Основной технологической схемой производства листового проката для электросварных труб большого диаметра является термомеханическая (контролируемая) прокатка непрерывнолитых слябов, во многих случаях с последующим регламентированным ускоренным охлаждением. Формирование структуры металла проходит в несколько стадий, основными из которых являются нагрев под прокатку, предварительная (черновая) стадия прокатки, окончательная (чистовая) стадия прокатки, последеформационное охлаждение. На конечную структуру также оказывают влияние процессы кристаллизации непрерывнолитой заготовки.
Проведенные исследования промышленного металла показывают, что формирующаяся структура металла характеризуется различными типами неоднородности, в их числе: разнозернистость; характер взаимного расположения структурных составляющих (полосчатость); неоднородность структуры по сечению проката (поверхностные слои, осевая зона), к неоднородности можно отнести и формирование смеси различных фаз и структурных составляющих (рис. 3.44); кристаллографическая текстура в феррите и др.

К источникам формирования неоднородных структур в прокате можно отнести:
- неоднородность химического состава исходной заготовки (ликвация дендритная, осевая);
- влияние процесса горячей деформации (температурный интервал, неравномерность деформации по сечению проката);
- влияние процесса охлаждения (в первую очередь, ускоренного), обусловливающего неравномерность температуры металла по сечению (особенно с учетом больших толщин проката и повышенной скорости охлаждения), а также и его неравномерность;
- особенности (γ-α)-превращения (неодновременность превращения в участках металла с различным химическим составом, протекание процесса при непрерывном охлаждении).
Основные типы неоднородных структур в трубных сталях можно классифицировать следующим образом:
1) связанные с природой процессов:
- полосчатая структура, включая осевую зону сляба;
- неоднородность по сечению проката (поверхностные слои и сердцевина);
- смесь различных типов структур при непрерывном охлаждении;
2) связанные с неправильно выбранными технологическими параметрами:
- разнозернистость (аустенита, феррита) → локальное изменение типа структуры (бейнит, полосы грубого высокотемпературного феррита);
- локальная неоднородность в объеме проката (в том числе по длине);
3) целенаправленно создаваемые неоднородные структуры:
- феррит + перлит;
- полиэдрический и деформированный феррит (текстуриро-ванный) + перлит;
- деформированный феррит + бейнит;
- другие сочетания.
Самая распространенная структура горячекатаных и нормализованных сталей - ферритно-перлитная смесь, в большинстве случаев характеризуемая неравномерным расположением структурных составляющих - полосчатостью. Механизм формирования полосчатой структуры представляется следующим. В процессе затвердевания ликвирующие элементы (марганец, фосфор) вытесняются из первых сформировавшихся дендритов 5-феррита, что приводит к формированию междендритных зон, обогащенных этими элементами. Впоследствии эти области будут характеризоваться оладьеобразной формой зерен после горячей прокатки и станут основой микрохимической и микроструктурной полосчатости. Аналогичный механизм приводит к осевой химической неоднородности в непрерывнолитом слябе.
Микроструктурная полосчатость, состоящая из чередующихся слоев доэвтектоидного феррита и перлита (или бейнита/мартенсита), есть результат влияния элементов замещения на температуру превращения аустенита.
Так как эта температура понижается при повышении содержания элементов, входящих в твердый раствор, феррит в первую очередь зарождается в обедненных легирующими элементами зонах. Углерод вытесняется из доэвтектоидного феррита, образуя обогащенные углеродом области аустенита, который превращается в перлит или другие составляющие - высокоуглеродистый мартен-сит/бейнит. Зерна доэвтектоидного феррита и островки второй структурной составляющей связаны с обедненными и обогащенными областями соответственно.
Разнозернистость аустенита может формироваться вследствие ряда причин:
- малые деформации за проход и получение более крупного зерна в средней части проката при деформации выше Трекр;
- условия деформации (температура, степень и другие параметры), приводящие к частичной рекристаллизации;
- деформация аустенита ниже Трекр (крупное и разноразмерное исходное зерно аустенита и/или недостаточное суммарное обжатие) - получение аустенитных зерен с различной плотностью несовершенств (полос деформации), являющихся местами зарождения феррита - неравномерное зарождение феррита.
Разнозернистость аустенита может привести к разнозернистости феррита либо формированию грубых областей верхнего бейнита вместо ферритно-перлитной структуры или структуры гранулярного бейнита вследствие повышения устойчивости крупнозернистого аустенита.
Одна из технологических схем производства проката для электросварных труб большого диаметра - прокатка с завершением деформации в (γ+α)-области. При деформации в (γ+α)-области в феррите наблюдаются зерна полигонального типа с низкой плотностью дислокаций, а также деформированные зерна с повышенной плотностью дислокаций, в которых наблюдается формирование субзеренной структуры (полигонизация). Такой металл имеет своеобразный характер разрушения - в изломах ударных образцов наблюдаются «расщепления» - трещины небольшой глубины, расположенные перпендикулярно магистральной трещине и лежащие в плоскости прокатки. При прокатке с завершением в γ-области в феррите формируется многокомпонентная текстура; с понижением температуры окончания прокатки в (γ+α)-области в наибольшей степени усиливается ориентировка {100}, что и является основной причиной возникновения расщеплений, поскольку плоскость типа {100} является плоскостью скола в металлах с ОЦК-решеткой.
При такой технологической схеме прокатки в стали формируется полосчатая ферритно-перлитная структура, при этом наблюдаются ферритные зерна двух видов: деформированные и равноосные с низкой плотностью дислокаций. Сталь после такой обработки характеризуется повышенной прочностью и хладостойкостью, при этом также повышается анизотропия свойств. Металл характеризуется низкой стойкостью к сероводородному растрескиванию.
В современных высокопрочных низколегированных сталях после термомеханической прокатки и последующего охлаждения в различных температурных интервалах обычно формируется смесь разнообразных фаз и структурных составляющих: полигональный феррит, квазиполигональный феррит, бейнитный феррит различных типов, мартенсит или составляющая М/А. Влияние второй фазы (структурной составляющей) на свойства сплава зависит от ее объемной доли, размера частиц, свойств и ряда других факторов. Так, при малой доле более твердой фазы основная деформация (особенно при малых степенях деформации) протекает в мягкой матрице, хотя в некоторой степени процесс происходит и вокруг участков второй фазы. В связи с этим вторая фаза в виде относительно крупных частиц оказывает меньшее влияние на сопротивление малым деформациям.
Для повышения однородности структуры по сечению проката можно использовать воздействие на вид диаграммы превращения при непрерывном охлаждении (применении оптимальной системы легирования стали): расширение области бейнитного превращения, что приводит к формированию более однородной структуры в широком интервале скоростей охлаждения и повышению равномерности структуры по сечению проката.
При низких температурах конца прокатки по толщине листа наблюдается заметное изменение структуры. Оно носит сложный характер и включает изменение размера зерна, количества структурных составляющих и текстуры. Поэтому некоторые локальные значения свойств, таких как критическое напряжение скола, трудно связать с одним структурным параметром, например размером зерна. Более того, неоднородная структура по толщине листа может приводить к появлению значительных остаточных напряжений, что усложняет поведение металла при последующем деформировании (и эксплуатации).
Неоднородное распределение свойств по толщине проката должно приниматься во внимание при производстве труб. Более высокие остаточные напряжения и более существенное снижение прочностных свойств (по сравнению с листом с однородной структурой) были обнаружены в листе с неоднородной структурой и свойствами. Допустимая неоднородность структуры по сечению проката зависит от исходной структуры аустенита - свойств бейнита; содержания углерода - типа бейнита; требований и назначения проката. В целом степень неоднородности обычно регулируется путем ограничения скорости охлаждения и снижения углеродного эквивалента материала.
Структура по сечению проката может быть неоднородной вследствие пониженной прокаливаемости низколегированных сталей. В работах развивается идея создания «конструктивной анизотропии». В них обоснованы целесообразность формирования в сечении проката градиента структур - от закалочных (у поверхности) до продуктов диффузионного распада аустенита (в средней части сечения проката), а также преимущество комплекса механических свойств проката с такой структурной неоднородностью по сравнению со структурной неоднородностью в горячекатаном состоянии.

