CC BY
57
УДК 537.638/.639:548.735.6:669
Влияние типа кристаллографической текстуры на анизотропию параметров магнитных полей рассеяния стального листового проката
Э.С. Горкунов1, С.М. Задворкин1, Ю.В. Худорожкова1, Г.С. Корзунин2
1 Институт машиноведения УрО РАН, Екатеринбург, 620049, Россия 2 Институт физики металлов им. М.Н. Михеева УрО РАН, Екатеринбург, 620108, Россия
Исследованы особенности распределения тангенциальной и нормальной компонент магнитных полей рассеяния при полюсном намагничивании листовых материалов — холоднодеформированных конструкционных сталей Ст3, 09Г2С и 08Г2Б, а также электротехнической стали с различной зеренной структурой и крупнозернистого магнитомягкого сплава Алфер, в которых прокаткой и одноосным растяжением реализованы разные типы текстур. Установлено, что даже незначительные изменения преимущественной ориентации осей легкого намагничивания (100) существенно влияют на характер распределения величин тангенциальной Нт и нормальной Hn компонент магнитных полей рассеяния. Для всех изученных материалов Нт значительно превосходит по величине компоненту Hn. Однако в большинстве случаев компонента Нп демонстрирует большую анизотропию, чем Нт. Холодная пластическая деформация прокаткой и одноосным растяжением приводит к изменению текстурного состояния исследованных конструкционных сталей с формированием многокомпонентных текстур, что вызывает изменения в угловых зависимостях параметров Нт и Hn. Это обстоятельство свидетельствует о возможности регистрации начала пластического течения ферромагнитного материала по изменению вида круговых диаграмм компонент его полей рассеяния. Круговые диаграммы параметров Нт и Hn деформированных конструкционных сталей имеют вид «восьмерок», примерно перпендикулярных друг другу. Положение максимумов величин Нт и Hn на этих диаграммах соответствует положению ближайших к плоскости прокатки проекций осей легкого намагничивания, т.е. тех направлений, вдоль которых железо и его сплавы имеют наименьшую прочность. Это указывает на перспективность оценки анизотропии прочностных свойств стальных изделий с различным текстурным состоянием по анизотропии их магнитных параметров. Следует отметить, что построение полных круговых диаграмм магнитных параметров полей рассеяния позволяет повысить достоверность результатов магнитного текстурного анализа.
Ключевые слова: листовой стальной прокат, холодная пластическая деформация, кристаллографическая текстура, магнитные поля рассеяния, анизотропия
DOI 10.24411/1683-805X-2019-13006
Effect of the crystallographic texture type on the anisotropy of the magnetic leakage field parameters of steel plates
E.S. Gorkunov1, S.M. Zadvorkin1, Yu.V. Khudorozhkova1, and G.S. Korzunin2
1 Institute of Engineering Science UrB RAS, Ekaterinburg, 620049, Russia 2 M.N. Miheev Institute of Metal Physics UrB RAS, Ekaterinburg, 620108, Russia
This paper examines the distribution of the tangential and normal components of the magnetic leakage fields in polar magnetized sheet materials, such as cold-worked structural steels St3, 09G2S and 08G2B, as well as electrical steel with different grain structure and coarse-grained alloy Alfer, which have different types of texture induced by rolling and uniaxial tension. It has been found that even minor changes in the preferential orientation of the easy magnetization axes (100) strongly affect the distribution of the tangential Нт and normal Hn components of the magnetic leakage fields. For all studied materials, the magnitude of Нт significantly exceeds that of Hn. However, in most cases, the component Нп exhibits a larger anisotropy than Нт. Cold plastic working by rolling and uniaxial tension changes the texture state of the studied structural steels with the formation of multicomponent textures, which causes changes in the angular dependences of the parameters Нт and Hn. This fact indicates that the onset of plastic flow in a ferromagnetic material can be detected by changes in the form of circle diagrams of the leakage field components. The circle diagrams of the parameters Нт and Hn of deformed structural steels have the form of figure-eight patterns that are approximately perpendicular to each other. The position of the maxima of Нт and Hn on these diagrams corresponds to the position of the projections of the easy magnetization axes closest to the rolling plane, i.e., the directions along which iron and its alloys have the lowest strength. Therefore, it may be effective to estimate the anisotropy of the strength properties of steel products with different texture states by the anisotropy of their magnetic parameters. More reliable results of magnetic texture analysis can be obtained by constructing full circle diagrams of the magnetic leakage field parameters.
