Influencia del espesor de las paredes del dominio, la densidad y la alineación en la emisión de ruido de Barkhausen en aceros de baja aleación

Apr 20, 2023

Scientific Reports volumen 13, Número de artículo: 5687 (2023) Citar este artículo

293 Accesos

1 Citas

Detalles de métricas

Este estudio trata de la caracterización de aceros de baja aleación de diferentes límites elásticos (que varían en el rango de 235–1100 MPa) a través de la emisión de ruido de Barkhausen. El estudio investiga el potencial de esta técnica para distinguir entre los aceros de baja aleación y todos los aspectos significativos que contribuyen al ruido de Barkhausen, como el estado de tensión residual, la microestructura expresada en términos de densidad de dislocación, tamaño de grano, fase predominante, así como aspectos asociados. de la subestructura de la pared del dominio (espesor de la pared del dominio, energía, su espaciado y densidad en la matriz). El ruido de Barkhausen en la dirección de laminación y transversal crece junto con el límite elástico (hasta 500 MPa) y el correspondiente refinamiento de grano de la ferrita. Tan pronto como se produce la transformación de martensita en una matriz de alta resistencia, esta evolución se satura y se desarrolla una notable anisotropía magnética cuando el ruido de Barkhausen en la dirección transversal crece a expensas de la dirección de laminación. La contribución de las tensiones residuales, así como el espesor de la pared del dominio, es menor, y la evolución del ruido de Barkhausen está impulsada por la densidad de las paredes del dominio y su realineación.

Los aceros de baja aleación (LAS) de resistencia baja, media o alta se utilizan con frecuencia para muchas aplicaciones en las industrias automotriz, civil (puentes), aeroespacial o petroquímica1,2. Con buena maquinabilidad, formabilidad en caliente y soldabilidad, estos aceros se proponen muy a menudo para la producción de componentes debido a la relación satisfactoria entre su costo y sus propiedades funcionales. La variedad de regímenes termomecánicos en los que se pueden producir estos aceros permiten personalizar su matriz con respecto a su resistencia a la fatiga, resistencia al desgaste por fricción e impacto, tenacidad a la fractura, resistencia a la corrosión, etc.1. Los LAS se estudian en profundidad para comprender mejor el complejo mecanismo de su deformación y explorar la contribución de algunos aspectos que afectan a su funcionalidad. Zhao et al.3 corrigieron la tensión de flujo durante el conformado en caliente para eliminar el calentamiento adiabático y la fricción. Li et al.4 aumentaron la fuerza de LAS de alta resistencia mediante partículas circulares de TiC. Yu et al.5 investigaron la templabilidad del LAS de alta resistencia con respecto a su cristalografía y la dureza correspondiente. Wang et al.6 estudiaron la tenacidad del LAS de alta resistencia con respecto al contenido de Cu. Alipooramirabad et al.7 estudiaron la relajación de la deformación de soldaduras en LAS de alta resistencia in situ mediante el uso de difracción de neutrones.

Sería beneficioso monitorear los componentes hechos de LAS después del procesamiento para revelar un estado inaceptable de la microestructura y/o la tensión residual. Muchas condiciones durante el proceso de fabricación se mantienen constantes, pero algunas de ellas pueden fluctuar aleatoriamente o como resultado del desgaste de las herramientas de corte, la heterogeneidad de los cuerpos entregados, etc. Por esta razón, una técnica rápida y confiable empleada para tal fin podría ser de gran ayuda. . Los LAS son cuerpos ferromagnéticos que contienen una estructura de dominio donde los dominios vecinos están separados por paredes de dominio (DW). Debido a la presencia de sitios de fijación como precipitados, límites de grano o marañas de dislocaciones, el movimiento de DW bajo un campo magnético que se altera en el tiempo no es suave y ocurre en forma de saltos discontinuos e irreversibles8,9. Aunque cada una de las DW en movimiento produce un pulso electromagnético, el movimiento colectivo de las DW se produce en forma de avalanchas como resultado de su agrupamiento10,11,12. Estos pulsos superpuestos pueden ser detectados por una bobina adecuada en la superficie libre como ruido magnético de Barkhausen (MBN)9.

MBN ya ha investigado LAS de fuerza variable. Un artículo anterior13 describió la investigación in-situ y post-situ de la MBN en LAS con un límite elástico (σYS) de 235 MPa en función de la deformación plástica y reportó una anisotropía magnética significativa así como la atenuación de la MBN como resultado del aumento de la densidad de dislocaciones. Además, Schmidova et al.14 reportaron una notable anisotropía magnética en aceros libres intersticiales (IF) más allá de la inestabilidad plástica. Antonio et al.15 demostraron que la fragmentación del grano y la estructura del dominio correspondiente afectaba a la MBN después de la deformación plástica. Piotrowski et al.16 midieron la evolución de la MBN después de la deformación plástica en función de la densidad DW de 90° y 180°. Kikuchi et al.17 descubrieron que las envolventes de MBN se desplazan hacia campos magnéticos más altos como resultado de la estructura de dislocación celular.

El notable aumento de la resistencia (σYS así como última – σUS) del LAS es, por lo tanto, el resultado del efecto mecánico y sinérgico de los ciclos térmicos. El σYS de LAS puede superar los 1000 MPa. El MBN es función del estado tensional18,19 así como de la microestructura (tamaño de grano, tamaño y densidad del precipitado, densidad de dislocaciones, etc.20,21,22). La alteración de la matriz de acero durante la laminación en caliente, por lo tanto, también afecta la emisión de MBN. Falta la investigación sistemática con respecto a MBN como una herramienta potencial para la caracterización LAS. Por lo tanto, este estudio proporciona una visión profunda de la emisión de MBN de LAS de fuerza variable en el que se investigan todos los tipos importantes de contribuciones a MBN.