При изменении соотношения структурных составляющих изменяются вид диаграммы напряжение-деформация (рис. 3.45), коэффициент деформационного упрочнения, проявление эффекта Баушингера, прочностные свойства, вязкость.
Рассмотрение взаимосвязи неоднородности структуры со свойствами позволяет сделать ряд заключений:
- полосчатость - наиболее распространенная неоднородность структуры с точки зрения свойств приводит к анизотропии, пониженной стойкости к сероводородному растрескиванию;
- осевая ликвационная неоднородность - обусловливает пониженную стойкость к сероводородному растрескиванию, ухудшение свариваемости, снижение свойств в Z-направлении;
- неоднородность структуры по сечению - приводит к остаточным напряжениям;
- при смешанной структуре изменяется тип диаграммы напряжение-деформация, наблюдается отклонение от заданного комплекса свойств;
- разнозернистость - приводит к ухудшению хладостойкости;
- текстура обусловливает особый характер разрушения, повышение хладостойкости, увеличение анизотропии свойств.
Механизмы устранения неоднородности структуры:
- полосчатость структуры - повышение скорости охлаждения снижает полосчатость; при завершении деформации в (γ+α)-области и последующем ускоренном охлаждении происходит замена перлита на бейнит с сохранением полосчатости;
- осевая ликвационная неоднородность уменьшается при снижении содержания углерода, марганца и с помощью технологических приемов (мягкое обжатие и др.);
- неоднородность структуры по сечению (смешанная структура) устраняется путем воздействия на фазовые превращения;
- разнозернистость уменьшается при правильном выборе режима деформации;
- кристаллографическая текстура определяется режимом прокатки.
Какую же структуру трубной стали считать оптимальной? Это зависит от требований, которые очень сложны и часто противоречивы: прочность, вязкость, хладостойкость, свариваемость, трещиностойкость, деформируемость (сейсмические районы, вечная мерзлота), стойкость в среде H2S и других с учетом класса прочности и размерного сортамента.
Приведем примеры, как целенаправленного формирования неоднородных структур, так и попытки повышения однородности структуры.
Формирование и эффект неоднородных структур:
- перлит в ферритной матрице (повышение σв, снижение соотношения σт/σв);
- деформированный и полигонизованный феррит с выраженной кристаллографической текстурой (деформация в (γ+α)-области) - повышение хладостойкости за счет особого характера разрушения с формированием расщеплений в изломе, повышение прочностных свойств; расположение структурных составляющих в виде полос;
- двухфазная ферритно-бейнитная (мартенситная) структура для улучшения деформируемости (снижение σт/σв, повышение деформационного упрочнения, высокое равномерное удлинение);
- феррит деформированный, расположение структурных составляющих в виде полос.
Устранение неоднородности структуры и результат этого:
- снижение осевой сегрегационной неоднородности - улучшение сплошности проката (по результатам УЗ-контроля), свариваемости, стойкости в среде сероводорода, снижение анизотропии свойств;
- устранение полосчатости - стойкость в среде сероводорода, вязкость, трещиностойкость, снижение анизотропии свойств;
- устранение участков М/А - повышение вязкости, трещиностойкости, стойкости в среде сероводорода (рис. 3.46, а);
- устранение грубых участков верхнего бейнита (формирование однородной структуры гранулярного бейнита) - получение высокой прочности и вязкости (см. рис. 3.46, в);
- формирование однородной структуры нижнего бейнита: получение сверхвысокой прочности стали (Х120) и вязкости (см. рис. 3.46, г);
- общее повышение однородности структуры - улучшение трещиностойкости и сопротивления коррозионному растрескиванию под напряжением.

25.11.2019

Пиломатериалы – изделия, которые получают из бревен путем их продольного распиливания. Части, которые получены на первом этапе производства, далее при необходимости...

25.11.2019

Каждому современному человеку рано или поздно приходится решать, куда поставить компьютерный стол. Оцениваем свободное место в квартире и вперед – подбирать модель,...

25.11.2019

Вопрос, где в квартире расположить ковры, не менее важен, чем умение правильно выбрать ковер. Как это сделать расскажет данная статья....

25.11.2019

В каждой отрасли, где происходит производство жидкой или вязкой продукции: в фармацевтическом деле, в косметической отрасли, в пищевом и химическом секторах – везде...

Основными элементами микроструктуры металла, контролируе-мыми металлографическим способом, являются перлит и его более дисперсные разновидности (сорбит, троостит), феррит, избыточный цементит, мартенсит и продукты его распада при отпуске, аустенит и дельта-феррит в специальных сталях, карбидная составляющая в заэвтектоидных сталях и чугунах, графит, структуры химико-терми-ческих обработок, неметаллические фазы (сульфиды, оксиды, нитриды и т. д.), интерметаллиды, различные эвтектоидные и перитектоидные структуры и продукты их распада, продукты дисперсионного твердения в железных, никелевых и цветных сплавах, разно-образные структурные составляющие сплавов, однофазные структу-ры отдельных сплавов и др.

Контроль микроструктуры.

Основные реактивы для травления микрошлифов стали: раствор азотной кислоты (4 см 3 , плотность 1,405) в этиловом спирте (100 г); раствор пикриновой кислоты (4 г) в этиловом спирте; для двухфазных сталей — раствор пикри-новой (0,4 г) и соляной (5 мл, плотность 1,19) кислот в спирте (55 мл). Оценку микроструктуры выполняют просмотром травленых микрошлифов на оптических микроскопах и сравнением с эталон-ными изображениями. Например, по , по степени дисперсности зернистый и пластинчатый перлит, мартенсит, нитри-ды подразделяют на 10, а по характеру карбидной неоднородности и карбидной сетки — на 6 баллов. Смешанные структуры, состоя-щие из перлита и феррита мартенсита и троостита, зернистого и пла-стинчатого перлита, также оценивают сравнением с эталонами десятибальных шкал. Выбор увеличения микроскопа зависит от контролируемой микроструктуры: Х500 — для обычного перлита и Х1000 — при определении дисперсности пластинчатого и зернистого перлита и размеров игл мартенсита; Х500 — при опре-делении карбидной сетки и X 100 — при определении карбидной не-однородности.

Оценку микроструктуры инструментальных углеродистых сталей (ГОСТ 1435—74) проводят по 10-балльной шкале. Недопустимые для отправки металла баллы — 1 (структура неотожженного метал-ла) и 10 (грубопластинчатый перлит, полученный при перегреве в процессе отжига). Кроме того, для стали марок У10 (А) — У13 (А) не допускается структура, соответствующая эталонам 2 и 9. Микро-структура по эталонам 3—8 (зернистый перлит с небольшим коли-чеством пластинчатого) считается допустимой для всех марок ста-ли. Прутки толщиной до 60 мм контролируют на поперечных шли-фах при увеличении Х500. Шлака для оценки микроструктуры ин-струментальных легированных сталей (ГОСТ 5950—73) состоит из 10 микрофотографий; первые пять баллов — структура зернистого перлита с размерами зерен цементита до 10 мкм; далее — с посто-янным возрастанием количества пластинчатопг перлита до 100% в эталоне № 10. Допустимыми для прутков размерами до 60 мм являются баллы 1—6.

Большой объем контроля микроструктуры осуществляют в шарико- и роликоподшипниковой стали (ГОСТ 801—78). Структура перлита представлена десятью эталонами, из которых первые пять иллюстрируют равномерно распределенный мелкозернистый перлит, баллы 6 и 7 — крупнозернистый перлит с присутствием пластинча-того перлита, баллы 8—10 — грубопластинчатый перлит. Для стали ШХ15 допустимыми считаются эталоны с 1-го по 4-й, для стали ШX15C— с 1-го по 5-й. Оценка структурной полосчатости прово-дится на продольных микрошлифах толщиной 10—12 мм. Образцы отожженной стали закаливаются (845±5 °С, масло), отпускаются (150—160 °С, 1 ч) и травятся (15—20 с) в свежеприготовленном 4%-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте. Используют пятибалльную шлаку, построенную по принципу увеличения шири-ны структурных полос. В подшипниковых сталях проверяют также карбидную ликвацию. Образцы, отобранные для контроля структур-ной полосчатости, травят до сильного потемнения поверхности шли-фа и при увеличении X (90—110) сравнивают с фотоэталонами четырехбалльной шкалы по протяженности и размерам карбидов.

Контроль микроструктуры листов и ленты из углеродистой и малоуглеродистой стали регламентирован ГОСТ 5640—68. Оцени-вают структурно-свободный цементит, перлит, полосчатость и видманштеттовую структуру. Микрошлифы размером 30X40 мм выре-зают так, чтобы их плоскость совпадала с направлением волокон (продольные образцы). Оценку структурно-свободного цементита и перлита в малоуглеродистых сталях осуществляют при увеличении X (360—400), полосчатости и видманштеттовой структуры — при увеличении Х100. Шкала для оценки структурно-свободного цемен-тита в отожженной малоуглеродистой стали (углерода до 0,15%) построена в зависимости от количества, формы и расположения цементитных частиц и состоит из трех рядов и шести баллов; для оценки количества и характера расположения перлита в малоугле-родистой (углерода 0,10—0,30%) деформированной стали — два ряда и шесть баллов. Полосчатость структуры контролируется по ликвационной зоне из скоплений перлита или феррита. Шкала для оценки видманштеттовой структуры (два ряда, шесть баллов) в перлитных сталях построена по принципу возрастания количества и размеров игольчатых выделений феррита и величины зерна, опре-деляемой по ферритной сетке.