Keywords: steel plates, cold plastic working, crystallographic texture, magnetic leakage fields, anisotropy
© Горкунов Э.С., Задворкин С.М., Худорожкова Ю.В., Корзунин Г.С., 2019
1. Введение
Одной из важнейших характеристик современных металлов и сплавов, во многом определяющей их механические и физические свойства, является степень совершенства кристаллографической текстуры [1], под которой понимается преимущественная пространственная ориентация зерен в поликристалле. Текстура, обусловливая анизотропию физико-механических свойств, обеспечивает избирательно в различных направлениях повышение пластичности, прочности, трещиностой-кости, магнитных свойств, стойкости против коррозии [1-5]. В частности, железо и его сплавы имеют максимальную прочность вдоль кристаллографических направлений (111), а наименьшую — вдоль (100). Создание в материалах совершенной кристаллографической текстуры является одним из путей повышения эксплуатационных характеристик элементов конструкций изделия в целом.
В другом случае, например при использовании металлов, предназначенных для изготовления деталей методом глубокой вытяжки (авиационная и автомобильная промышленность), возникает обратная задача — создать материал, изотропный по свойствам, не обладающий текстурой [6-8]. В том и другом случаях существует необходимость в разработке неразрушаю-щих методов и средств для получения сведений о типе и степени совершенства кристаллографической текстуры в конструкционных и функциональных материалах. Особенно большой интерес представляют методы анализа текстур, возникающих при пластической деформации металлов, в частности, при прокатке, поскольку этот вид обработки является одним из самых распространенных.
Сведения о том, что магнитные структурно-чувствительные параметры анизотропны, известны давно [9, 10]. Зависимость магнитных характеристик материалов от кристаллографической анизотропии позволила использовать эти характеристики для текстурного анализа [9-11]. Зачастую для оценки текстурного состояния и анизотропии свойств используют измерение информативных магнитных параметров в двух взаимно перпендикулярных направлениях [12]. Такая оценка представляется недостаточно полной из-за значительного количества типов кристаллографической текстуры, которые могут реализоваться в процессе формообразования металлоизделий, в частности в стальном прокате [13]. Достоверность результатов магнитного текстурного анализа можно повысить, определяя полные круговые диаграммы магнитных параметров контролируемого материала.
Следует также отметить перспективность использования магнитной структуроскопии для оценки степени деформации стальных конструкций [14-16]. Однако в работах, посвященных исследованиям магнитных
параметров деформированных сталей, не учитываются влияние кристаллографической текстуры и ее изменения в процессе деформации на эти параметры, хотя вклад магнитокристаллической анизотропии железа и его сплавов во внутреннюю энергию этих материалов по крайней мере не меньше, чем вклад магнитоупругой энергии [17]. В связи с этим представляет интерес изучение влияния типа кристаллографической текстуры в сталях, в том числе холоднодеформированных, на магнитные параметры, в частности параметры магнитных полей рассеяния стальных изделий.
В настоящей работе проведены исследования особенностей распределения тангенциальной и нормальной компонент магнитных полей рассеяния листовых материалов (широко распространенных конструкционных сталей Ст3, 09Г2С и 08Г2Б, а также в качестве модельных материалов электротехнической стали с различной зеренной структурой и крупнозернистого сплава Алфер), в которых прокаткой и одноосным растяжением реализованы разные типы текстур.
2. Образцы и методики исследований
Исследования проводили на образцах размерами примерно 100x100 мм2, вырезанных из следующего листового проката:
- электротехническая листовая сталь толщиной 0.35 мм с диаметром зерен 20-60 мм;
- сплав Fe - 7 % А1 (Алфер) в виде листа толщиной 0.35 мм с диаметром зерен до ~40 мм;
- мелкозернистая листовая электротехническая сталь толщиной 0.35 мм;
- листовая сталь Ст3 толщиной 10 мм (исходное состояние) и после холодной прокатки до толщины 2 мм (обжатие 80 %);
- листовая сталь 09Г2С толщиной 5 мм (исходное состояние) и после холодной прокатки до толщины 1 мм (обжатие 80 %).
Изучали также разрывные образцы из листовой трубной стали контролируемой прокатки марки 08Г2Б, вырезанные вдоль направления прокатки. Ширина рабочей части этих образов составляла 45 мм, длина — 130 мм, толщина — 6 мм.