Los experimentos se realizaron en LAS con valores nominales de σYS de 355, 500, 700, 960 y 1100 MPa. LAS de σYS nominal 235 MPa representa la matriz matriz mientras que las LAS de σYS superior son un producto del tratamiento termomecánico del acero matriz. Los LAS de resistencia variable se entregaron en forma de láminas de 2000 mm × 1000 mm (5 mm de espesor). La composición química del acero parental se puede encontrar en la Tabla 1.

Se cortaron muestras de tamaño 70 mm × 30 mm para su análisis. La investigación preliminar llevada a cabo por MBN, así como las mediciones de microdureza, revelaron un efecto de sombreado bastante notable de la capa superficial de un espesor de aproximadamente 0,1 mm (notablemente ablandada térmicamente en contraste con las regiones más profundas). Para investigar las propiedades magnéticas y otras de naturaleza volumétrica (más o menos las mismas dentro del grosor de las muestras), se grabó la capa superficial de 0,15 mm de grosor (proceso electrolítico).

Los diferentes valores nominales de σYS de LAS son principalmente un producto de las condiciones de laminación en caliente y la velocidad de enfriamiento. Se desconocen las condiciones detalladas bajo las cuales se laminaron en caliente las hojas entregadas, pero estas hojas representan los grados comercialmente disponibles ampliamente vendidos en el mercado. Se considera que la mayor resistencia del LAS se debe a la mayor energía consumida por la lámina durante el laminado en caliente, así como a la contribución superpuesta de la velocidad de enfriamiento acelerado. Las verdaderas propiedades mecánicas fueron investigadas por la prueba de tracción uniaxial en las muestras de la forma de hueso de perro (longitud total de 250 mm y anchura de 22,5 mm, la distancia entre los hombros de 50 mm, longitud de referencia de 40 mm, anchura de referencia de 14 mm, radio de 5 mm) utilizando el dispositivo Instron 5985. Las deformaciones elásticas verdaderas se midieron mediante el uso del extensómetro de galgas extensométricas dinámicas Instron 2620-602 en la longitud de 25 mm. Las muestras se investigaron a lo largo de la dirección de laminación de la hoja (RD), así como la dirección transversal (TD). La dirección a lo largo del espesor de las láminas se denomina ND. Para cada σYS nominal y la dirección (RD o TD), se realizaron tres mediciones repetitivas.

La MBN en cuerpos ferromagnéticos es una función del estado de tensión18,19, la microestructura expresada en muchos términos20,21,22, así como la alineación, el grosor y la densidad de los DW22,23,24,25. Por ello, se realizó una verdadera interpretación de la MBN con respecto a todos los aspectos antes mencionados, ver Fig. 1.

Breve relación de aspectos que afectan a la MBN y técnicas experimentales empleadas para su análisis.

Se utilizó el análisis de difracción de retrodispersión de electrones (EBSD) para explorar la microestructura de las muestras investigadas. Se utilizó un microscopio electrónico de barrido ZEISS Auriga Compact equipado con la cámara EDAX EBSD. Los datos sin procesar se limpiaron parcialmente mediante un paso de estandarización del índice de confianza (IC) y un paso de dilatación del grano. Solo se utilizaron para el análisis los puntos con IC > 0,1. Solo las áreas separadas por los límites de grano de ángulo alto (desorientación > 15°) fueron reconocidas como granos. Tenga en cuenta que los listones martensíticos formados dentro de los granos ferríticos primarios se consideraron en este estudio como granos separados porque el límite de fase tiene el mismo efecto sobre el movimiento de los DW que el límite de grano de ángulo alto. Los mapas de desorientación promedio del núcleo (KAM) se calcularon para los primeros vecinos solo con el límite de 5 °.

Los bucles de histéresis de las muestras se midieron utilizando el magnetómetro de muestras vibrantes (VSM) Microsense EZ 9. Para estas mediciones, utilizamos muestras cilíndricas con un diámetro de base de aproximadamente 4,2 mm y una altura de aproximadamente 2,5 mm. Se aplicó un campo magnético máximo de 1200 kA/m en el plano base a lo largo de RD o TD. Las formas de las curvas medidas se modificaron adicionalmente con respecto a los factores de desmagnetización calculados26.

Las curvas de magnetización inicial (la dependencia de la inducción B del campo magnético H del estado de desmagnetización) y la permeabilidad relativa reversible en cada punto de la curva inicial se midieron mediante un gráfico de histéresis basado en un flujómetro de CC modificado27 en muestras en forma de anillo (diámetro exterior de 24 mm, diámetro interior de 18 mm y altura de 5 a 6 mm). La derivada de la curva de magnetización inicial en cada punto de la curva de magnetización \(\left[{H}_{0 }{,B}_{0}\right]\) determina la permeabilidad relativa diferencial \({\mu } _{dif}\)

donde \({\mu }_{0}\) es la permeabilidad del vacío.