По ГОСТ 801—78, ГОСТ 5950—73, ГОСТ 1435—74 и ряду ТУ предусмотрен контроль карбидной сетки. Продольные образцы для контроля шарикоподшипниковой стали вырезают из центра заго-товки и закаливают, микрошлифы травят в 4%-ном растворе азот-ной кислоты в этиловом спирте, при увеличении Х500 их сопостав-ляют с пятибалльной шкалой. Образцы инструментальной легиро-ванной стали (ГОСТ 5950—73) вырезают на расстоянии не менее 20 мм от торца прутка (вдоль или поперек волокна) и закаливают с температуры, предусмотренной для данной марки стали. Травле-ные микрошлифы сопоставляются с шестибалльной шкалой. Шкала для оценки карбидной сетки в заэвтектоидных углеродистых инструметальных сталях (ГОСТ 1435—74) состоит из пяти фотоэталонов.

Контроль карбидной неоднородности (карбидной ликвации) ведут в быстрорежущих (ГОСТ 19265—73) и некоторых инструмен-тальных легированных (ГОСТ 5950—73) марках стали. По ГОСТ 19265—73 вырезают продольные образцы толщиной 10 — 12 мм на расстоянии не менее 30 мм от зоны смятия конца. Образ-цы подвергают закалке по режиму, установленному для каждой стали, и отпуску при 680—700 °С (1ч).

Микрошлифы травят в 4%-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте. В зависимости от формы поперечного сечения ста-ли карбидную неоднородность контролируют в круге на середине радиуса, в квадрате — на расстоянии 0,25 стороны квадрата, поло-су — на расстоянии 0,25 толщины от середины широкой стороны. При увеличении х (90—110) их сравнивают с двумя восьмибалль-ными фотоэталонами прилагаемых шкал. Балл карбидной неодно-родности каждого шлифа устанавливается как среднеарифметиче-ское из оценок пяти "худших полей зрения. Высоковольфрамовые стали оценивают по шкале 1, стали с низким вольфрамом и вольфрамомолибденовые — по шкале 2.

Карбидную неоднородность по ГОСТ 5950—73 контролируют на образцах как в состоянии поставки (после отжига), так и после закалки с отпуском по шкалам этого стандарта. По требованию по-требителей сталь марок 11ХФ, 13Х, 9X1, X, 12X1, 9ХС, В2Ф, ХГС, 9ХВГ, ХВГ, оценивают по шкале 6А ().

При контроле карбидной неоднородности на отожженных образ-цах применяется электролитическое травление в 10%-ном водном растворе щавелевой кислоты в режиме: плотность тока 40 А/дм 2 , время травления 30—40 с. Оценку проводят по наихудшему месту шлифа. Для стали размером до 25 мм просматривают всю плос-кость шлифа, для стали больших размеров — поле шлифа на поло-вине радиуса ±0,5 мм. Оценку осуществляют при увеличении х100.

Методы контроля ферритной составляющей (альфа-фазы) в аустенитных нержавеющих сталях установлены ГОСТ 11878—66. Образцы для металлографического контроля вырезают вдоль волок-на прутков. Микрошлифы подвергают электролитическому (в 10%-ном водном растворе щавелевой кислоты при комнатной температу-ре и плотности тока 0,03—0,08 А/см 2 в течение 20—40 с) или хими-ческому (реактив состава: по 20 мл воды и концентрированной соляной кислоты и 4 г медного купороса, при комнатной температу-ре, 8—10 с) травлению. Содержание альфа-фазы оценивают при увеличении X (280—320) по месту с наибольшим ее содержанием сравнением с двумя рядами фотоэталонов пятибалльной шкалы.

Контроль неметаллических включений (НВ).

Применяют сле-дующие металлографические методы оценки загрязненности сталей и сплавов неметаллическими включениями (ГОСТ 1778—70):

метод Ш (варианты Ш 1— Ш 4) — сравнение с эталонными шкала-ми, применяют для оценки деформированного металла;

метод К (варианты Kl—К2) — подсчет количества включений, применяют для деформированного и литого металла;

метод П (варианты П1 — П4) — подсчет количества и объемного процента включений, исполь-зуют для деформированного и литого металла;

метод Л (варианты Л1—Л2) —линейный подсчет включений для литья. Испытывают не менее шести образцов каждой плавки.

Оценку НВ деформиро-ванного металла методом Ш выполняют сравнением с эталонными шкалами при просмотре всей площади нетравленых шлифов с про-дольным направлением волокон, в зависимости от варианта оценки увеличение — х (90—110) или х (170—210).

Пятибалльная шкала классифицирует следующие виды НВ:

ок-сиды строчечные (ОС), оксиды точечные (ОТ), силикаты хрупкие (СХ), силикаты пластичные (СП), силикаты недеформирующиеся (СН), сульфиды (С), нитриды и карбонитриды строчечные (НС), нитриды и карбонитриды точечные (НТ) и нитриды алюми-ния (НА).

Если включения по форме и размерам не могут быть оценены одним из двух соседних баллов, допускается оценка в 0,5; 1,5; 2,5 и т. д. балла. Включения выше балла 5 оценивают знаком «Более» (>5). Оценку «нуль» ставят при отсутствии какого-либо вида включений, а также в том случае, когда включения более чем в два раза меньше по сравнению с баллом 1. Если в одном поле зрения встречается несколько видов включений, оценку делают по каждому виду включений в отдельности: Исключение составляют случаи, ког-да в одном поле зрения встречаются строчечные включения окси-дов, хрупких и пластичных силикатов и нитридов и точечные вклю-чения оксидов и нитридов. В обоих случаях оценку осуществляют совокупно, а результаты записывают по преобладающему виду включений.

В методе Ш предусмотрены два критерия оценки шлифа: по наиболее загрязненному месту шлифа (максимальный балл) и по количеству полей зрения с баллом 2 и более по каждому виду вклю-чений. Загрязненность плавки оценивается по четырем критериям: средний балл, подсчитанный как среднее арифметическое макси-мальных оценок каждого образца для каждого вида включений; средний и максимальный баллы и количество образцов с баллом выше максимального в процентах общего количества образцов; средний и максимальный баллы и количество образцов с макси-мальным баллом; количество полей зрения с баллом 2 и. более (раздельно по кислородным, сульфидным и нитридным включениям, отнесенным к площади 10 см 2).

При контроле загрязненности стали НВ методом К подсчитывают количество включений при увеличении х (170—180) на всей площа-ди шлифа с использованием окулярной шкалы с ценой деления 0,007±0,0005 мм. Применяют шлифы с продольным направлением волокна. Количество кислородных, сульфидных и нитридных вклю-чений определяется отдельно по пяти группам, число их может быть увеличено в зависимости от максимальных размеров включений. При контроле НВ таким методом существуют два критерия оценки загрязненности шлифа и плавки в зависимости от варианта: вари-ант К1 — критерием загрязненности шлифа является количество включений 1 — 5-й групп, плавки — количество включений каждой группы по площади 24 см 2 ; вариант К2 — за критерий загрязненно-сти шлифа принимается количество включений 2 — 5-й групп, плавки — количество включений каждой группы на площади 24 см 2 .

По методу П деформированный металл оценивают на шлифах поперек направления волокон, не допускается применение продоль-ных шлифов. Размер включений определяют с помощью окулярной шкалы и распределяют в зависимости от их площади по 13 группам (от 0,18 до 1444 делений окулярной шкалы в квадрате). Увеличение микроскопа устанавливается х300 (вариант П1), х400 (П2), х500 (ПЗ) и х 600 (П4). Критерием оценки загрязненности шли-фа является величина объемного процента и количество включений определенного размера, плавки — среднее арифметическое значение объемного процента каждого шлифа и количество включений опре-деленных групп на площади 100 мм 2 . Перед просмотром шлиф рас-черчивают от края до центра на пять равных зон. Набор полей зре-ния выполняют в зависимости от увеличения микроскопа. Для подсчета площади, занятой включениями на шлифе, количество включений каждой группы умножают на среднее значение площади включений данной группы и полученные произведения по всем группам суммируют. Содержание НВ в объемных процентах для плавки подсчитывают как среднее арифметическое определений всех образцов.

Методы выявления и определения величины зерна в стали.

Металлографическими методами (ГОСТ 5639—82) могут быть уста-новлены: склонность зерна к росту путем измерения его величины после нагрева при определенных температурно-временных условиях; кинетика роста зерна путем определения его величины в зависимо-сти от температуры нагрева и времени выдержки; величина факти-ческого (действительного) зерна при фиксированном состоянии металлопродукции.

Зерно аустенита при определении склонности к росту выявляется одним из следующих методов: цементацией, окислением, травлением границ зерен, по ферритной или цементитной сетке, по сетке троостита. Метод выявления зерна подбирают в зависимости от хими-ческого состава стали, цели испытания и в соответствии с НТД. По методам цементации и окисления зерно выявляют после травления шлифов по цементитной сетке и сетке окислов. Метод травления границ зерен аустенита применяют для углеродистых и легирован-ных сталей, закаливающихся на мартенсит или игольчатый троостит (бейнит), а также для сталей, в которых затруднено получение фер-ритной или цементитной сетки. В этом случае для выявления зерна шлиф травят в реактивах с добавлением алкилсульфонатных соеди-нений, которые содержатся в моющих средствах «Астра», «Но-вость», «Синтол» и др.