Темплеты крупнозернистой электротехнической стали протравили в растворе соляной кислоты и по селективному блеску выбрали самое крупное зерно диаметром около 60 мм, центр которого был расположен вблизи центра темплета. Аналогичную процедуру провели и для темплета сплава Алфер. Самое крупное зерно этого темплета также находилось примерно в его центре, но было значительно меньше — диаметром около 40 мм. Следует также отметить, что в теле этого крупного зерна было обнаружено около 10 мелких зерен размерами до 1 мм. Все измерения параметров магнитных полей рассеяния темплетов крупнозернистой элект-
ротехнической стали и сплава Алфер проводили на этих крупных зернах. Ориентацию кристаллографических осей данных зерен, а также некоторых мелких зерен в теле крупного зерна сплава Алфер определяли с помощью сканирующего электронного микроскопа Tescan Vega II XMU методом дифракции обратно рассеянных электронов.
Холодную прокатку сталей Ст3 и 09Г2С осуществляли в несколько проходов без промежуточных отжигов на прокатном стане Дуо/Кварто 250. Образцы трубной стали 08Г2Б деформировали одноосным растяжением на 12% при комнатной температуре на испытательной машине Tinius Olsen Super L 60.
Наличие и тип кристаллографической текстуры мелкозернистой электротехнической стали и конструкционных сталей в исходном состоянии и после холодной деформации прокаткой или растяжением определяли путем сравнения интенсивности рефлексов на рентгенограммах от плоскости прокатки, от шлифа, перпендикулярного направлению прокатки, и от шлифа, перпендикулярного поперечному направлению. Рентгено-структурные исследования проводили на дифракто-метре Shimadzu XRD-7000 с использованием монохро-матизированного Ка-излучения хрома. В этом излучении на дифрактограммах во всем интервале углов дифракции имеются три рефлекса от a-фазы сталей с индексами (110), (200) и (211). Для изотропного материала отношение интенсивностей этих рефлексов равно 1: 0.15: 0.38 [18].
С помощью магнитного структуроскопа, оснащенного приставным магнитным устройством, определяли коэрцитивную силу образцов сталей Ст3, 09Г2С и 08Г2Б вдоль и поперек направления прокатки. В случае мелкозернистой электротехнической стали для этой цели использовали специально вырезанные продольные и поперечные образцы в виде узких полос, а измерения проводили на магнитоизмерительном комплексе Rema-graph C-500, в котором реализовано намагничивание образцов по схеме пермеаметра.
Анизотропию тангенциальной Нт и нормальной Hn компонент магнитных полей рассеяния образцов изучали на лабораторной установке, основой которой являлся горизонтальный стол из неферромагнитного неэлектропроводящего материала, вращающийся вокруг вертикальной оси со скоростью 2 мин-1. Для проведения измерений образец помещали на стол так, чтобы ось вращения стола проходила через геометрический центр образца (в случае крупнозернистых материалов — примерно через центры самых крупных зерен). Намагничивание образцов проводили методом точечного полюса [19] стержневым электромагнитом с диаметром сердечника 5 мм. Ось электромагнита совпадала с осью вращения стола. В процессе испытаний намагничивающий полюс сердечника электромагнита прилегает к
поверхности образца. Были проведены предварительные эксперименты с сердечниками, намагничивающие полюса которых имели разную форму — в виде плоского торца, конуса, усеченного конуса и полусферы. Результаты, полученные при использовании сердечников разной формы, были идентичны. В дальнейших экспериментах использовали сердечник с полусферическим полюсом.
Круговые диаграммы величин Нт и Hn регистрировали феррозондовыми преобразователями, находящимися на расстоянии 22 мм от оси электромагнита. Такой радиус траектории сканирования обеспечивал удаление феррозондового преобразователя более чем на 15 мм от границы анализируемого зерна крупнозернистой электротехнической стали. В случае образцов сплава Алфер (анализируемое зерно имело диаметр около 40 мм) и разрывных образцов стали 08Г2Б (ширина образцов составляла 45 мм) расстояние от оси электромагнита до феррозондов уменьшали до 13 мм.
Сигнал с феррозондов регистрировали с помощью магнитометра Förster Magnetoscop 1.069. Перед проведением измерений образец размагничивали. Напряженность намагничивающего поля при измерениях составляла 80 А/м. Влияние внешних магнитных полей минимизировали путем снятия круговых диаграмм величин Нт и Hn при противоположных направлениях намагничивающего поля и усреднения полученных результатов.
3. Результаты и обсуждение
3.1. Монокристалл листовой электротехнической стали
На рис. 1 показаны полученные с помощью метода дифракции обратно рассеянных электронов прямые и обратные полюсные фигуры одиночного зерна электротехнической стали. Угол разориентации субзерен довольно значителен — около 10°. Плоскость прокатки исследуемого зерна примерно соответствует кристаллографической плоскости {533}, направление прокатки — кристаллографической оси (120), а направление, поперечное к направлению прокатки, — оси (123). С учетом сравнительно большого угла разориентации субзерен можно считать, что в исследуемом зерне реализована текстура типа {533}(120).
