Введение. Перед началом мартенситного превращения в металлах и сплавах обнаруживается неустойчивость кристаллической решетки [1], выражающаяся в специфическом предмартенситном состоянии исходной решетки [2]. Термодинамический анализ состояния исходной фазы перед точкой Мн [3] показывает возможность возникновения отдельных микрообластей, имеющих свой ближний порядок в расположении атомов. Такие микрообласти сохраняют свой атомный порядок только вблизи ядра флуктуации. На расстоянии от него не возникает явных границ между фазами, порядок размывается постепенно. Экспериментально описываемые микрообласти проявляются в виде эффектов диффузионного рассеяния при рентгеновской дифракции. Наличием областей с ближним атомным порядком объясняется уменьшение вблизи точки Мн упругих констант и сближение структур [4], участвующих в превращении фаз.

В случае, когда присутствует приложенное внешнее напряжение, то мартенситное превращение может быть инициировано деформацией при температуре выше точки Мн. Максимальная температура, при которой деформация исходной фазы вызывает образование мартенсита, обозначается точкой Мд. Установлено [5], что в интервале температур Мд – Мн наблюдается максимум пластичности, что обусловлено проявлением сверхпластичности, связанной с закалочным переходом. Наложение постоянного магнитного поля в данных условиях вызывает появление вынужденной магнитострикциии и соответствующих напряжений в нанообластях аустенита, имеющих ферромагнитный порядок [6], что индуцирует появление кристаллов закалочной фазы, получившей название мартенсита напряжения (по аналогии с мартенситом деформации) [7]. Наложение постоянного магнитного поля изменяет исходное магнитное состояние аустенита [8], увеличивая число и размеры ферромагнитноупорядоченных кластеров, которые являются возможными местами зарождения ферромагнитной α-фазы [6]. Таким образом, в температурной области Мд – Мн происходит интеграция магнитного и ряда особых структурных состояний, что безусловно представляет интерес для изучения.

В данной работе ставилась цель изучить особенности мартенситного превращения в присутствии постоянного магнитного поля в стали с учетом явлений, возникающих в предмартенситном состоянии.

Материалы и методы. При проведении работ использовались образцы стали марки Р6М5, в отношении которой имеются сведения о проявлении сверхпластичности [5], связанной с фазовым превращением [9]. Химический состав контролировался на оптико-эмиссионном спектрометре Q8Magellan (Bruker). Средний состав образцов из одной плавки представлен в таблице 1.

Для анализа протекания закалочного превращения без поля и с наложением магнитного поля применялся потенциометрический метод резистометрии [10], так как изменения в структуре сплава отражаются на измеряемых значениях ρ с довольно высокой чувствительностью. Хотя количественное определение соотношений между превращающимися фазами затруднительно, установление точек старта и финиша перехода может быть произведено достаточно точно. Имеется высокая чувствительность применяемого метода к появлению ферромагнитной фазы (при фазовых превращениях 1-го или 2-го рода), что проявляется в аномальном поведении на кривой ρ из-за электронных взаимодействий на «s» и «d» подуровнях [11], определяющих наличие спонтанной намагниченности [12].

В качестве температурного датчика использовалась термопара типа S (ТПП). Термопара приваривалась точечной сваркой в центральной части образца в одну точку для исключения возникновения побочных напряжений при раздельной приварке из-за прохождения тока через образец в процессе измерения. Данные фиксировались с помощью аналого-цифрового преобразователя L-CARD E14–440 с использованием программного комплекса LGraph2. Нагрев образца проводился проходящим током от автотрансформатора РНО-250–5.

Образец размещался в межполюсном пространстве (рис. 1). Электромагнит открытого типа (ФЛ-1) обеспечивал создание магнитного поля напряженностью 1,2 МА/м. При проведении эксперимента без поля питание электромагнита отключалось, а полюса перемыкались пластиной из АРМКО-железа.

Полученные экспериментальные данные (ρ(τ) и T(τ) на рис. 2), записанные с частотой дискретизации 400 кГц, подвергались численному дифференцированию и аппроксимации для получения функции dρ / dT(T), которая отражает характерные аномалии при появлении ферромагнитной фазы.

Результаты исследования. Показанные на рис. 2 первичные зависимости ρ(τ) и T(τ) уже демонстрируют сдвиг аномалий, отвечающих фазовому превращению, в высокотемпературную область при наложении постоянного магнитного поля.

Согласно справочным данным [13], для образцов стали Р6М5, соответствующих химическому составу, указанному в таблице 1, температура 140 °С отвечает началу мартенситного превращения. Это подтверждается полученными в результате дифференцирования данными на рис. 3, которые иллюстрируют характерные черты анализируемого превращения.