1)для сталей аустенитного класса, сплавов на никелевой и железоникелевой основе применяется химическое травление в реак-тиве Марбле (20 г медного купороса, 100 см 3 соляной кислоты, 100 см 3 этилового спирта);

2)для сталей аустенитного и мартенситного классов и сплавов на никелевой основе — электролитическое травление в течение 1 — 10 мин при напряжении на зажимах ванны 2—10 В в 1%-ном раст-воре щавелевой кислоты;

3)для сталей аустенитного и мартенсито-аустенитного клас-сов — химическое травление (смачивание поверхности шлифа ват-ным тампоном) в реактиве, состоящем из 50 см 3 соляной и 25 см 3 серной кислот, 10 г медного купороса и 50 см 3 воды;

4)для сталей аустенитного и мартенситного классов — электро-литическое травление в растворе, содержащем 75% азотной и 25% уксусной кислот при плотности тока 2 А/см 2 ;

5)для сталей мартенситного и мартенсито-ферритного клас-сов— химическое травление в течение 10—30 мин при нагреве до 70 °С в насыщенном водном растворе пикриновой кислоты с добав-лением 3—4% моющего средства («Синтол», «Экстра»);

6)для сталей ферритного класса химическое травление в 4%-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте или в 4—5%-ном растворе пикриновой кислоты в этиловом спирте или в 2%-ных азотной и пикриновой кислотах в этиловом спирте (режимы травле-ния подбираются экспериментально);

7)для сталей мартенситного класса — химическое травление в течение 15—60 с в 15%-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте или электролитическое травление с плотностью тока 0,4— 0,8 А/см 2 (для образцов, закаленных в масле, 1,5 А/см 2), время травления — 1 мин при комнатной температуре в 10%-ном водном растворе щавелевой кислоты.

Величину зерна определяют с помощью оптического микроскопа одним из следующих методов: визуальным сравнением зерен с эта-лонными изображениями шкал; подсчетом количества зерен, прихо-дящихся на единицу поверхности шлифа; измерением среднего условного диаметра зерен или количества зерен в 1 мм 3 . При методе сравнения используют увеличение х100; просматривают всю пло-щадь шлифа. Если встречают зерна двух или более номеров, то величину зерна этой стали обозначают двумя или более номерами. Величину равноосных зерен методом подсчета количества зерен, приходящихся на единицу поверхности шлифа, определяют на мато-вом стекле камеры микроскопа или на микрофотографиях, где огра-ничивают поле зрения окружностью диаметром 79,8 мм (соответ-ствует площади на шлифе 0,5 мм 2). Увеличение подбирают так, что-бы на исследуемой поверхности насчитывалось не менее 50 зерен.

Величину равноосных зерен методом измерения среднего услов-ного диаметра зерен или их количества в 1 мм определяют на мато-вом стекле или микрофотографии, где проводят несколько прямых линий произвольной длины в любом направлении. Длину линий выбирают с таким расчетом, чтобы каждая из них пересекала не менее 10 зерен, при этом увеличение подбирают так, чтобы на ис-следуемой поверхности было не менее 50 зерен. Подсчитывают точки пересечения прямых линий с границами зерен, после чего опреде-ляют суммарную длину отрезков в миллиметрах натуральной вели-чины на шлифе и суммарное число пересеченных зерен. Частное от деления первой суммы на вторую дает значение среднего условного диаметра зерна. В случае измерения величины зерен неравноосной формы на микрофотографиях с продольных шлифов проводят пря-мые линии по трем направлениям, соответствующим осям симмет-рии, из которых два должны быть взаимно перпендикулярными. Одна из прямых должна быть направлена параллельно оси вытяну-тых зерен. Количество зерен в 1 мм 3 определяют по известной фор-муле.

Контроль глубины обезуглероженного слоя.

Обезуглероженный слой металлографическими методами определяют в поверхностных или других слоях деформированной конструкционной и инструмен-тальной (углеродистые и легированные марки), быстрорежущей, рессорно-пружинной, шарикоподшипниковой сталей, содержащих не менее 0,3% углерода; в отдельных случаях проводят и на сталях с содержанием углерода менее 0,3%. В практике ЦЗЛ основным методом контроля является металлографический (различают три разновидности: М, Mlи М2). Распространены физические и хими-ческие методы. К физическим относятся замер термоэлектродвижу-щей силы (т. э. д. с.)» который применяют, главным образом, для шлифованной стали и стали серебрянки; изучение тетрагональности мартенсита рентгеноструктурным методом. К химическим — по-слойный анализ содержания углерода, определение углерода на вакуумных квантометрах и твердостные методы.

Металлографические методы предусматривают определение глубины обезуглероженного слоя по структуре. По методу М глуби-на слоя определяется на поперечных травленых шлифах в состоя-нии поставки; методом Ml(метод карбидной сетки) — на попереч-ных травленых шлифах, изготовленных из образцов, подвергнутых специальной термообработке и окрашивающему травлению; мето-дом М2 — на поперечных травленых шлифах, изготовленных на об-разцах, подвергнутых специальной термообработке. Отбирают образ-цы от прутков, труб, листов, лент и полос. Травление шлифа, за исключением метода Ml, осуществляют в 2—4%-ном растворах азотной или пикриновой кислот в этиловом спирте. Оно гарантирует четкое выявление структурных составляющих.

Различают зоны полного и частичного обезуглероживания. Об-щая глубина обезуглероживания включает обе зоны. Глубину определяют в миллиметрах или процентах по отношению к общей толщине проката или полуфабриката. Определение проводится при увеличении X(63—150), допускается увеличение х(200—500).

Контроль методом т. э. д. с. проводят на специальной установке. Металлический стержень, температуру которого с помощью нагре-вательного элемента поддерживают в интервале 150—160 °С, одним концом ставят на контролируемый образец. Измерительный прибор, соединенный со вторым концом стержня и образцом, регистрирует возникающую при этом т. э. д. с. Работу установки проверяют по эталонам, на которых заранее металлографическим методом опре-делено наличие или отсутствие обезуглероживания и установлена разница в показаниях прибора. Перед испытанием на образце гото-вится «лыска», обеспечивающая полное удаление обезуглерожен-ного слоя; проводят 5—10 замеров т. э. д. с. на поверхности образ-ца и 3—5 замеров вдоль по «лыске». Если разница в показаниях прибора на «лыске» и на поверхности не превышает установленной по эталонам величины, образец считают необезуглероженным. Контроль обезуглероживания методом замера твердости произво-дится для закаленных образцов на приборе Роквелла (ГОСТ 9013—59).

стр. 1

стр. 2

стр. 3

стр. 4

стр. 5

стр. 6

стр. 7

стр. 8

стр. 9

стр. 10

стр. 11

стр. 12

стр. 13

стр. 14

стр. 15

стр. 16

стр. 17

стр. 18

стр. 19

стр. 20

стр. 21

стр. 22

стр. 23

стр. 24

стр. 25

стр. 26

стр. 27

стр. 28

стр. 29

стр. 30

ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО
ПО ТЕХНИЧЕСКОМУ РЕГУЛИРОВАНИЮ И МЕТРОЛОГИИ

Предисловие

Цели и принципы стандартизации в Российской Федерации установлены Федеральным законом от 27 декабря 2002 г. № 184-ФЗ «О техническом регулировании», а правила применения национальных стандартов Российской Федерации - ГОСТ Р 1.0-2004 «Стандартизация в Российской Федерации. Основные положения»

Сведения о стандарте

1 ПОДГОТОВЛЕН И ВНЕСЕН Техническим комитетом по стандартизации ТК 145 «Методы контроля металлопродукции»

2 УТВЕРЖДЕН И ВВЕДЕН В ДЕЙСТВИЕ Приказом Федерального агентства по техническому регулированию и метрологии от 30 ноября 2011 г. № 657-ст

3 Настоящий стандарт является модифицированным по отношению к национальному стандарту США ASTME 1268-01 «Методы оценки степени полосчатости или ориентации микроструктур» (ASTM Е 1268-01 «Assessing the degree of banding or orientation of microstructures») путем изменения его структуры для приведения в соответствие с правилами, установленными в ГОСТ Р 1.7-2008 .