La permeabilidad relativa reversible se midió usando un amplificador lock-in que lee el voltaje inducido excitado por un pequeño campo magnético AC con una frecuencia de 10 Hz, provocando procesos magnéticos exclusivamente reversibles en el ferromagneto superpuesto al campo magnético DC H0. La permeabilidad relativa reversible se calcula mediante la ecuación

La permeabilidad relativa irreversible \({\mu }_{irr}\) se calcula en consecuencia como la diferencia entre la permeabilidad relativa diferencial y la reversible

Las tensiones residuales en las láminas (a la profundidad de 0,15 mm) se determinaron tanto en el RD como en el TD mediante la técnica de difracción de rayos X (XRD) (difractómetro Proto iXRD Combo, Kα1 y Kα2 de {211} planos, CrKα, Método de Winholtz y Cohen, ½s2 = 5,75 TPa−1, s1 = − 1,25 TPa−1). La microdureza HV1 se midió con el dispositivo Innova Test 400TM (carga de 1000 g durante 10 s, cinco medidas repetitivas). Para observar la microestructura de la matriz, las probetas de 15 mm de longitud fueron cortadas a lo largo de la RD, moldeadas en caliente, rectificadas, pulidas y grabadas con Nital al 3%.

La adquisición de la señal MBN sin procesar se llevó a cabo con el RollScan 350 (voltaje magnético de ± 5 V, frecuencia magnética de 125 Hz, perfil sinusoidal, sensor S1-18–12-01). MBN se midió como la dependencia angular con un paso de 22,5° donde el ángulo cero corresponde a la RD. Las señales fueron filtradas por el filtro de paso alto (10 kHz) y el filtro de paso bajo (1000 kHz) en el paquete de software MicroScan 600. Este software también extrae el valor efectivo convencional (rms) del ruido de Barkhausen, denominado MBN. Las envolventes MBN se reconstruyeron sobre la base de las señales MBN filtradas, y también se analizó el parámetro PP como la posición máxima de la envolvente MBN en un campo magnético. Finalmente, Micro Scan 600 también extrajo información sobre la cantidad de pulsos MBN detectados, así como la función de distribución en la que se trazó la cantidad de pulsos MBN en función de su altura. Todos los parámetros de MBN se obtuvieron promediando diez ráfagas consecutivas (cinco ciclos de histéresis).

Las propiedades mecánicas proporcionadas en la Tabla 2 se obtuvieron a partir de las curvas de tensión-deformación representadas en la Fig. 2. El verdadero σYS es más que el mínimo garantizado (el nominal). El aumento de σYS así como de σUS (resistencia última) se produce a expensas de la disminución del alargamiento a la rotura. El mecanismo de crecimiento de σYS para LAS de valores nominales de σYS de 355 y 500 MPa se basa principalmente en el refinamiento del grano (discutido más adelante). Por lo tanto, uno podría esperar que el alargamiento a la rotura pudiera crecer con σYS porque este concepto mejora la resistencia así como también la tenacidad del acero1.

Curvas de tensión-deformación de ingeniería, RD.

Sin embargo, este comportamiento no se encontró en este caso particular. σYS y σUS en el TD son mayores que en el RD, y esta evolución se invierte con respecto al alargamiento a rotura (ver Tabla 2). Esto significa que el mecanismo de endurecimiento por trabajo basado en las multiplicaciones de dislocaciones y su interacción mutua se consume antes en la TD como resultado de la heterogeneidad cristalográfica desarrollada durante la laminación. El crecimiento de σUS es menor que el de σYS. Por esta razón, la relación σYS/σUS aumenta suavemente con σYS pero se satura pronto (ver Tabla 2).

MBN suele ser muy sensible a la microestructura; por lo tanto, la explicación de los aspectos significativos de la microestructura debe discutirse para obtener una interpretación real de la emisión de MBN. Se puede encontrar información más detallada y una visión más profunda en estudios previos1,28,29. Los mecanismos en los que se puede fortalecer LAS están impulsados ​​por el refinamiento del grano, la transformación de fase y la presencia de precipitados1,27. Las propiedades mecánicas vienen dadas por su contribución superpuesta como resultado de la temperatura de laminación en caliente, energía consumida por la matriz, velocidad de enfriamiento, etc.1,28,29.

El fortalecimiento de LAS de σYS = 355 y 500 MPa se basa principalmente en el refinamiento del grano. La microestructura de LAS de σYS = 235, 355 y 500 MPa es totalmente ferrítica y con islas de perlita localizadas, véanse las Figs. 3 y 4. Una matriz completamente ferrítica indica velocidades de enfriamiento más bajas (considerando el enfriamiento por aire) después del laminado en caliente, y la disminución del tamaño del grano con σYS indica un mayor endurecimiento por trabajo austenítico durante el laminado en caliente (mayor densidad de sitios adecuados para la nucleación de ferrita).

Imágenes metalográficas.

Cifras IPF EBSD.

La microestructura de LAS de σYS = 700 MPa está compuesta por ferrita + bainita como resultado de una velocidad de enfriamiento acelerada1,29 (en comparación con una matriz totalmente ferrítica), véanse las Figs. 3d y 4d. El mayor σYS se debe a la transformación de fase y al correspondiente retardo de la dislocación. LAS de σYS = 960 MPa representan la matriz compleja como una mezcla de bainita + martensita (basado en imágenes IQ EBSD como se informa en 28), mientras que LAS de σYS = 1100 MPa son completamente martensíticos. Un aumento progresivo en σYS está dado por la microestructura y la correspondiente movilidad de las dislocaciones como resultado de velocidades de enfriamiento crecientes1. Estas figuras también muestran que los granos de ferrita más o menos equiaxiales son reemplazados por bainita de placa rugosa y martensita. La función de distribución del tamaño de grano d para todo LAS se muestra en la Fig. 5.

Distribución del tamaño de grano en función de σYS nominal.

