведены результаты исследования пьезоэффекта, обусловленного поворотом вектора спонтанной намагниченности доменов, наблюдаемого на образцах сплавов Fe-Co(52%)-V (5, 7, 9%), обладающих только положительной и во много раз большей магнитострикцией, чем у конструкционных сталей. Многочисленные исследования сплавов такого типа показывают, что магнитная структура этих сплавов при определенной термообработке преимущественно однодоменная. Поэтому для данных сплавов можно выделить только один механизм изменения остаточной намагниченности при нагружении: поворот вектора спонтанной намагниченности доменов.

На рисунке 7. показаны фотографии микроструктур сплавов Fe-Co-V. Видно, что при увеличении процентного содержания ванадия происходит уменьшение размеров зерна. По-видимому, межзеренная граница этих сплавов представляет собой трудно преодолимое препятствие для доменной стенки, поэтому, чем меньше размер зерна, тем влияние процессов вращения на изменение остаточной намагниченности становится более значительным.

Исходя из предположения, что в остаточно намагниченном магнетике существует собственное внутреннее поле, определяли угол поворота вектора спонтанной намагниченности доменов по положению минимумов суммарной энергии анизотропии, магнитоупругой энергии и энергии взаимодействия намагниченности с внутренним магнитным полем.

В работе была рассмотрена модель, в которой векторы внутреннего поля Н и нагрузки направлены вдоль одной оси, что обусловлено геометрией опыта: для эксперимента использовали образцы в виде цилиндров диаметром 5,6 мм и высотой 15 мм, намагничивание и нагружение (сжатие) осуществлялось вдоль оси цилиндра. Взаимодействие с внутренним полем Н и магнитоупругое взаимодействие заставляют вектор спонтанной намагниченности отклониться от направления легкого намагничивания и занимать усредненное положение под некоторым углом к оси Н,. Вид суммарной энергии зависит от значения и знака внутреннего поля, а также от нагрузки.

По величине угла, соответствующего положению минимумов суммарной энергии, сделали расчет остаточной намагниченности. Результаты расчетов представлены на рисунке 7. При значениях внутреннего поля Н=0,2 кА/м и Н=0,05 кА/м полученные расчетные кривые качественно верно описывают изменение остаточной намагниченности при сжатии образцов сплава К52Ф9 при температуре отпуска 6000С и 4000С соответственно. Смена знака пьезоэффекта при переходе от среднетемпературного отпуска к высокотемпературному связана с ростом размеров зерна при увеличении температуры отпуска, как видно на фотографиях (рис. 7). При уменьшении внутреннего поля теоретические кривые зависимости остаточной намагниченности от сжимающей нагрузки становятся монотонно возрастающими (отрицательный пьезоэффект), однако, полученные расчетные значения остаточной намагниченности отрицательные. Причины могут быть следующие. Скорее всего, при расчете остаточной намагниченности в случае сжатия необходимо учитывать неизбежное прохождение вектора спонтанной намагниченности при повороте через оси легкого намагничивания, представляющие собой потенциальные барьеры энергии анизотропии.

В седьмой главе описана конструкция датчика контроля напряжения по остаточной намагниченности, работающего на основе магнитоупругого эффекта. Датчик представляет собой полый цилиндр или элемент, изготовленный из сплошного металла, в котором имеется сверление. Внутрь отверстия (сверления) вставляются две встречно включенные катушки, в центре которых располагаются также встречно соединенные датчики магнитного поля.

Ценной особенностью этих датчиков является то, что они могут работать как в режиме памяти о приложенной силе, а так же как аналоговые датчики прямого наблюдения (регистрации), работающие на основе пьезоэффекта остаточно намагниченного состояния. Основой работы датчика в режиме памяти является прямая зависимость остаточной намагниченности, измеренной в середине цилиндра от приложенной нагрузки. При подготовке к работе в аналоговом режиме материал датчика приводится в состояние установившегося квазиобратимого изменения остаточной намагниченности, когда зависимость магнитной индукции от величины нагрузки строго линейна в большом диапазоне напряжений. Тензочувствительность пьезомагнитного способа считывания информации меньше, чем в случае использования режима памяти, однако, стабильность имеющейся магнитоизмерительной аппаратуры позволяет зафиксировать небольшие изменения остаточной магнитной индукции (до 10-4 10-5 Тл) и, тем самым, надежно измерять прикладываемые силы. Датчики достаточно просты и надежны в эксплуатации.