Сравнение структуры настоящего стандарта со структурой указанного национального стандарта США приведено в приложении ДА

4 ВВЕДЕН ВПЕРВЫЕ

Информация об изменениях к настоящему стандарту публикуется в ежедневно издаваемом информационном указателе «Национальные стандарты», а текст изменений и поправок - в ежемесячно издаваемых информационных указателях «Национальные стандарты». В случае пересмотра (замены) или отмены настоящего стандарта соответствующее уведомление будет опубликовано в ежемесячно издаваемом информационном указателе «Национальные стандарты». Соответствующая информация, уведомление и тексты размещаются также в информационной системе общего пользования - на официальном сайте Федерального агентства по техническому регулированию и метрологии в сети Интернет

1 Область применения. 2 3 Термины, определения и обозначения. 3 4 Сущность методов. 6 5 Отбор образцов. 7 6 Подготовка образцов. 7 7 Методика. 8 8 Вычисление результатов. 11 9 Протокол испытаний. 13 10 Точность и погрешность. 13 Приложение А.1 (обязательное) Примеры измерений полосчатых или ориентированных микроструктур. 14 Приложение А.2 (обязательное) Перевод значений НК в значения HRC и оценка содержания углерода. 22 Приложение ДА (справочное) Сравнение структуры настоящего стандарта со структурой примененного в нем национального стандарта США.. 24 Приложение ДБ (справочное) Сведения о соответствии ссылочных национальных стандартов международным стандартам, использованным в качестве ссылочных в примененном национальном стандарте США.. 24

НАЦИОНАЛЬНЫЙ СТАНДАРТ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

СТАЛЬ

Методы оценки степени полосчатости
или ориентации микроструктур

Steel. Assessing the degree of banding
or orientation of microstructures

Дата введения - 2012-09-01

1 Область применения

Настоящий стандарт устанавливает методы, которые позволяют описать внешний вид полосчатых структур и оценить степень полосчатости. Рассматриваемые методы применяются для оценки характера и степени полосчатости микроструктур металлов и других материалов, которые в результате деформации и других технологических операций имеют полосчатую или ориентированную структуру. Наиболее распространенным примером полосчатости является полосчатая ферритно-перлитная структура деформированных низкоуглеродистых сталей. Другие примеры полосчатости - карбидная полосчатость в заэвтектоидных инструментальных сталях и мартенситная полосчатость в термообработанных легированных сталях. Приведенные методы могут быть использованы также для характеристики не содержащих полосчатости микроструктур с частицами второй фазы, ориентированными (вытянутыми) в различной степени в направлении деформации.

Полосчатые или ориентированные микроструктуры могут образоваться в однофазных, двухфазных или многофазных металлах и материалах. На внешний вид ориентации или полосчатости влияют такие технологические факторы, как скорость кристаллизации, степень ликвации, степень горячей или холодной деформации, характер использованного процесса деформации, термическая обработка и другие факторы.

Микроструктурная полосчатость или ориентация влияют на однородность механических свойств, определяемых при различной ориентации образцов по отношению к направлению деформации.

Результаты, полученные приведенными методами испытаний, могут быть использованы для контроля качества материала в соответствии с нормами, согласованными между потребителем и изготовителем, для сравнения различных технологических процессов или вариантов одного процесса, а также для получения требуемых данных при исследовании зависимости между структурой и свойствами.

2 Нормативные ссылки

В настоящем стандарте использованы нормативные ссылки на следующие стандарты:

7.4.2 Для определения средней твердости следует проводить не менее пяти измерений в каждом типе полос (светло и темно травящемся мартенсите или мартенсите и бейните в зависимости от природы полос). Для мелких участков ликвации получение пяти и более отпечатков микротвердости может оказаться невозможным.

Примечание - Если разница в значениях микротвердости по Кнупу между полосами незначительна, то можно определить статистическую значимость этой разницы, используя t -критерий, как описано в большинстве учебников по статистике.

7.4.3 Перевод значений твердости по Кнупу (НК) в эквивалентные значения твердости по шкале С Роквелла (HRC) требует большой тщательности и может сопровождаться значительной ошибкой, особенно если использованные при испытаниях нагрузки были менее 500 г. Таблицы, приведенные в АСТМ Е 140, не включают перевод значений НК в HRC (или другие шкалы) для сталей твердостью выше 251 НК; однако стандарт АСТМ А 370 позволяет осуществить такой перевод для интервала значений твердости, охватывающего термообработанные стали. Для перевода значений НК в HRC можно также использовать формулы, приведенные в приложении А.2.

7.4.4 Для закаленных углеродистых и легированных сталей с массовой долей углерода от 0,10 % до 0,65 % измерения твердости в состоянии после закалки позволяют оценить содержание углерода в матрице и ликвационных полосках или пятнах. Как матрица, так и ликвационные участки должны быть полностью мартенситными (за исключением обычного незначительного количества остаточного аустенита) и в состоянии после закалки. Значения микротвердости по Кнупу (при нагрузке 500 г) для матрицы и ликвационных участков переводятся в значения HRC (формулы (А.2.1) и (А.2.3) приложения А.2), содержание углерода в зависимости от значения твердости определяют по формуле (А.2.4) приложения А.2.

8 Вычисление результатов

8.1 После проведения измерений на требуемом числе полей n или измерения определенного числа отпечатков микротвердости n вычисляют среднее значение каждого измерения делением суммы измерений на п для определения средних значений или среднего значения микротвердости по Кнупу для полос каждого типа. Для микроструктуры с сильно выраженной полосчатостью (черточка над величиной указывает на среднее значение) является мерой числа полос на 1 мм (1/2 приблизительно равна).

где X i = результаты измерений отдельных полей;

где s - стандартное отклонение;

t изменяется в зависимости от числа измерений (таблица 2).

Значение для каждого измерения выражается как среднее значение ±95 % Cl.

где Х - среднее значение каждого измерения.

Относительная точность является оценкой погрешности каждого измерения в %, связанной с изменением значений при переходе от одного поля к другому. Обычно достаточной является точность 30 % и менее. Если % RA окажется значительно выше, то могут быть проведены дополнительные измерения с целью улучшения значения % RA.

Таблица 2 - Значения t для вычисления 95 %-ного доверительного интервала

Примечание 1 - n соответствует числу измерений.

8.5 Среднее расстояние (от центра до центра) для полосчатой или ориентированной фазы (или структурной составляющей), SB ^ можно определить как величину обратную N L ^

Можно также вычислить средний свободный путь (от края до края). Для этого необходимо определить объемную долю V v полосчатой или ориентированной фазы (структурной составляющей) методом точечного подсчета (ASTM Е 562) или другими подходящими методами. Средний свободный путь λ ^ определяется из выражения

где V v = объемная доля (не в процентах).

Разность между средним расстоянием и средним свободным путем позволяет оценить среднюю ширину полосчатой или ориентированной фазы или структурной составляющей.

8.6 Вычисляют коэффициент анизотропии Al, используя средние значения, определенные в 8.1, из выражения

Эти два коэффициента должны быть приблизительно равны, поскольку если не учитывать влияния касаний частиц и границ, а также ошибки вычислений, то для таких структур P L = 2N L . Коэффициент анизотропии для беспорядочно ориентированной неполосчатой микроструктуры равен единице. С увеличением степени ориентации или полосчатости коэффициент анизотропии возрастает выше единицы.

8.7 Степень ориентации Ω 12 частично ориентированных линейных элементов структуры на двухмерной плоскости шлифа можно вычислить, используя значения N L или Р L , определенные в 8.1, по формуле

Эти два значения должны быть приблизительно равны, поскольку если не учитывать влияние касаний частиц и границ, а также ошибки вычислений, то для таких структур P L = 2N L . Степень ориентации может изменяться от нуля (полностью беспорядочное распределение) до 1,0 (полностью ориентированная структура).

9 Протокол испытаний

9.1 Протокол должен содержать полную информацию об испытанном образце: его происхождение, расположение в изделии, вид продукции, дату анализа, число измеренных полей или отпечатков микротвердости, использованное увеличение и т.д.

9.2 Описывают характер и степень полосчатости или ориентации, присутствующей в микроструктуре.

9.3 В зависимости от выполненных измерений указывают среднее значение, стандартное отклонение, 95 %-ный доверительный интервал и % относительной точности для каждого измерения (N L ^ , N L || , P L ^ , P L || и НК - для каждого типа полосы). Далее в зависимости от выполненных полосчатостью укажите значения расстояний SB ^ и λ ^ , вычисленные в 8.5.

9.4 Для образцов, в которых была определена микротвердость полос, вычисляют разность в значениях твердости по Кнупу между полосами, если это требуется. Перевод значений НК в значения HRC (или другие шкалы) может содержать значительную ошибку (в особенности для нагрузки менее 500 г).

9.4.1 Для закаленных углеродистых и легированных сталей с мартенситной структурой матрицы и ликвационных участков можно оценить содержание углерода в матрице и ликвационном участке на основании значений твердости в состоянии после закалки, используя методику, описанную в приложении А.2. Этот метод применим только для сталей с массовой долей углерода от 0,10 % до 0,65 %, в которых и ликвационный участок и матрица должны иметь мартенситную структуру. Для таких образцов можно оценить и указать в протоколе степень ликвации углерода.

10 Точность и погрешность

10.1 Стандарты, позволяющие надежно определить точность измерения полосчатости и обнаружить погрешность измерений, отсутствуют.

10.2 Поскольку полосчатость определяется на продольно ориентированных металлографических образцах, вырезанных параллельно направлению деформации, отклонения плоскости полирования, превышающие приблизительно 5°, будут влиять на результаты измерений.