Las dislocaciones en movimiento tienden a ser aniquiladas durante la laminación en caliente. Sin embargo, la aniquilación es incompleta y una cierta fracción de dislocaciones se retiene en la matriz y crece junto con σYS, ver Fig. 6. Además, la transformación de fase a una velocidad de enfriamiento acelerada evita la difusión y promueve el corte de corta distancia en la red. La Figura 6, por lo tanto, ilustra la creciente desorientación de la red atribuida a la creciente densidad de dislocaciones junto con σYS.

Mapas KAM, EBSD.

La información sobre el aumento de la densidad de dislocaciones también prueba la medición HV1, así como la FWHM de los patrones de ferrita XRD (FWHM de la XRD en estos aceros está principalmente relacionada con la densidad de dislocaciones30), consulte la Fig. 7a. En particular, HV1 aumenta casi linealmente con σYS. El refinamiento del grano de ferrita aumenta la amplitud de las tensiones residuales de tracción, véase la Fig. 7b. Tan pronto como se aceleran las velocidades de enfriamiento, la amplitud de los esfuerzos de tracción disminuye porque la transformación de fase consume mucha energía almacenada en la matriz durante el laminado en caliente1,28. La evolución de las tensiones residuales macroscópicas de tipo I (como se muestra en la Fig. 7b) en el RD y TD es muy similar.

Evolución de HV1 y FWHM del XRD y tensiones residuales en función del σYS nominal.

Se puede obtener información sobre el espesor, la energía y el espaciado de los DW cuando se mide la constante de anisotropía magneto-cristalina K1 de los bucles de histéresis (mediante el uso de la técnica VSM) empleando el modelo de Stoner-Wohlfarth31,32:

donde HA es el campo de anisotropía y Ms es la magnetización de saturación (obtenida también del bucle de histéresis). El espesor de 180° DWs δ está impulsado por el mínimo de las energías de intercambio y anisotropía8,9,33.

donde A es la rigidez de intercambio (1,26 × 10–11 J m−1 para aleaciones de Fe8,9). La energía de los DWs γ es inversamente proporcional a la δ8,30,31.

La Tabla 3 proporciona información sobre el Ms medido, el K1 obtenido y el δ y γ calculados. Se puede informar que las diferencias entre las muestras con respecto a Ms, K1, δ y γ son solo menores, mientras que la coercitividad medida Hc aumenta gradualmente junto con σYS como resultado del aumento de la densidad de la imperfección de la red (especialmente la densidad de dislocación , véanse las figuras 6 y 7a).

Teniendo información sobre Ms, γ y la distribución del tamaño de grano d de las observaciones de EBSD (ver Fig. 5), también se puede calcular el espaciado D de los DW33:

El espaciamiento D de los DW se puede calcular dentro de los granos de los diferentes tamaños d, así como el espaciamiento promedio de los DW y el número correspondiente de DW por área investigada, consulte la Fig. 8. La Figura 8a demuestra claramente que D es principalmente un La función del tamaño de grano y la evolución de D versus d es casi la misma para todos los LAS como resultado de sus Ms similares (ver Tabla 3). Sin embargo, la disminución de d junto con σYS aumenta la densidad de los DW y un número correspondiente de DW, consulte la Fig. 8b.

Evolución del espaciamiento de los DW, tamaño de grano promedio y número de DW (por 0,0625 mm2).

La tendencia del valor máximo de la parte real de la permeabilidad compleja (a un campo magnético bajo) a disminuir con un aumento en el límite elástico σYS es claramente visible en la Fig. 9a. Se puede suponer que el mayor valor de σYS es entonces el mayor valor de la densidad de dislocaciones, que actúan como obstáculos en el desplazamiento de las paredes del dominio, se producen en los materiales y la parte real de la permeabilidad compleja disminuye. Cuando el valor máximo de la parte real de la permeabilidad compleja es mayor, entonces la tendencia a disminuir con el campo magnético ocurre a un campo magnético más bajo (excepto para la muestra con σYS = 700 MPa) porque la mayoría de los procesos de magnetización inversa se realizaron a un campo magnético más bajo. campos magnéticos. El componente irreversible (Fig. 9b) tiende a disminuir con σYS, el máximo se desplaza hacia los campos magnéticos más altos, pero esta evolución no es sencilla. La evolución de las permeabilidades está impulsada principalmente por el aumento de la densidad de los sitios de fijación (especialmente las celdas de dislocación) con el aumento de σYS. Estos sitios aumentan el campo magnético necesario para desanclar las DW y los dominios correspondientes y acortan el camino libre de las DW irreversibles en movimiento. Además, también acorta la distancia libre entre los sitios de anclaje vecinos para procesos reversibles como la flexión y/o la rotación reversible de DW (promueve el movimiento irreversible a expensas del reversible).

Dependencia de la permeabilidad reversible e irreversible frente al campo magnético con límite elástico nominal σYS como parámetro.

Las Figuras 10 y 11a demuestran que la MBN crece con el refinamiento del grano de ferrita (para LAS de σYS = 235, 355 y 500 MPa) como resultado del aumento de la densidad de DW y los correspondientes saltos irreversibles de DW que contribuyen a la MBN, como se discutió anteriormente por Sakamoto et al.23 o Anglada-Rivera et al.24. Sakamoto et al.23 también reportaron que el valor efectivo de la señal MBN es inversamente proporcional a la raíz cuadrada del tamaño del grano:

cuando Cg es una constante dependiente del tamaño de grano. La anisotropía magnética expresada en términos de MBN en RD y TD es bastante baja para el LAS ferrítico cuando MBN es solo un poco más en RD en comparación con TD, véanse las Figs. 10 y 11. Tan pronto como tiene lugar la transformación de fase, esta relación se invierte y la anisotropía antes mencionada se vuelve valiosa para LAS de σYS = 960 y 1100 MPa, véanse también las Figs. 10 y 11. El TD se convierte en un eje fácil de magnetización, mientras que el RD lo es en uno difícil. El grado de esta anisotropía magnética aumenta progresivamente con σYS, véase la Fig. 11b. El crecimiento de MBN en RD a expensas de TD está relacionado con la realineación de DW en TD (discutido más adelante).