Таким образом, ни одна из основных кристаллографических осей ((100), (110) и (111)) исследуемого зерна не совпадает с направлением прокатки, поперечным направлением и нормалью к плоскости прокатки. Это обуславливает отсутствие симметрии на круговых диаграммах полей рассеяния (рис. 2).
Анализ полюсных фигур и круговых диаграмм полей рассеяния показал, что максимальное значение тангенциальной составляющей поля рассеяния примерно соответствует проекции на плоскость прокатки ближайшей к этой плоскости и направлению прокатки оси
Рис. 1. Прямые и обратные полюсные фигуры зерна листовой электротехнической стали диаметром около 60 мм. X— направление прокатки, У — поперечное направление, Z — нормаль к плоскости прокатки
легкого намагничивания (100), а максимальное значение нормальной составляющей поля рассеяния — проекции на плоскость прокатки ближайшей к этой плоскости и направлению прокатки оси трудного намагничивания (111).
Приведенные на рис. 2 данные свидетельствуют о большей чувствительности к анизотропии магнитных свойств исследуемого образца параметра Нп по сравнению с параметром Нт: максимальные и минимальные
значения Нт отличаются менее чем на 10 %, а значения Нп — почти в 1.5 раза.
3.2. Крупнозернистый сплав Fe - 7 % А1
На рис. 3, а показаны обратные полюсные фигуры самого крупного зерна темплета сплава Fe - 7 % А1. Ориентация осей координат X, У, 2 такая же, как и в случае монокристалла электротехнической стали. В сплаве Алфер ни одна из основных кристаллографи-
#т, А/м 33
32
31
32
33
■180°
210
240°
270°
270°
Рис. 2. Круговые диаграммы тангенциальной (а) и нормальной (б) составляющих полей рассеяния зерна электротехнической стали диаметром около 60 мм при полюсном намагничивании полем 80 А/м. Стрелкой показано направление прокатки
58 Горкунов Э.С., Задворкин С.М., Худорожкова Ю.В., Корзунин Г.С. / Физическая мезомеханика 22 3 (2019) 54-64 У У У [а]
{100}
{110}
{111}
{100}
{110}
{111}
Рис. 3. Прямые и обратные полюсные фигуры крупного зерна (а) и одного из мелких зерен в теле крупного зерна (б) сплава Алфер
ческих осей ((100), ( 110) и (111)) исследуемого зерна не совпадает с направлением прокатки, поперечным направлением и нормалью к плоскости прокатки, как и в монокристалле электротехнической стали. Однако
углы, характеризующие отклонения осей (100), (110) и (111) от направления прокатки, поперечного направления и нормали к плоскости прокатки соответственно в зерне сплава Алфер значительно меньше.
Рис. 4. Круговые диаграммы тангенциальной (а) и нормальной (б) составляющих магнитных полей рассеяния крупнозернистого сплава Fe - 7 % А1 при полюсном намагничивании полем 80 А/м. Стрелкой показано направление прокатки
На рис. 3, б в качестве примера показаны полюсные фигуры одного из мелких зерен в теле крупного зерна сплава Алфер. Следует отметить, во-первых, очень большую разориентацию субзерен в этом зерне. Во-вторых, ось легкого намагничивания (100) расположена значительно ближе к направлению прокатки, чем в основном зерне. Полюсные фигуры других мелких зерен в теле крупного зерна демонстрируют такую же тенденцию в ориентации кристаллографических осей относительно направления прокатки и поперечного направления.
Круговые диаграммы тангенциальной и нормальной компонент магнитных полей рассеяния крупнозернистого образца сплава Алфер в условиях полюсного намагничивания показаны на рис. 4. Как видно, они принципиально отличаются от приведенных на рис. 2 аналогичных диаграмм для монокристалла электротехнической стали. Эти отличия обусловлены, вероятно, тем, что оси легкого намагничивания основного зерна и особенно мелких зерен-включений в теле этого зерна образца сплава Fe-7 % А1 расположены намного ближе к направлению прокатки, чем в случае монокристалла электротехнической стали. В результате круговые диаграммы на рис. 4 более симметричны, чем изображенные на рис. 2, и имеют вид восьмерок, ориентированных длинной осью вдоль направления прокатки. Следует отметить, что компонента Нт более чем в 2 раза превосходит компоненту Нп как по величине, так и по анизотропии, т.е. разности значений Нт (или Нп) при измерениях вдоль направления прокатки и в поперечном направлении.