10.3 Неправильное приготовление образцов будет влиять на результаты испытаний. Травление должно обеспечивать сильный контраст между рассматриваемыми фазами или структурными составляющими. Однако нежелательно, чтобы использованный реактив выявлял границы зерен внутри данной фазы.

10.4 Степень полосчатости или ориентации, а также ширина полос могут изменяться по толщине поперечного сечения образца. Поэтому следует оценивать характеристики полосчатости или ориентации в определенных местах.

10.5 На результаты испытаний может влиять используемое увеличение. Оно должно быть достаточно высоким, чтобы обеспечить точный подсчет пересечений частиц или пересечений границ между фазами. Однако увеличение должно быть как можно более низким, чтобы каждая измерительная линия пересекала достаточно большое число зерен или частиц, представляющих интерес.

10.6 Для обеспечения достаточной точности подсчета и определения N L ^ , N L || , P L ^ , P L || измерительные линии должны быть точно проведены перпендикулярной параллельно к направлению деформации. Следует избегать отклонений линий от перпендикулярного или параллельного направления более чем на 5°.

10.7 Как правило, с увеличением числа измеренных полей статистическая вариабельность результатов испытаний уменьшается.

Относительная точность измерений, проведенных в направлении параллельном оси горячей деформации, почти всегда хуже, чем точность измерений, перпендикулярных к направлению деформации, как это видно из результатов испытаний, приведенных в приложении А.1. Для данного числа измеренных полей статистическая точность обычно лучше в случае более грубых структур, чем для более мелких структур и для изотропных структур по сравнению с сильно полосчатыми или ориентированными структурами.

10.8 Следует неукоснительно соблюдать правила подсчета, так как в противном случае будут ухудшаться сходимость и воспроизводимость внутрилабораторных и межлабораторных испытаний.

10.9 Словесное описание характера полосчатости или ориентации является качественным и в известной степени субъективным. В настоящее время отсутствуют какие-либо абсолютные принципы, позволяющие связать измеренные количественные параметры и качественные термины, используемые для описания микроструктуры.

10.10 Значения коэффициента анизотропии и степени ориентации нельзя использовать для того, чтобы установить, является ли микроструктура только ориентированной параллельно направлению деформации или же она действительно полосчатая. Для установления этой разницы необходимо использовать методы распознавания изображений, которые не входят в задачи рассматриваемого в настоящем стандарте метода.

Однако опытный оператор сможет установить различие между двумя формами ориентации с помощью примеров, приведенных в приложении А.1.

10.11 Использование метода измерения микротвердости для определения разницы в твердости между полосами связано с воздействием тех же факторов, которые влияют на точность и погрешность результатов таких испытаний (АСТМ Е 384).

10.12 Перевод значений твердости по Кнупу при нагрузке 500 г в значения HRC вводит еще один источник неопределенности, который трудно определить.

10.13 Предсказание содержания углерода в закаленных углеродистых и легированных сталях (в матрице и ликвационном участке) или разницы в содержании углерода между ликвационным участком и матрицей следует рассматривать как аппроксимацию вследствие изменчивости опубликованных данных для зависимости твердости в состоянии после закалки (100 % мартенсита) от содержания углерода в углеродистых и легированных сталях.

Приложение А.1
(обязательное)

Примеры измерений полосчатых или ориентированных микроструктур

А.1.1 В настоящем приложении приведены примеры однофазных и двухфазных микроструктур (рисунки А1.1 - А1.17), которые иллюстрируют различные степени полосчатости или ориентации микроструктур. Для каждой микроструктуры дано качественное описание в соответствии со схемой, показанной на рисунке 1, и каждая структура была измерена, используя соответствующие методики, описанные в 6.3. Все измерения были проведены, используя двукратное укрупнение представленных микрофотографий. Измерительная сетка, использованная для этих измерений, состояла из восьми параллельных линий, расположенных на расстоянии 20 мм друг от друга; каждая линия измеряла длину 125 мм при суммарной длине линий 1000 мм. Измерительную сетку устанавливали поочередно перпендикулярно и параллельно оси деформации в различных произвольно выбранных местах микрофотографий с минимально возможным смещением. На каждой микрофотографии проводили не менее пяти (обычно больше) измерений в каждом направлении с участием одного или более операторов. Для каждой показанной микроструктуры ось деформации соответствует горизонтальному направлению.

Деформированная коррозионностойкая сталь AISI 312

Рисунок А.1.1 - Неориентированная, неполосчатая изотропная двухфазная
микроструктура, в которой отсутствует матричная фаза; феррит (черный), аустенит (белый)

Деформированная коррозионностойкая сталь AISI 329

V vj = 0,227 SB ^ = 0,0163 мм λ ^ = 0,0126 мм

Примечание - Измерения проведены на аустенитной (белой) фазе. Цветное травление.

Рисунок А.1.2 - Сильно ориентированная, полосчатая двухфазная микроструктура;
ориентированный аустенит (белый) в ориентированной полосчатой ферритной
(от серой до черной) матрице

V v δ = 0,490 SB ^ = 0,0277 мм λ ^ = 0,0141 мм

Примечание - Измерения проведены на дельта-феррите (белой фазе). Травление раствором царской водки в глицерине.

Рисунок А.1.3 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: ориентированного,
слегка вытянутого, частично полосчатого (широкие полосы) дельта-феррита (белый)
в неориентированной, неполосчатой матрице из отпущенного мартенсита (черный)

Легированная сталь AISI 8715

Примечание - Измерения проведены на бейнитной составляющей. Травление в 4 %-ном спиртовом растворе пикриновой кислоты.

Рисунок А.1.4 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: полосчатого
верхнего бейнита (темный) в полосчатой, равноосной ферритной (нетравленой) матрице

Легированная сталь AISI 8620

Примечание - Измерения проведены на перлитной составляющей. Травление в 4 %-ном спиртовом растворе пикриновой кислоты.

Рисунок А.1.5 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: почти изотропно
распределенного глобулярного перлита (темный) в матрице из равноосного феррита (нетравлен)

Толстолистовая сталь ASTM A 588/A 588M

									SB ^ (мм)

Рисунок А.1.6 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: частично
вытянутого, слегка полосчатого перлита (темный) в равноосной, слегка полосчатой,
ферритной (нетравленой) матрице

Толстолистовая сталь ASTM A 572/A 572M

									SB ^ (мм)

Примечание - Измерения проведены на перлитной составляющей. Травление в 4 %-ном спиртовом растворе пикриновой кислоты.

Рисунок А.1.7 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: ориентированного,
частично вытянутого, преимущественно полосчатого перлита (темный) в полосчатой,
равноосной ферритной (нетравленой) матрице

Толстолистовая сталь ASTM A 572/A 572M (низкоуглеродистая)

									SB ^ (мм)

Примечание - Измерения проведены на перлитной составляющей. Травление в 4 %-ном спиртовом растворе пикриновой кислоты.

Рисунок А.1.8 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: ориентированного,
преимущественно вытянутого, полностью полосчатого (узкие полосы) перлита
(темный) в полосчатой, равноосной ферритной (нетравленой) матрице

Сталь Х42 для трубопроводов

									SB ^ (мм)

Примечание - Измерения проведены на перлитной составляющей. Травление в 4 %-ном спиртовом растворе пикриновой кислоты.

Рисунок А.1.9 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: вытянутого,
полностью полосчатого (смешанные узкие и средней ширины полосы) перлита
в вытянутой, полностью полосчатой ферритной (нетравленой) матрице

Подшипниковая сталь AISI M50

Рисунок А.1.10 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: вытянутых,
ориентированных, слегка полосчатых легированных карбидов (белые) в неполосчатой,
неориентированной матрице из отпущенного мартенсита (черный)

Примечание - Измерения проведены на карбидах. Травление в реактиве Марбле.

Рисунок А.1.11 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: вытянутых,
ориентированных, полосчатых легированных карбидов (белые) в невытянутой,

Примечание - Измерения проведены на карбидах. Травление в реактиве Марбле.

Рисунок А.1.12 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: вытянутых,
ориентированных, полосчатых легированных карбидов (белые) в неориентированной,
слегка полосчатой матрице из отпущенного мартенсита (черный)

Коррозионностойкая сталь AISI 440C

Примечание - Измерения проведены на карбидах. Травление в реактиве Марбле.

Рисунок А.1.13 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: глобулярных
легированных карбидов (белые) с отдельными массивными строчками сильно
полосчатых легированных карбидов (в строчках видны крупные угловатые карбиды)

Быстрорежущая сталь AISI M2

Примечание - Измерения проведены на карбидах. Травление в 10 %-ном спиртовом растворе азотной кислоты.

Рисунок А1.14 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: глобулярных и
угловатых слегка полосчатых легированных карбидов (белые) в матрице из
отпущенного мартенсита (черный)

Быстрорежущая сталь AISI M2

Примечания

1 Измерения проведены на карбидах. Травление в 10 %-ном спиртовом растворе азотной кислоты.