Distribución angular de MBN en función de σYS nominal.

Evolución de la anisotropía MBN y MBN.

MBN también se puede expresar en términos de una cantidad de pulsos MBN detectados n y su altura Xi de la siguiente manera:

La función de distribución de pulsos MBN representada en la figura 12a muestra un número creciente de pulsos débiles para LAS de σYS superior. La Figura 12b también demuestra diferencias notables entre las muestras con respecto al número de pulsos MBN fuertes que superan los 2,5 mV. Comparando Figs. 11a y 12b, se observa una fuerte correlación entre MBN y el número de pulsos de MBN especialmente fuertes.

Distribución de altura de pulso MBN y evolución del número de pulsos MBN.

El número de todos los pulsos MBN detectados para RD y TD es bastante similar, especialmente para LAS de menor σYS, consulte la Fig. 12b. Por esta razón, MBN está impulsado por dos factores principales; (i) el número de pulsos detectados; (ii) la alineación de los DW. El primero domina en una matriz completamente ferrítica; el segundo prevalece cuando se produce la transformación de fase, ver Fig. 13b. La Figura 13a representa una fuerte correlación entre el número de pulsos MBN detectados y el número de DW calculados. Sin embargo, el número de DW calculados es mucho mayor que el detectado por la bobina de detección, a pesar de que el área de la bobina de detección es mucho más grande (alrededor de 4 mm2) que el área observada por el EBDS (solo 0,0625 mm2). Esta notable controversia está impulsada por el agrupamiento de DWs10,11,12 cuando el movimiento de los DWs es un proceso colectivo en forma de avalanchas. Siendo así, los pulsos electromagnéticos que se originan en los únicos DW se superponen en el tiempo. Además, la frecuencia de muestreo limitada de 6,7 MHz para la adquisición de datos también juega un papel importante.

Número de DW frente a número de pulsos MBN y número de DW frente a MBN.

El aumento de HV1, Hc como resultado del aumento de la densidad de dislocaciones también afecta las posiciones de la envolvente de MBN y el PP correspondiente, consulte la Fig. 14. MBN se desplaza hacia el campo magnético más alto junto con σYS debido a la creciente oposición de los sitios de fijación (mayor densidad de fijación). sitios). El PP para LAS de σYS inferior es similar, pero la realineación de DW en el TD para LAS de σYS = 960 y 1100 MPa hace que el PP en el TD sea ligeramente más bajo en comparación con el RD, consulte la Fig. 14b. Esto es resultado de la fase inicial de rotación de los DW durante la magnetización en el RD, mientras que esta fase se atenúa fuertemente cuando la magnetización está en el TD22,34. La Figura 15b demuestra claramente que el PP es una función de la dureza de la matriz y la densidad correspondiente de la imperfección de la red, como se informó anteriormente13.

Sobres MBN en el RD y evolución del PP.

Número de DW versus MBN; evolución de E con σYS nominal.

La sensibilidad del parámetro PP para la caracterización LAS es muy buena como resultado de la correlación directa de PP con HV1 o/y Hc13,20,25. Expresado en otras palabras, PP puede vincularse fácil y directamente con σYS porque σYS se correlaciona fuertemente con HV1. Por otro lado, el aumento de la fuerza de fijación de la matriz juega solo un papel menor en el valor efectivo de la señal de ruido de Barkhausen porque MBN crece con σYS. Los campos magnéticos aplicados son lo suficientemente fuertes como para desanclar DW para todos los LAS. La intensidad del campo utilizado para producir la avalancha máxima se puede relacionar directamente con la posición del máximo de la envolvente MBN en un campo magnético que se expresa en PP, ver Fig. 14. Por un lado, aumentar la densidad del sitio de pinning reduce el camino libre del movimiento de DWs. Por otro lado, el aumento de la frecuencia de eventos cuando los DW en movimiento encuentran un sitio de fijación contribuye a la mayor cantidad de pulsos producidos por los pulsos electromagnéticos.

Ciertas contribuciones de tensiones residuales a MBN pueden considerarse para LAS ferrítico solo cuando MBN aumenta junto con la amplitud creciente de las tensiones de tracción, véanse las Figs. 7b y 11a. Tan pronto como se produce la transformación de fase, prevalece la influencia de los microesfuerzos y los esfuerzos residuales macroscópicos no juegan ningún papel8,20,21. La correlación entre la permeabilidad irreversible y la MBN es débil (compárense las Figs. 9a y 11a). La permeabilidad irreversible disminuye con σYS en comparación con MBN (especialmente en el TD). Cabe señalar que su origen físico es bastante diferente. La permeabilidad está más relacionada con la tasa de magnetización de la muestra como resultado de la realineación del dominio, mientras que la MBN está asociada principalmente con el movimiento irreversible de DWs9. Aunque el movimiento de los dominios y los DW que los rodean están mutuamente interconectados, la tasa de magnetización de un cuerpo compuesto por dominios más grandes podría ser mayor, pero la MBN puede ser más débil debido a la menor densidad de DW (como se demuestra en este caso particular).