3.3. Мелкозернистая листовая электротехническая сталь
На рис. 5 приведены рентгеновские дифрактограм-мы образца мелкозернистой (размеры зерен менее 1 мм) листовой электротехнической стали толщиной 0.35 мм
при различной ориентации образца относительно рентгеновского пучка. Анализ соотношений интенсивностей рентгеновских рефлексов с индексами (110), (200) и (211) на дифрактограммах свидетельствует о том, что параллельно плоскости прокатки ориентированы преимущественно кристаллографические плоскости {110}, вдоль направления прокатки преимущественно ориентированы не только оси легкого намагничивания зерен
90° 110° 130° 150° Двойной угол дифракции
Рис. 5. Рентгеновские дифрактограммы мелкозернистой электротехнической стали: от плоскости прокатки (а), от шлифов, перпендикулярных направлению прокатки (б) и поперечному направлению (в)
с индексами (100), как это характерно для наиболее благоприятной для электротехнических сталей текстуры типа {110} (100), но и оси (211). В поперечном направлении ориентированы преимущественно оси (211) и, скорее всего, (111). Таким образом, в исследуемой стали реализуется многокомпонентная текстура {110}(100) + {110}(211) + {110}(111).
Коэрцитивная сила исследованной стали в направлении прокатки равна 0.24 А/см, а в поперечном направлении — 2.2 А/см, т.е. на порядок больше. На основании этих результатов можно сделать вывод, что в материале преобладает кристаллографическая текстура типа {110}(100).
Круговые диаграммы величин Нт и Нп показаны на рис. 6. Как видно, эти диаграммы более симметричны, чем диаграммы монокристалла, приведенные на рис. 2. Анизотропия величин Нт и Нп одинакова — максимальные и минимальные значения различаются примерно на 25 %, однако круговая диаграмма нормальной составляющей поля рассеяния имеет более сложный вид, а ее «лепестки» намного шире, чем у диаграммы тангенциальной составляющей. Максимумы значений Нт приходятся на направление, находящееся под углом примерно 15° к направлению прокатки. По-видимому, примерно на этот угол отклонено направление преимущественной ориентации осей легкого намагничивания от направления прокатки. Направление, соединяющее максимумы параметра Нп, практически совпадает с поперечным направлением.
3.4. Малоуглеродистая сталь Ст3
Коэрцитивная сила стали Ст3 в исходном состоянии (горячекатаный лист толщиной 10 мм) равна 4.6 А/см как в направлении прокатки, так и в поперечном направлении. Однако результаты рентгеноструктурного анализа свидетельствуют о наличии в металле слабо выраженной кристаллографической текстуры типа {112}
(110): интенсивности рефлексов с индексами (110), (200), (211) соотносятся как 0.89:0.18:1.00 для плоскости прокатки, 1.00: 0.09:0.58 для шлифа, перпендикулярного направлению прокатки, 1.00:0.09:0.77 для шлифа, перпендикулярного поперечному направлению. При такой текстуре в направлении прокатки ориентированы преимущественно «средние» оси намагничивания (110), а в направлении, поперечном направлению прокатки, должны быть ориентированы преимущественно оси трудного намагничивания (111). Однако этому же направлению параллельна проекция на плоскость листа одной из осей легкого намагничивания. Проекция других осей легкого намагничивания на эту плоскость находится под углом 45° к направлению прокатки. Возможно, таким пространственным распределением кристаллографических осей обусловлены отсутствие анизотропии величины коэрцитивной силы, а также вид круговых диаграмм компонент магнитных полей рассеяния (рис. 7 а, б). Максимумы величин Нт и Нп приходятся на направления, находящиеся под углом примерно 60° к направлению прокатки, а минимумы — под углом около 30°. Характер этих круговых диаграмм, в отличие от рассмотренного выше случая мелкозернистой электротехнической стали, одинаков как для тангенциальной, так и для нормальной компонент. Анизотропия значений Нт и Нп достигает 30 %.