2 В образце, показанном на рисунке А1.14, карбиды распределены более равномерно, чем в образце, показанном на рисунке А1.15, поэтому при одинаковом количестве измеренных полей значения s , 95 % Cl и % RA возрастают по мере того, как распределение становится менее однородным.

Рисунок А.1.15 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: глобулярных и
угловатых полосчатых легированных карбидов (белые) с редкими крупными строчками
в матрице из отпущенного мартенсита (черный)

Легированная сталь AISI 1547

Примечание - Цветное травление.

Рисунок А.1.16 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: нескольких
отдельных вытянутых полосок светло травящегося мартенсита (белый) в
неполосчатой матрице мартенсита закалки

Легированная сталь AISI 9310

Мартенсит

Примечания

1 V vM = 0,3417, SB ^ = 0,183 мм и λ ^ = 0,121 мм.

2 Измерения проведены на мартенсите. Травление в 2 %-ном спиртовом растворе азотной кислоты.

Рисунок А.1.17 - Микроструктура, состоящая из двух составляющих: сильно
полосчатого (широкие полосы) мартенсита (светлый) в полосчатой, неориентированной
бейнитной (темный) матрице

Приложение А.2
(обязательное)

Перевод значений НК в значения HRC и оценка содержания углерода

А.2.1 Перевод твердости по Кнупу в твердость по шкале С Роквелла

А.2.1.1 В стандарте ASTM А 370 приведен перевод твердости по Кнупу (НK) в твердость по шкале С Роквелла (HRC) для полного интервала значений HRC, используемого для сталей. Эти переводные значения HRC даны для значений твердости по Кнупу полученных при нагрузках 500 г и выше. При измерении твердости по Кнупу с уменьшением нагрузки ниже 500 г точность перевода полученных значений в HRC становится более низкой.

А.2.1.2 Нанесение этих данных на график, построенный в полулогарифмических координатах (НK на логарифмической шкале, a HRC на линейной шкале), показывает линейную зависимость для значений твердости ≥ 360 НK и 36 HRC. Линейный регрессионный анализ для этой области переводных значений показывает следующую зависимость:

HRC (переводная) = (77,6 lg НK) - 162,2, (А.2.1)

где коэффициент корреляции равен 0,999908. При использовании этой формулы точность определения HRC находится в пределах ±0,17 единиц HRC для интервала 360 - 870 НK и в пределах ±0,10 HRC - для интервала 495 - 870 НK. Столь незначительная степень ошибки значительно меньше ошибок, связанных с измерением значений НК или интерполяцией между значениями, приведенными на номограмме, и не должна оказывать существенного влияния на разницу в переводных значениях HRC для различных полос. Приведенное выше выражение легко использовать для расчетов с помощью обычного калькулятора.

А.2.1.3 Поскольку зависимость между lg НK и HRC при значениях НК ниже 360 не является линейной, использование выражения (А.2.1) для значений ≤360 НK будет приводить к получению более высоких значений HRC.

А.2.1.4 Для значений твердости по Кнупу (при нагрузке 500 г) ниже 360 НK можно использовать следующее выражение для получения эквивалентных значений HRC:

HRC (переводная) = (103,76 lg НK) - 228,7. (А.2.2)

Это выражение позволяет предсказать значения, приведенные в стандарте АСТМ А 370 с точностью ≤ 0,29 HRC в интервале 342 - 251 НК. Коэффициент корреляции составляет 0,999448.

А.2.2 Оценка содержания углерода на основании твердости в закаленном состоянии

А.2.2.1 Для углеродистых и легированных сталей с содержанием углерода от 0,10 % до 0,65 % существует прямая зависимость между твердостью мартенсита закалки и содержанием углерода. Исследования закаливаемости показали такую зависимость для полностью мартенситных микроструктур в сталях, быстро охлажденных с определенных температур аустенитизации. График таких данных, построенный в стандартных прямоугольных координатах, показывает два линейных участка, наклон которых изменяется при 58 HRC (0,44 % С).

А.2.2.2 Линейный регрессионный анализ значений твердости после закалки от 38 до 58 HRC (0,10 % - 0,44 % С) дает следующую корреляционную зависимость

% С = (0,0167 HRC) - 0,539 (А.2.3)

с коэффициентом корреляции 0,9985.

Для значений твердости после закалки 58 - 64 HRC (0,44 % - 0,65 % С) была получена следующая корреляционная зависимость:

% С = (0,0358 HRC) - 1,639 (А.2.4)

с коэффициентом корреляции 0,9836.

А.2.2.3 Для иллюстрации использования этой зависимости был проведен анализ данных для образца из стали AISI 1547 (рисунок А.1.16) с целью прогнозирования содержания углерода в матрице и ликвационной полоске. Этот образец был в состоянии после закалки, и при измерении его твердости по Кнупу (при нагрузке 500 г) были получены значения 744,5 в светло травящейся полоске и 688,8 в матрице. Используя выражение (А.2.2), при переводе этих значений НК в значения HRC получают 62,0 HRC для полоски и 58,0 HRC для матрицы.

А.2.2.4 Используя выражение (А.2.4), было определено содержание углерода в матрице 0,44 % и в светло травящейся полоске - 0,58 %.Следует отметить, что значение твердости 58 HRC соответствует точке перегиба между двумя линейными участками зависимости HRC от массовой доли углерода. Если для прогнозирования содержания углерода в матрице использовать выражение (А.2.3), то получим 0,43 % С. Экспериментальные данные по закаливаемости показывают, что твердость 58 HRC после закалки наблюдается в сталях с содержанием углерода от 0,43 % до 0,45 %. Таким образом, существует узкий интервал неопределенности в прогнозировании содержания углерода (около ± 0,01 % С), особенно при содержаниях углерода 0,44 % и выше. Однако эта степень неопределенности не является чрезмерной и меньше ошибки, которая может быть получена при использовании методов микроанализа. Описанный метод применим только для сталей в состоянии после закалки с полностью мартенситной структурой (в высокоуглеродистых сталях будет присутствовать незначительное количество остаточного аустенита) с массовой долей углерода от 0,10 % до 0,65 %.

Примечание - Имеются достаточно существенные расхождения в опубликованных зависимостях между содержанием углерода и HRC для 100 %-ного мартенсита.

Приложение ДА
(справочное)

Сравнение структуры настоящего стандарта со структурой примененного в нем
национального стандарта США

Таблица ДА.1

Структура настоящего стандарта	Структура национального стандарта США ASTM Е 268-01
1 Область применения	1 Область применения
3 Термины, определения и обозначения 3.1 Определения 3.2 Обозначения	3 Терминология
4 Сущность методов	4 Обзор методов 5 Значение и использование
5 Отбор образцов	7 Отбор образцов
6 Подготовка образцов	8 Приготовление образцов 9 Калибровка образцов
7 Методика	10 Методика
8 Вычисление результатов	11 Вычисление результатов
9 Протокол испытаний	12 Протокол испытаний
10 Точность и погрешность	13 Точность и погрешность
Приложение А.1 Примеры измерений полосчатых или ориентированных микроструктур	Приложение А Примеры измерений полосчатых и ориентированных микроструктур

Приложение ДБ
(справочное)

Сведения о соответствии ссылочных национальных стандартов международным
стандартам, использованным в качестве ссылочных в примененном
национальном стандарте США

Таблица ДБ.1

Обозначение ссылочного стандарта		Обозначение и наименование соответствующего национального стандарта
* Соответствующий национальный стандарт отсутствует. До его утверждения рекомендуется использовать перевод на русский язык данного стандарта. Перевод данного стандарта находится в Федеральном информационном фонде технических регламентов и стандартов.

Ключевые слова: сталь, полосчатость, пересечение частиц, пересечение границ, коэффициент анизотропии, микротвердость, ориентация, стереология

Признаком любого типа шиферного излома является в той или иной мере выраженная слоистость, наблюдаемая в изломе поперечных проб. Слоистый характер поверхности разрушения может быть обусловлен только одним фактором - существованием дискретной многократно повторяющейся неоднородности свойств по сечению испытуемого объекта (на поперечных образцах) . В свете указанного, сталь с шиферным строением в изломе в первом приближении может быть уподоблена конгломерату, составленному из большого количества вытянутых в направлении течения металла при горячей обработке давлением и сваренных друг с другом микрообъемов (микрослоев) металла, не имеющих, однако, строго эквивалентных механических свойств, по крайней мере, с соседними объемами (слоями) металла. Трещина разрыва такого металла при разрушении его поперечных проб не располагается в одной плоскости, а проходит избирательно по участкам с наименьшей пластичностью, в результате чего поверхность разрушения приобретает ступенчатый характер, который и создает слоистое строение излома. То, что избирательный характер продвижения трещины разрыва связан в первую очередь с неодинаковой пластичностью, а не прочностью отдельных слоев шиферного металла, видно из того, что шиферное строение излома (за исключением очень грубого) не вскрывается при наличии у стали кристаллического излома, при котором сталь находится в малопластичном или полухрупком состоянии, и, следовательно, все объемы (слои) металла не способны пластически деформироваться в данных условиях разрушения.

