2. Дослідження гартування, відпуску і старіння сплавів шляхом застосування магнітного аналізу.

Г

арт дуже сильно підвищує коерцитивну силу і знижує проникність μmax. Вплив гарту на магнітні властивості тим більший, чим вищий вміст вуглецю. Зменшення величини j_s в даному випадку вказує на те, що в результаті гарту утворюється парамагнітний аустеніт в кількості тим більшій, чим вищий вміст вуглецю в сталі. Якщо б вдалося отримати 100% мартенситу, то намагніченість насичення після гарту була б більше, тому що все залізо находилося б в α – фазі.

Підвищення коерцитивної сили в результаті гарту сталі зумовлено в основному утворенням мартенситу. Деяке додаткове підвищення Н_с отримується в тому випадку, якщо на ряду з мартенситом в сталі присутній залишковий аустеніт, при чуму максимум збільшення коерцетивної сили відповідає певній кількості аустеніту.

Вплив відпуску на магнітні властивості протилежні впливу гартування. Так, коерцитивна сила зменшується, а залишкова індукція зростає. Збільшується також проникність і намагніченість насичення. Остання різко зростає при відпуску на 210 – 250 ºС в зв’язку з перетворенням залишкового аустеніту в мартенсит. При більш високих температурах відпуску вона дещо зменшується внаслідок утворення Fe₃C.

Найбільш простим методом визначення намагніченості насичення є метод Штеблейна. В міжполюсному просторі електромагніту (рис. 1.1) утворюється магнітне поле напруженістю не менше 40 А/м, достатнє для того, щоб експериментальний зразок при розташуванні в цьому полі намагнітився до насичення. За допомогою реостата, ввімкнутого в ланцюг намагнічування І, є можливість змінювати величину електричного струму, який проходить через обмотку електромагніта, та напруженість магнітного поля.

В канал електромагніту вставлена трубка з не феромагнітного матеріалу, зовнішній діаметр якої близький до розміру внутрішнього діаметра каналів в полюсах електромагніта. Центральна частина трубки розташована в балістичній котушці БК, яка підключена до балістичного гальванометра. В обмотку електромагніта подають струм, достатній для намагнічування зразка (ЗР) до насичення.

Дослідження розпаду переохолодженого твердого розчину можна проводити кількісно, якщо для оцінювання цього розпаду використовується величина скоїсь властивості, яка практично структурно не чутлива і реагує лише на зміну фазного складу. На рисунку 87, а приведені результати вимірювання індукції насичення В_max сплаву складу 81,2% Fe + 18,8% Mo після старіння при різних температурах. Намагніченість насичення залежить від складу α – розчину і не залежить від дисперсності сполуки Fe₇Mo₆. на рисунку 87, б де нанесена лінія обмеженої розчинності в системі Fe-Mo, схематично зображено також зміну складу α – фази в процесі відпуску(старіння) зразка, попередньо загартованого на твердий розчин.

Порівняння показує що намагніченість насичення принципово залежить від температури відпуску, як і склад α – розчину. Мінімум на кривій (87,а) відповідає температурі (700ºС), вище якої в системі встановлюється вазова рівновага (точка а на рис. 87, б). при нагрівання до 500 ºС розпад переохолодженого α-розчину не відбувається тому В_max не змінюється.

Зростання В_max після нагріву до 750 ºС вказує на те що з’єднання Fe₇Mo₆ виділилося менше ніж при більш низькому відпуску, а заліза в α-розчині залишилося більше.

При нагріві вище 500 ºС зростає коерцитивна сила Br, а після старіння при 650-700 ºС вона падає через коалесценцію кристалів Fe₇Mo₆, а після відпуску на більш високу темперу падає ще більше через зменшення кількості Fe₇Mo_6.

Проникність поводить себе обернено коерцитивній силі. Залишкова індукція, як правило, збільшується.