После холодной прокатки стали Ст3 до толщины листа 2 мм, т.е. до величины обжатия 80 %, коэрцитивная сила материала увеличилась более чем в 2 раза, и была зафиксирована ее анизотропия — вдоль направления прокатки коэрцитивная сила составляла 10.9 А/см, в поперечном направлении — 12.2 А/см. В результате холодной прокатки произошло перераспределение ин-тенсивностей рентгеновских рефлексов: для плоскости прокатки интенсивности рефлексов с индексами (110), (200), (211) стали соотноситься как 0.06: 0.28: 1.00, для шлифа, перпендикулярного направлению прокатки, —
Рис. 6. Круговые диаграммы тангенциальной (а) и нормальной (б) составляющих полей рассеяния мелкозернистой листовой электротехнической стали при полюсном намагничивании полем 80 А/м. Стрелкой показано направление прокатки
Рис. 7. Круговые диаграммы тангенциальной (а, в) и нормальной (б, г) составляющих полей рассеяния листовой стали Ст3 при полюсном намагничивании полем 80 А/м. Исходное состояние (лист толщиной 10 мм) (а, б), после холодной прокатки до толщины 2 мм (в, г). Стрелкой показано направление прокатки
1.00: 0.03: 0.33 и для шлифа, перпендикулярного поперечному направлению, — 1.00:0.05: 0.44. Такое распределение интенсивностей рентгеновских рефлексов может свидетельствовать о возникновении, помимо существовавшей в исходном состоянии металла текстуры {112} (110), еще и текстуры, близкой к {112} (111). При таком типе текстуры в направлении прокатки ориентированы преимущественно оси (111), в поперечном направлении — (110), проекции осей легкого намагничивания на плоскость прокатки расположены под углами 0° и 45° к направлению прокатки. При этом вид диаграмм компонент полей рассеяния качественно подобен диаграммам для мелкозернистой электротехнической стали, однако асимметрия «лепестков» диаграмм выражена значительно сильнее, а анизотропия величин параметров Нт и Нп существенно меньше (ср. рис. 6 и 7, в, г).
В результате холодной прокатки величины Нт и Нп значительно увеличились, очевидно, вследствие увеличения плотности дефектов в материале.
3.5. Легированная конструкционная сталь 09Г2С
Коэрцитивная сила стали 09Г2С в исходном состоянии (горячекатаный лист толщиной 5 мм) равна 5.7 А/см как в направлении прокатки, так и в поперечном направлении. Рентгеноструктурные исследования также не выявили выраженной кристаллографической текстуры в металле — отношение интенсивностей рентгеновских рефлексов (100), (200), (211) близко к характерному для изотропного материала значению 1.00: 0.15: 0.38. Однако, как видно из рис. 8 а, б, круговые диаграммы параметров Нт и Нп указывают на заметную анизотропию этих величин. Возможно, это обусловлено особенностями распределения остаточных напряжений в исходном листе стали 09Г2С.
Как и в случае стали Ст3, холодная прокатка листа стали 09Г2С с обжатием 80 %, т.е. до толщины 1 мм, привела к значительному возрастанию коэрцитивной силы материала, а также к возникновению ее анизотропии — вдоль направления прокатки коэрцитивная сила равна 15.2 А/см, в поперечном направлении —
270° 270°
Рис. 8. Круговые диаграммы тангенциальной (а, в) и нормальной (б, г) составляющих полей рассеяния листовой стали 09Г2С при полюсном намагничивании полем 80 А/м. Исходное состояние (лист толщиной 5 мм) (а, б), после холодной прокатки до толщины 1 мм (в, г). Стрелкой показано направление прокатки
14.3 А/см. Следует отметить, что анизотропия величин коэрцитивной силы в сталях Ст3 и 09Г2С качественно различается. При этом соотношения интенсивностей рентгеновских рефлексов для стали 09Г2С близки к таким же соотношениям в стали Ст3. Можно сделать вывод, что в результате холодной прокатки с одинаковым обжатием 80 % в обеих сталях реализуется одинаковая двухкомпонентная текстура {112} (110) + + {112}(111). Об этом также свидетельствует подобие круговых диаграмм компонент магнитных полей рассеяния сталей Ст3 и 09Г2С после холодной прокатки (ср. рис. 7, в, г и 8, в, г).
3.6. Легированная трубная сталь 08Г2Б
Рентгеноструктурные исследования показали, что структура образцов стали 08Г2Б в исходном состоянии, до пластической деформации растяжением, практически изотропна. Но измерения коэрцитивной силы образцов выявили значительное различие этого параметра в продольном и поперечном направлениях — 6.3 и 7.9 А/см соответственно. Круговые диаграммы
полей рассеяния также анизотропны — в поперечном направлении, т.е. когда феррозонды находятся ближе к краям образца, величины Нп и особенно Нт больше, чем в продольном направлении (см. рис. 9, а, б). Скорее всего, такая анизотропия магнитных параметров связана с увеличенными потоками рассеяния вблизи краев образцов. При этом в работах [4, 5] в близкой по составу трубной стали контролируемой прокатки 09Г2ФБ отмечено наличие слабо выраженной многокомпонент-нойтекстуры {100}(110) + {211}(110)+ {211}(111) + + {111}(110).