El realineamiento de los DW en el TD que se observó en este estudio ya ha sido probado y reportado anteriormente en los aceros Trip y S235 después del ensayo de tracción13,35. En particular, el comportamiento observado en el estudio que empleó S23513 puede estar estrechamente relacionado con el comportamiento similar en este estudio porque S235 puede considerarse como el cuerpo parental (a pesar de un poco de química alterada) para todo LAS. La evolución de MBN en el RD y TD es muy similar a pesar de los diferentes regímenes de carga ejercida (tensión uniaxial en frío en 13 y multiaxial con ciclo térmico superpuesto empleado en este estudio).

La realineación de las DW en la TD y los diferentes mecanismos del movimiento de las DW cuando la muestra se magnetiza en la TD y la RD también se pueden probar empleando el modelo simplificado de Martinez-Ortiz et al.36 para el cálculo de energías MBN basadas en en sobres MBN. Los autores propusieron un modelo en el que la energía MBN asociada con el movimiento irreversible puro de 180° DW E180 se puede calcular a partir de la envolvente MBN en la región cercana al pico principal, mientras que la rotación y/o el movimiento de 90° de DW se pueden detectar especialmente en las fases iniciales de una envolvente más allá del primer pulso detectado (E90). La figura 15b muestra E180 y E90 similares, así como E180/E90 inferiores para LAS ferrítico en el RD y el TD. Por otro lado, E180 en el TD crece a expensas de menor E90, lo que resulta en un alto E180/E90, mientras que E180 decrece en el RD junto con E180/E90. Este comportamiento indica la rotación inicial de los DW en el RD, como se explicó anteriormente34.

Finalmente, cabe señalar que el MBN en la martensita LAS es significativamente mayor que el que se origina, por ejemplo, en los aceros para cojinetes21. Aunque se puede esperar martensita de agujas muy finas con una alta densidad de DW en los aceros para rodamientos, el alto contenido de C, así como los elementos de aleación adicionales, producen una matriz con una densidad de dislocaciones mucho mayor y, especialmente, una alta densidad de precipitados (especialmente Fe3C) que obstaculizan fuertemente las DW en movimiento (y/o hace que el camino libre de las DW en el movimiento irreversible sea muy corto), lo que hace que la MBN sea aproximadamente un orden más baja20,21.

Los principales hallazgos se pueden resumir de la siguiente manera:

El MBN en LAS de la estructura ferrítica está impulsado principalmente por el refinamiento del grano y la densidad de DW,

la transformación de fase como resultado de velocidades de enfriamiento aceleradas produce la matriz con una anisotropía magnética notable cuando MBN en el TD es mayor que en el RD,

las tasas de enfriamiento aceleradas tienden a alinear los DW en el TD a expensas del RD,

el número de pulsos MBN detectados afecta fuertemente a MBN y se correlaciona con d y la densidad de DW,

PP se puede emplear fácilmente para la caracterización LAS de la variable σSY ​​y el correspondiente HV1,

la contribución de tensiones residuales y precipitados finos a MBN es menor.

Los datos sin procesar necesarios para reproducir estos hallazgos no se pueden compartir fácilmente debido a limitaciones técnicas (algunos archivos son demasiado grandes). Sin embargo, los autores pueden compartir los datos en cualquier solicitud individual (comuníquese con el autor correspondiente mediante el uso de la dirección postal).

Vervynckt, S., Verbeken, K., Lopez, B. & Jonas, JJ Aceros HSLA modernos y papel de la temperatura de no recristalización. En t. Mate. rew. 57, 187208. https://doi.org/10.1179/1743280411Y.0000000013 (2012).

Artículo CAS Google Académico

Fonstein, N. Chapas de acero avanzadas de alta resistencia. primera ed., publicación Springer International, Suiza, 2015. https://doi.org/10.1007/978-3-319-19165-2.

Zhao, M., Huang, L., Li, Ch., Li, J. y Li, P. Evaluación de los comportamientos de deformación y trabajabilidad en caliente de un acero de baja aleación y alta resistencia. Mate. ciencia Ing. A 810, 141031. https://doi.org/10.1016/j.msea.2021.141031 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Li, S. et al. Efectos del contenido de titanio en las propiedades de desgaste por impacto de los aceros de baja aleación y alta resistencia. Use 474–475, 203647. https://doi.org/10.1016/j.wear.2021.203647 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Yu, YS et al. Nuevos conocimientos sobre la templabilidad del acero de baja aleación y alta resistencia desde la perspectiva de la cristalografía. Mate. Dejar. 292, 129624. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2021.129624 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Wang, J., Wang, S., Xi, X., Wang, G. & Chen, L. El papel del cobre en la microestructura y la tenacidad de la zona afectada por el calor de grano grueso recalentada intercríticamente en un acero de baja aleación de alta resistencia. Mate. Carbonizarse. 181, 111511. https://doi.org/10.1016/j.matchar.2021.111511 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Alipooramirabad, H., Paradowska, A., Reid, M. y Ghomashchi, R. Efecto del tiempo de retención sobre la relajación de la deformación en soldaduras de acero de baja aleación y alta resistencia: un enfoque de difracción de neutrones in situ. J. Manuf. proc. 73, 326–339. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2021.11.005 (2022).

Artículo Google Académico

Cullity, BD & Graham, CD Introducción a los Materiales Magnéticos 2ª ed. (Prensa IEEE, 2009).

Google Académico

Jiles, D. Introducción al Magnetismo y Materiales Magnéticos 3ra ed. (Grupo Taylor & Francis, 2016).

Google Académico

Bohn, F. et al. Jugando con las clases de universalidad de las avalanchas de Barkhausen. ciencia Rep. 8, 11294. https://doi.org/10.1038/s41598-018-29576-3 (2018).