1. Разработан метод определения величины действующих механических напряжений по величине коэрцитивной силы, измеренной в двух взаимно перпендикулярных направлениях, и эффективной константы магнитострикции для низкоуглеродистых сталей. Данный метод не требует построения индивидуальной для отдельной марки стали градуировочной кривой.
2. Произведен учет влияния не рассматриваемого раннее механизма изменения линейных размеров доменов при нагружении на величину анизотропии коэрцитивной силы, используя соотношения, связывающие величину коэрцитивной силы с константой магнитострикции. Учет влияния магнитострикции приводит к появлению формулы, которая, несмотря на существенные количественные различия экспериментальных кривых даже в пределах одной марки стали, оказывается применимой для различных образцов малоуглеродистых сталей, отличающихся и количественно и качественно по химическому составу.
3. Предложен способ определения эффективных констант магнитострикции, пропорциональных константам магнитострикции монокристаллов по полевой зависимости магнитострикции от величины намагничивающего поля для сталей.
4. Определены количественные характеристики изменения величины остаточной намагниченности конструкционных сталей при многократном действии упругих напряжений (пьезоэффект остаточно намагниченного состояния). Обнаружена и описана зависимость величины и знака пьезоэффекта от температуры отпуска. Высокая структурная чувствительность рассматриваемого параметра позволяет использовать его для целей неразрушающего контроля.
5. На основании экспериментов с образцами сплава Fe-Co(52%)-V(5%, 7%, 9%) построена теоретическая модель, адекватно описывающая поведение вектора спонтанной намагниченности доменов при нагружении и характеризующая изменение остаточной намагниченности, обусловленное процессами вращения.
6. Предложена и апробирована на цилиндрических образцах, содержащих жесткий цементованный слой на поверхности, теоретическая модель для объяснения отрицательного пьезоэффекта остаточно намагниченного состояния сталей на основе существования вокруг жестких включений карбидов полей рассеяния магнитного потока. Исследовано влияние размагничивающего фактора формы на величину и знак пьезоэффекта.
7. Изучаемое явление (пьезомагнитный эффект) открывает новые возможности для контроля напряжений, действующих в металле. Причем существующие в настоящее время технические возможности позволяют реализовать эффект на любой металлоконструкции, например, путем локального намагничивания и измерения магнитными датчиками величины установившегося изменения магнитного поля рассеивания. Получаемые результаты можно использовать для определения действующих в трубопроводах, нефтехранилищах, компрессорах механических напряжений без наклеивания каких-либо датчиков. Кроме этого данные результаты позволяют судить о качестве металла.

1. Новиков В.Ф., Яценко Т.А., Бахарев М.С. К природе пьезомагнитного эффекта остаточно намагниченного состояния магнетика //Изв. вуз. Нефть и газ. – 1998. - №4. – С.92-102
2. Новиков В.Ф., Бахарев М.С., Яценко Т.А., Сысоев С.М. Применение трубчатых датчиков для измерения силы в аналоговом режиме или режиме памяти//Дефектоскопия. – 2002. - №1. – С.44-49
3. Новиков В.Ф., Бахарев М.С., Яценко Т.А. К природе пьезомагнитного эффекта остаточно намагниченного магнетика./Новые материалы и технологии в машиностроении: Материалы региональной научно-технической конференции. – Тюмень: ТюмГНГУ, 1997. - С.57-58
4. Горкунов Э.С., Новиков В.Ф., Бахарев М.С., Яценко Т.А. Пьезомагнитный эффект остаточно намагниченного состояния сталей 45 и 60Г./Новые материалы и технологии в машиностроении: Материалы региональной научно-технической конференции. – Тюмень: ТюмГНГУ, 1997. - С.58-59
5. Новиков В.Ф., Завадовский А.Г., Изосимов В.А., Яценко Т.А., Пьезомагнитный эффект сталей 40Х и 20Н2М после отжига и пластической деформации./Новые материалы и технологии в машиностроении: Материалы региональной научно-технической конференции. – Тюмень: ТюмГНГУ, 1997. - С.71-72
6. Новиков В.Ф., Изосимов В.А., Яценко Т.А., Орел А.А. Пьезомагнитный эффект сплавов Fe-Co-V./Новые технологии – нефтегазовому региону: Тезисы докладов. – Тюмень: ТюмГНГУ, 1998. - С.144-145
7. Новиков В.Ф., Нассонов В.В., Яценко Т.А., Завадовский А.Г. Пьезомагнитный эффект остаточно намагниченного состояния стали 30ХГСА./Новые технологии – нефтегазовому региону: Тезисы докладов. – Тюмень: ТюмГНГУ, 1998. - С.145-146
8. Новиков В.Ф., Яценко Т.А. Магнитный пьезоэффект, обусловленный процессами вращения./Научные проблемы Западно-Сибирского региона: гуманитарные, естественные и технические аспекты: Тез. докл. науч.-техн. конф. – Тюмень: ТюмГНГУ, 1999. - С.33-34
9. Новиков В.Ф., Яценко Т.А., Бахарев М.С. О пьезомагнитном эффекте остаточно намагниченного состояния ферромагнетиков./ Вторая объединенная конференция по магнитоэлектронике (международная): Тезисы докладов. – Екатеринбург, 2000. - С. 164-165
10. Новиков В.Ф., Яценко Т.А., Бахарев М.С. О влиянии магнитострикции на изменение коэрцитивной силы Нс при упругом растяжении./Новые материалы и технологии в машиностроении: Сб. материалов междунар. науч.-техн. конф. – Тюмень: ТюмГНГУ, 2000. - С.117-119
11. Новиков В.Ф., Яценко Т.А., Бахарев М.С., Нассонов В.В., Мусихин С.А. О механизмах магнитоупругого изменения коэрцитивной силы./Разрушение и мониторинг свойств металлов: Тезисы докладов междунар. конф. – Екатеринбург, 2001. - С.121-122
12. Новиков В.Ф., Яценко Т.А., Кривошеева Ю.Е. К природе отрицательного пьезоэффекта остаточно намагниченного состояния/Научная молодежь – XXI веку: Сборник тезисов докладов межвузовской конференции молодых ученых. – Сургут: Изд-во СурГУ, 2001. - С.176-177

Издательство «Нефтегазовый университет»

Государственного образовательного учреждения высшего профессионального образования

«Тюменский государственный нефтегазовый университет»

625000, Тюмень, ул. Володарского, 38

Отдел оперативной полиграфии издательства «Нефтегазовый университет»

625000, Тюмень, ул. Володарского, 38