Пластическая деформация одноосным растяжением стали 08Г2Б привела к почти двукратному увеличению коэрцитивной силы образцов в продольном направлении — до 11 А/см, в то время как в направлении, поперечном оси растяжения, коэрцитивная сила незначительно уменьшилась (до 7.6 А/см). Соотношение ин-тенсивностей рентгеновских рефлексов (110), (200), (211) на дифрактограммах деформированных образцов для плоскости прокатки составляет 0.30: 0.44: 1.00, для шлифа, перпендикулярного оси растяжения, —
Рис. 9. Круговые диаграммы тангенциальной (а, в) и нормальной (б, г) составляющих полей рассеяния трубной стали 09ГБ при полюсном намагничивании полем 80 А/м. Исходное состояние (а, б), после одноосного растяжения на 12 % при комнатной температуре (в, г). Стрелкой показано направление прокатки и ось растяжения
1.00: 0.02: 0.08, и для шлифа, перпендикулярного плоскости прокатки и оси растяжения, — 1.00:0.05:0.15. Такое распределение интенсивностей рентгеновских рефлексов может свидетельствовать о формировании в материале многокомпонентной текстуры {100} (110)+ + {211} (110 )+{211}(111), что соответствует приведенным в [4, 5] результатам. Таким образом, вдоль оси растяжения ориентированы преимущественно «средние» оси (110) и в меньшей степени оси трудного намагничивания (111), а те оси легкого намагничивания (100), которые расположены в плоскости прокатки, находятся под углом 45° к оси растяжения. Наличие компонент {211} (110) и {211} (111) обуславливает преимущественные ориентации осей легкого намагничивания не только в плоскости прокатки, но и под значительными углами к ней, как и в случае холоднокатаных сталей Ст3 и 09Г2С. Формирование текстуры при одноосном растяжении стали 08Г2Б привело к увеличению анизотропии параметров полей рассеяния и повороту «лепестков» круговых диаграмм примерно на 45° (см. рис. 9, в, г), т.е. положение экстремумов круговых диаграмм нормальной и тангенциальной компонент полей
рассеяния примерно соответствует преимущественной ориентации осей легкого намагничивания, лежащих в плоскости прокатки. Наличие только двух, а не четырех, как должно наблюдаться в случае однокомпонентной текстуры {100} (110), «лепестков» на круговых диаграммах можно объяснить влиянием других компонент текстуры.
4. Заключение
Исследование влияния типа кристаллографической текстуры на тангенциальную Нт и нормальную Нп компоненты магнитных полей рассеяния листового проката нескольких марок широко распространенных сталей, в которых реализуются различные типы кристаллографической текстуры, показали, что даже незначительные изменения преимущественной ориентации осей легкого намагничивания (100) существенно влияют на характер распределения величин Нт и Нп.
Тангенциальная компонента полей рассеяния для всех изученных материалов значительно превосходит по величине нормальную компоненту. Однако в большинстве случаев компонента Нп демонстрирует большую
анизотропию, т.е. разность между минимальными и максимальными значениями, чем Нт.
Холодная пластическая деформация прокаткой и одноосным растяжением приводит к изменению текстурного состояния исследованных конструкционных сталей с формированием многокомпонентных текстур, что вызывает изменения в угловых зависимостях параметров Нт и Нп. Это обстоятельство свидетельствует о возможности регистрации начала пластического течения ферромагнитного материала по изменению вида круговых диаграмм компонент его полей рассеяния. Круговые диаграммы параметров Нт и Нп деформированных конструкционных сталей имеют вид «восьмерок», примерно перпендикулярных друг другу. Положение максимумов величин Нт и Нп на этих диаграммах соответствует положению ближайших к плоскости прокатки проекций осей легкого намагничивания, т.е. тех направлений, вдоль которых железо и его сплавы имеют наименьшую прочность. Это указывает на перспективность оценки анизотропии прочностных свойств стальных изделий с различным текстурным состоянием по анизотропии их магнитных параметров. Следует отметить, что построение полных круговых диаграмм магнитных параметров полей рассеяния позволяет повысить достоверность результатов магнитного текстурного анализа.
Работа выполнена на оборудовании центра коллективного пользования «Пластометрия» при ИМАШ УрО РАН в рамках государственного задания по теме № АААА-А18-118020790148-1. Работы по прокатке образцов на прокатном стане Дуо/Кварто 250 выполнены И.С. Каманцевым.
Авторы выражают благодарность Ю.Н. Драгошанс-кому (ИФМ УрО РАН) за предоставленный материал для исследований.