Образование фазы, обладающей ферромагнетизмом, отвечает на рис. 3 появлению пика при низких температурах, что позволяет зафиксировать начало мартенситной реакции. Для случая обработки с наложением магнитного поля старт образования мартенситной фазы отмечается при температуре 185 °С, что не поддается объяснению исключительно с точки зрения изменения термодинамических потенциалов фаз. Для магнитного поля напряженностью 1,2 МА/м эффект смещения равновесной температуры составляет ~ 4,5 °С [14]. Можно утверждать, что наложение магнитного поля в температурном диапазоне сверхпластичности приводит к образованию мартенсита напряжения выше известной для данной стали точки старта превращения в результате вынужденной магнитострикции в нанообластях с ближним магнитным порядком в аустените. Возникающие при этом в аустенитной матрице напряжения составляют около 10 МПа [15], что в условиях неустойчивости кристаллической решетки способствует запуску фазовой реакции.

Явление, связанное с возникновением неустойчивости кристаллической решётки исходной фазы, с приближением к точке перехода отражается на дифференцированных зависимостях в виде пика в высокотемпературной области кривой. Появление этого пика при охлаждении указывает на приближение сверхпластичного состояния аустенита. Воздействие внешнего магнитного поля усиливает магнитное расслоение аустенита [8], способствуя увеличению количества и размеров ферромагнитных нанокластеров [15], что и вызывает сдвиг данного пика к более высоким температурам. В локальных областях с однонаправленными спинами возникают анизотропные поля, вносящие упругие искажения из-за того, что энергия намагничиванияя отличается по разным направлениям. Это понижает устойчивость решётки γ-фазы. Определённый в работе [8] средний диаметр ферромагнитного нанокластера составляет для данной напряженности поля около 1,7 нм, что сопоставимо с длинами волн электронов, может их отклонять и, соответственно, приводить к появлению искажений на кривых. Полученные результаты свидетельствуют о наличии неоднородности в магнитном состоянии аустенита и о том, что при наложении внешнего магнитного поля данная гетерогенность усиливается.

Для превращения при закалке характерен бездиффузионный сдвиговый механизм атомной перестройки, поэтому внешнее воздействие увеличивает движущую силу перехода. В состоянии, когда перед точкой Мн решётка исходной фазы становится неустойчивой, в локальных областях возникают спонтанные атомные смещения (подготавливающие решётку к γ→α переходу), где магнитострикционные напряжения могут сыграть роль триггера для старта превращения.

Условия, описывающие возможность флуктуаций атомных смещений в предмартенситном состоянии, были рассмотрены в [16]. Вид функции, минимумы которой отвечают переходному состоянию, выводился на основе картин диффузных рассеяний и существующих вариантов перестройки кристаллической решётки. Частоты колебаний и параметры ангармонизма выражались через модули упругости, значения которых определяли вариант перестройки.

Анализ предполагает, что микрообласти атомных смещений имеют форму пластин из плотноупакованных плоскостей, которые могут испытывать сдвиг. Выражение для оценки минимально возможного размера флуктуации H может быть выведено через матричные коэффициенты упругости:

(1)

где d — межплоскостное расстояние; c′ = 1/2(c11 – c12) — константа упругости; c11, c12, c44 — коэффициенты упругости.

Значения для расчёта по формуле (1) были подобраны для температуры мартенситного превращения в стали Р6М5. Оценка периода решетки a произведена с учетом указаний в работе [17]. Межплоскостное расстояния определено для случая ГЦК решетки, когда первыми отражающими плоскостями является семейство плоскостей {111}, имеющее максимальное межплоскостное расстояние Исходя из данных об упругих характеристиках стали Р6М5 [9], были определены коэффициенты и константа упругости с помощью известных соотношений [18]. Результаты расчёта по зависимости (1) позволяют оценить минимальный диаметр области, где может возникать неустойчивость  что соизмеримо с со средним диаметром ферромагнитного кластера в аустените.

Обсуждение и заключение. Можно предположить следующий сценарий развития мартенситного превращения. Выше точки Мн в γ-фазе существуют области с ферромагнитным упорядочением [15]. Если в этих местах или вблизи них происходит наложение волн атомных смещений, то, при наличии внешнего магнитного поля, вынужденная магнитострикция способна в таких условиях воздействовать на поля упругих сил в кристаллической решетке и понижать энергетический барьер для образования критического зародыша мартенсита.

Экспериментальные результаты указывают на существование магнитной гетерогенности в состоянии γ-фазы, степень которой оказывает влияние на протекание мартенситного превращения. Наложение постоянного магнитного поля в процессе закалочного охлаждения усиливает имеющуюся магнитную неоднородность в аустените. Вблизи точки Мн явление неустойчивости решётки, в сочетании с магнитострикционными эффектами от поля, инициируют возникновение кристаллов мартенсита напряжения. Таким образом, может быть объяснён эффект интенсификации мартенситного превращения при закалке в магнитном поле напряженностью 1–2 МА/м, что имеет большое значение для практики термической обработки стали.

Результаты работы указывают на то, что, воздействуя магнитным полем в процессе закалочного охлаждения, можно достичь большей полноты протекания мартенситной реакции, уменьшая количество остаточного аустенита, а раннее образование мартенсита напряжения обеспечивает более длительное его присутствие в области повышенных температур, способствуя протеканию отпускных процессов непосредственно при закалке.