Artículo ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Hansen, UB et al. Oscilaciones magnéticas de Bloch y dinámica de pared de dominio en una cadena ferromagnética cercana a Ising. Nat. común 13, 2547. https://doi.org/10.1038/s41467-022-29854-9 (2022).

Artículo ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Tadić, B., Mijatović, S., Janićević, S., Spasojević, D. & Rodgers, GJ Las avalanchas críticas de Barkhausen en ferromagnetos delgados de campo aleatorio con un límite abierto. ciencia Reps. 9, 6340. https://doi.org/10.1038/s41598-019-42802-w (2019).

Artículo ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Neslusan, M., Jurkovič, M., Kalina, T., Pitoňák, M. y Zgútová, K. Supervisión del sobreesfuerzo del acero S235 mediante el uso de la técnica de ruido de Barkhausen. Ing. Fallar. Anal. 117, 104843. https://doi.org/10.1016/j.engfailanal.2020.104843 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Schmidova, E. et al. Monitoreo del grado de deformación plástica de componentes hechos de acero libre de intersticios después de un ensayo de tracción uniaxial mediante el uso de la técnica de ruido de Barkhausen. Acero Res. En t. https://doi.org/10.1002/srin.202100597 (2022).

Artículo Google Académico

Antonio, PP et al. Fuerte aumento del área de histéresis debido a una pequeña deformación plástica estudiada con ruido magnético de Barkhausen. Trans. IEEE. revista 50, 2001704. https://doi.org/10.1109/TMAG.2013.2288324 (2014).

Artículo CAS Google Académico

Piotrowski, L., Augustyniak, B., Chmielewski, M., Hristoforou, EV y Kosma, K. Evaluación de las propiedades de las señales de emisión magnetoacústica y el ruido de Barkhausen para el hierro Armco deformado plásticamente. Trans. IEEE. revista 46, 239–242. https://doi.org/10.1109/TMAG.2009.2034020 (2010).

Artículo ADS CAS Google Académico

Kikuchi, H., Ara, K., Kamada, Y. y Kobayashi, S. Efecto de los cambios en la microestructura en las propiedades de ruido de Barkhausen y el ciclo de histéresis en acero laminado en frío con bajo contenido de carbono. Trans. IEEE. revista 45, 2744–2747. https://doi.org/10.1109/TMAG.2009.2020545 (2009).

Artículo ADS CAS Google Académico

Liu, J. et al. Características micro-macro entre el movimiento de la pared del dominio y el ruido magnético de Barkhausen bajo tensión de tracción. J. magn. Magn. Mate. 493, 165719. https://doi.org/10.1016/j.jmmm.2019.165719 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Sorsa, A. et al. Efecto de los parámetros de granallado sobre los perfiles de tensiones residuales y el ruido de Barkhausen. J. No destruir. Eval. 37(10), 1–11 (2018).

Google Académico

Neslushan, M., Minárik, P., Čilliková, M., Kolařík, K. & Rubešová, K. Barkhausen emisión de ruido en acero para herramientas X210Cr12 después del procesamiento semisólido. Mate. Carbonizarse. 157, 109891. https://doi.org/10.1016/j.matchar.2019.109891 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Neslušan, M. et al. Supervisión de la quemadura de rectificado a través de la emisión de ruido de Barkhausen en acero cementado en la producción de rodamientos grandes. J.Mater. Proceso. Tecnología 240, 104–117. https://doi.org/10.1016/j.matprotec.2016.09.015 (2017).

Artículo Google Académico

Neslušan, M. et al. Supervisión de componentes de acero dúplex después del torneado en función del desgaste en incidencia mediante el uso de emisión de ruido Barkhausen. Mate. Carbonizarse. 169, 110587. https://doi.org/10.1016/j.matchar.2020.110587 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Sakamoto, H., Okada, M. & Homma, M. Análisis teórico del ruido de Barkhausen en aceros al carbono. Trans. IEEE. Magn. 23, 2236–2238. https://doi.org/10.1109/TMAG.1987.1065664 (1987).

Artículo ANUNCIOS Google Académico

Anglada-Rivera, J., Padovese, LR & Capó-Sanchez, J. Ruido magnético de Barkhausen y bucle de histéresis en acero al carbono comercial: influencia de la tensión de tracción aplicada y el tamaño de grano. J. magn. Magn. Mate. 231, 299–306. https://doi.org/10.1016/S0921-4526(02)01701-5 (2001).

Artículo ADS CAS Google Académico

Neslušan, M. et al. Emisión de ruido de Barkhausen en compuestos magnéticos blandos de resina de hierro. J. magn. Magn. Mate. 525, 167683. https://doi.org/10.1016/j.jmmm.2020.167683 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Osborn, JA Factores desmagnetizadores del elipsoide general. física Rev. 67, 351–357. https://doi.org/10.1103/PhysRev.67.351 (1945).

Artículo ANUNCIOS Google Académico

Birčáková, Z. et al. Procesos de magnetización DC reversibles e irreversibles en el marco de las propiedades magnéticas, térmicas y eléctricas de materiales compuestos basados ​​en Fe. J. Aleaciones. compensación 645, 283–289. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2015.05.121 (2015).

Artículo CAS Google Académico

De Ardo, AJ, Hua, MJ, Cho, KG & Garcia, GI Sobre la resistencia de los aceros microaleados: una revisión interpretativa. Mate. ciencia Tecnología 25, 1074. https://doi.org/10.1179/174328409X455233 (2009).

Artículo ADS CAS Google Académico

Zhang, HK et al. Una evaluación crítica de la investigación experimental de la recristalización dinámica de materiales metálicos. Mate. Des. 193, 108873. https://doi.org/10.1016/j.matdes.2020.108873 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Mittemeijer, EJ & Scardi, P. Análisis de difracción de la microestructura de materiales 1st edn. (Primavera, 2004).