Литература
1. Вассерман Г., Гревен И. Текстуры металлических материалов. -М.: Металлургия, 1969. - 654 с.
2. Kyдpявцeв И.П. Текстуры в металлах и сплавах. - М.: Металлургия,
1965. - 292 с.
3. Aдaмecкy P.A., ^лъд П.B., Mumюшoв E.A. Анизотропия физических свойств металлов. - М.: Металлургия, 1985. - 136 с.
4. Лякuшeв H.П., Эгю И..B., Шaмpaй B.Ф. Текстура и кристаллографические особенности разрушения материала труб из стали Х70 // Металлы. - 2000. - M 2. - С. 68-72.
5. ЛякuшeвH.П., Шaмpaй B.Ф., Эгю И..B., Эфpoн Л.И., ИзomoвB.И., Mampocoв Ю.И. Кристаллографическая текстура и механические свойства листов стали 09Г2ФБ // Металлы. - 2003. - M 4. - С. 9399.
6. Гpuгopoв K.B. О влиянии текстуры па поведение листовой стали при глубокой вытяжке // Труды Института физики металлов. -1949. - M 12. - С. 45-52.
7. Aйзeнкoлъб Ф. Листовая сталь для глубокой вытяжки. - М. : Метал-
лургиздат, 1958. - 357 с.
8. Koлecнuкoв H.П. Зависимость штампуемости стали от анизотропии
нри вытяжке деталей сложной формы // Кузпечпо-штамновочпое производство. - 1962. - M 8. - С. 18-19.
9. Aкyлoв H.C., Бpюxamoв HM. Метод количественного определения
текстуры вальцованного материала // ЖЭТФ. - 1933. - Т. 3. -M 1.- С. 59.
10. Aкyлoв H.C. Ферромагнетизм. - М.-Л.: ОГИЗ, 1939. - 188 с.
11. Kopзyнuн RC. Магнитные методы определения кристаллографической текстуры. - Екатеринбург: Изд-во УрО РАН, 1995. - 126 с.
12. Shkatulyak N.M., Dragomeretskaya E.A., Usov V.V., Rabkina M.D., Palienko A.L. Texture and coercive force of the metal of furnace tube coils // Diagn. Resour. Mech. Mater. Struct. - 2016. - No. 1. - P. 2937. - doi 10.17804/2410-9908.2016.1.029-037.
13. Cмupнoв B.C., Дypнeв B.Д. Текстурообразование металлов нри нрокатке. - M.: Металлургия, 1971. - 256 с.
14. Myжuцкuй B.Ф., ^nœ Б.Е., Бeзлюдъкo Г.Я. Магнитный контроль напряженно-деформированного состояния стальных металлоконструкций подъемных сооружений и сосудов, работающих нод давлением // Дефектоскопия. - 2001. - M 1. - С. 61-74.
15. Kocmm B.H., Kaдpoв A.B., Kycкoв A.E. Оценка упругих и нласти-ческих деформаций феррито-перлитных сталей по магнитным свойствам вещества // Дефектоскопия. - 2005. - M 10. - С. 1322.
16. HuuunypyK A.П., Cmaшкoв A.H., Oгнeвa M.C., Kopoлeв A.B., Ocu-noв A.A. Наведеппая магпитпая анизотропия в пластически деформированных растяжением пластинах из низкоуглеродистой стали // Дефектоскопия. - 2015. - M 10. - С. 19-23.
17. Tuкaдзyмu C. Физика ферромагнетизма. Магнитные характеристики и практические применения. - М.: Мир, 1987. - 419 с.
18. MupKm Л.И. Рентгеноструктурный контроль машиностроительных материалов. - М.: Машиностроение, 1979. - 134 с.
19. Förster F., Zizelmann G. Die schnelle zerstörungfrei Bestimmung der Blechanisotropie mit der Restpunktpolverfahren // Z. für Metallkunde. - 1955. - Bd. 45. - No. 4. - S. 245-249.
Поступила в редакцию 25.03.2019 г., носле доработки 25.03.2019 г., нрипята к публикации 26.04.2019 г.
Сведения об авторах
Горкунов Эдуард Степанович, д.т.н., ак. РАН, гнс ИМАШ УрО РАН, ges@imach.uran.ru Задворкин Сергей Михайлович, к.ф.-м.н., зав. лаб. ИМАШ УрО РАН, zadvorkin@imach.uran.ru Худорожкова Юлия Викторовна, к.т.н., нс ИМАШ УрО РАН, khjv@mail.ru Корзунин Геннадий Семенович, д.т.н., гнс ИФМ УрО РАН, korzunin@imp.uran.ru