Libro Google Académico

Pop, NCO & Caltun, F. Jiles-atherton identificación de parámetros de histéresis magnética. Acta Phys. polaco A 120, 491. https://doi.org/10.12693/APhysPolA.120.491 (2011).

Artículo ADS CAS Google Académico

Jiles, DC & Atherton, DL Teoría de la histéresis ferromagnética. J.Mag. Magn. Mate. 61, 48. https://doi.org/10.1016/0304-8853(86)90066-1 (1986).

Artículo ANUNCIOS Google Académico

Chikazumi, S. Física del ferromagnetismo 2ª ed. (Prensa de la Universidad de Oxford, 2005).

Matemáticas Google Académico

Neslušan, M. et al. Emisión de ruido Barkhausen en superficies de fresado duro. Mate. 12, 660. https://doi.org/10.3390/ma12040660 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Neslušan, M. et al. Medida de la tasa de plasticidad inducida por transformación en acero TRIP mediante el uso de emisión de ruido de Barkhausen en función de la deformación plástica. ISA trans. 125, 318–329. https://doi.org/10.1016/j.isatra.2021.07.015 (2022).

Artículo PubMed Google Académico

Martinez-Ortiz , P. , Perez-Benitez , JA , Espina-Hernandez , JH , Caleyo , F. & Hallen , JM Sobre la estimación del eje magnético fácil en aceros para tuberías usando ruido magnético de Barkhausen . J. magn. Magn. Mate. 374, 67–74. https://doi.org/10.1016/j.jmmm.2015.10.036 (2015).

Artículo ADS CAS Google Académico

Descargar referencias

Esta publicación se realizó con el apoyo del Programa Operativo Infraestructura Integrada 2014–2020 del proyecto: Soluciones Innovadoras para Componentes de Propulsión, Potencia y Seguridad de Vehículos de Transporte, código ITMS 313011V334, cofinanciado por el Fondo Europeo de Desarrollo Regional. Este trabajo también se realizó en el marco del proyecto "FUCO" financiado por la Agencia Eslovaca de Investigación y Desarrollo bajo el contrato APVV-20-0072; y por la Agencia de Subvenciones Científicas del Ministerio de Educación de la República Eslovaca y la Academia Eslovaca de Ciencias, proyecto VEGA 1/0143/20 y 1/0052/22. O. Zivotsky agradece el apoyo del proyecto SP2022/25 del Ministerio de Educación, Juventud y Deportes de la República Checa.

Universidad de Žilina, Univerzitná 1, 010 26, Žilina, Eslovaquia

M. Neslusan, M. Pitoňák & P. ​​Minárik

Facultad de Matemáticas y Física, Universidad Charles, Ke Karlovu 5, 121 16, Praha 2, República Checa

P. Minarik

Instituto de Física, Facultad de Ciencias, Universidad PJ Šafárik en Košice, Park Angelium 9, 040 01, Kosice, Eslovaquia

M. Tkáč & P. ​​​​Kollár

Facultad de Ingeniería Eléctrica y Ciencias de la Computación, VŠB – Universidad Técnica de Ostrava, 17. Listopadu 2172/15, 708 00, Ostrava-Poruba, República Checa

O vida

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

Sentencias CRediT Conceptualización—MN y MP; Conservación de datos: MT, PK, PM; Análisis formal—MP; Adquisición de fondos: MN, PK y O.Ž.; Investigación: MN, PM, MT y O.Ž.; Metodología—MN y MP; Administración del proyecto—MP; Recursos—PM; Software—PM, PK y MN; Supervisión—MN y MP; Validación—PK; Visualización—PM y MN; Roles/Escritura–borrador original–MN

Correspondencia a M. Neslusan.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

Springer Nature se mantiene neutral con respecto a los reclamos jurisdiccionales en mapas publicados y afiliaciones institucionales.

Acceso abierto Este artículo tiene una licencia internacional Creative Commons Attribution 4.0, que permite el uso, el intercambio, la adaptación, la distribución y la reproducción en cualquier medio o formato, siempre que se otorgue el crédito correspondiente al autor o autores originales y a la fuente. proporcionar un enlace a la licencia Creative Commons e indicar si se realizaron cambios. Las imágenes u otro material de terceros en este artículo están incluidos en la licencia Creative Commons del artículo, a menos que se indique lo contrario en una línea de crédito al material. Si el material no está incluido en la licencia Creative Commons del artículo y su uso previsto no está permitido por la regulación legal o excede el uso permitido, deberá obtener el permiso directamente del titular de los derechos de autor. Para ver una copia de esta licencia, visite http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Reimpresiones y permisos

Neslušan, M., Pitoňák, M., Minárik, P. et al. Influencia del espesor de las paredes del dominio, la densidad y la alineación en la emisión de ruido de Barkhausen en aceros de baja aleación. Informe científico 13, 5687 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-32792-1

Descargar cita

Recibido: 07 febrero 2023

Aceptado: 02 abril 2023

Publicado: 07 abril 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-32792-1

Cualquier persona con la que compartas el siguiente enlace podrá leer este contenido:

Lo sentimos, un enlace para compartir no está disponible actualmente para este artículo.

Proporcionado por la iniciativa de intercambio de contenido Springer Nature SharedIt

Al enviar un comentario, acepta cumplir con nuestros Términos y Pautas de la comunidad. Si encuentra algo abusivo o que no cumple con nuestros términos o pautas, márquelo como inapropiado.