Таким образом, в свете указанных представлений о механизме разрушения стали с шиферным строением в изломе объяснение его природы сводится к установлению факторов, обусловливающих дискретную многократно повторяющуюся неоднородность пластических свойств по сечению поперечных проб. В одной из первых в отечественной литературе работ, посвященных шиферному (слоистому) излому (в работе А. Н. Фарфурина, мы находим:

«Слоистость в изломе вообще есть следствие раскатки стали, обладающей достаточно развитой первичной кристаллизацией, т. е. - дендритов, которые разрастаются при остывании болванки до некоторой определенной величины и известным образом ориентируются в болванке. Так как всякая сталь состоит из дендритов той или другой величины, то, следовательно, всякая сталь носит в себе зародыши слоистости. Более резкая слоистость, встречающаяся в нижних частях листов, часто бывает обязана, кроме указанных причин, раскатке мелких пузырей, наблюдающихся в нижних сечениях болванки».

«Если дендриты при остывании болванки не получают доста

точного развития, явление слоистости может не обнаружиться, и мы получим ровный и чистый излом».

«Большое значение для проявления резкой слоистости излома, повидимому, имеет расщепление крупных дендритов по их границам при изломе». «Пузыри, раковины и т. п., если они присутствуют, только еще сильнее оттеняют это явление слоистости, а выделение вредных примесей по границам дендритов облегчает расщепление материала при изломе проб на этих границах».

Из изложенного видно, что, по А. Н. Фарфурину, неоднородность свойств, обусловливающая шиферное строение излома, является результатом прежде всего «раскатки» резко выраженной первичной дендритной структуры стали, а так же «пузыристости» стали.

В работе Г. Л. Сахарова и В. О. Баринова мы находим: «Шиферный излом, характеризующийся древовидным или слоистым строением, наблюдается на участках, изобилующих шлаковыми включениями». Эти участки «обладают пониженными механическими свойствами по сравнению со здоровой массой металла и представляют те места, на которых обнаруживаются ступеньки или уступы, характерные для шиферного излома». Другими словами, неоднородность свойств шиферной стали, по Г. Л. Сахарову и В. О. Баринову, обусловлена исключительно неметаллическими включениями. По А. Н. Минкевичу, «шиферный излом связан с так называемой полосчатой структурой». В стали, по мнению А. Н. Минкевича, могут наблюдаться три типа полосчатой или слоистой структуры:

1. Первичная полосчатость, обусловленная дендритной неоднородностью, остатками осевой рыхлости, пузырями и неметаллическими включениями: «Эти неоднородные места при ковке, штамповке и прокатке вытягиваются, получая форму соответственно деформации слитка, в виде вытянутых слоев, полосок или волокон взаимно неодинакового состава».

2. Вторичная полосчатая структура, заключающаяся в полосчатом расположении феррита и перлита. Хотя указанная структура связана со вторичной кристаллизацией, «но своим образованием обязана в процессе этой кристаллизации зародышевому действию шлаков, сернистого марганца и местам, обогащенным фосфором и окислами в твердом растворе». А. Н. Мин-кевич в данном случае имеет в виду, что частицы, играющие роль центров вторичной кристаллизации, вытянуты в направлении течения металла при обработке давлением.

3. Полосчатая структура холодной обработки, обусловленная деформацией структурных составляющих стали при ее обработке давлением ниже температуры рекристаллизации.

Таким образом, если исключить случай возникновения слоистого строения в изломе под влиянием холодной обработки давлением, поскольку это слоистое строение легко устранимо методами вторичной перекристаллизации и, следовательно, не представляет того истинного шиферного излома, который наблюдается в практике производства легированной горячеобработанной давлением конструкционной стали, то, по А. Н. Минкевичу, происхождение шиферного строения в изломе обусловлено структурной неоднородностью стали, связанной с дендритной ликвацией, пузырями, неметаллическими включениями, остатками осевой рыхлости, а также в ряде случаев вызвано образованием вторичной полосчатости.

По И. С. Гаеву, в частных случаях шиферный излом может быть вызван:

а) вытянутыми шлаками и сульфидами;

б) вытянутыми объемами ликвационного характера (участками газовой ликвации, междендритными ликвационными участками, обогащенными фосфором, хромом, никелем и другими элементами);

в) вытянутыми участками структурных составляющих вторичной кристаллизации.

Другими словами, точка зрения И. С. Гаева в значительной мере совпадает с предложенной А. Н. Минкевичем.

Аналогичное объяснение природы шиферного излома можно, найти в работах и других, в частности зарубежных, авторов, связывающих неоднородность свойств шиферной стали с одной или несколькими уже перечисленными выше причинами.

Таким образом, в настоящее время можно считать общепризнанным, что повторяющаяся неоднородность свойств шиферной стали обусловлена односторонней вытяжкой при горячей обработке давлением химически и физически разнородных составляющих (микрообъемов) стали. Что же касается природы этих составляющих, то, как видно из изложенного выше, по этому вопросу мнения исследователей несколько расходятся: одни из них считают, что составляющими являются только шлаковые включения или только объемы ликвационного характера, другие полагают, что шиферный излом может быть обусловлен действием нескольких структурных факторов. Нам кажется, что последняя точка зрения более достоверна. Мы полагаем, что шиферность никогда не может быть обусловлена действием только одного структурного фактора, поскольку в создании неоднородности свойств деформированной стали всегда принимает участие несколько структурных факторов.

Действительно, в стальном слитке всегда имеется в той или иной мере выраженная дендритная неоднородность, загрязненность неметаллическими включениями, межкристаллитная пористость и другие дефекты его строения, которые в случае сильного развития одного или нескольких из этих дефектов создают столь значительную неоднородность свойств деформированной стали, что обусловливают шиферное строение ее излома.

Соответственно можно говорить о превалирующей роли тех или иных отдельных структурных факторов и о незначительном, однако всегда усиливающем, действии других факторов, но нельзя чисто метафизически связывать появление шиферного излома только с одним каким-либо частным структурным фактором, исключая при этом совершенно роль других. В свете указанных представлений следует считать, что шиферный излом обусловлен совместным влиянием нескольких структурных факторов, из которых в частных случаях решающая роль может принадлежать:

1. Неметаллическим включениям - в основном шлакам, сульфидам и окислам.

2. Вытянутым объемам ликвационного характера, связанным с дендритной ликвацией стали.

3. Вытянутым мелким (скорее микроскопическим, чем макроскопическим) газовым пузырям, с участками газовой ликвации.

4. Вторичной полосчатости, связанной с вытянутыми неметаллическими включениями и участками микро-ликвационного характера.

Соотношение значений указанных структурных факторов определяет в каждом частном случае степень пораженности стали шиферностью, а также специфические особенности строения ее излома. Так, светлые жилки в изломе шиферной стали обычно являются результатом наличия вытянутых ликвационных объемов, обогащенных неметаллическими включениями и, наоборот, обедненных углеродом. Присутствие на фоне шиферного излома значительного количества мелких расслоев в большинстве случаев обусловлено микропористостью. Древовидный излом, т. е. древовидная шиферность, по И. С. Гаеву, связана с наличием тонких вытянутых цепочек из мелких шлаковых и оксидных включений.

Проблемы и решения структурной неоднородности (полосчатость), ее причины появления

На практике стали в отличие от идеальных - неоднородны и несовершенны как по составу, так и по своему строению: макро-, микро- и тонкой структуре. Величина, характер и степень равномерности распределения этих несовершенств и определяет свойства реальных сплавов, их поведение в процессах обработки, их прочность и работоспособность в конкретных условиях службы деталей. Схематично неоднородность состава и несовершенства строения кристаллов и кристаллитов можно разделить на два вида: биографические и обработки.

Биографические несовершенства, прежде всего, связаны с исходным составом сплава и условиями его кристаллизации. Наиболее ярким примером такого несовершенства в реальных сталях является зональная и особенно дендритная ликвация, под которой понимается химическая неоднородность сплава в пределах одного кристалла (кристаллита). Большинство элементов в стали, включая углерод, ликвируют от оси дендрита к междуосным пространствам. Совместная ликвация элементов-примесей может и усиливать и ослаблять степень дендритной химической неоднородности легированных сталей.

Для потребителя стали важна не столько сама междендритная неоднородность стали, а связанная с ней полосчатость структуры, строчечное расположение отдельных ее составляющих (неметаллических включений, карбидов), анизотропность механических свойств деформированной стали. Степень анизотропности оценивают по величине отношения значения того или иного свойства (ув, ут, д, ш, ан), определенного при испытании образцов, вырезанных в направлении прокатки, к тем же характеристикам, определенным на образцах, вырезанных поперек направления течения металла.

Чем сильнее загрязнена сталь неметаллическими включениями (особенно нитевидной формы), чем больше в ней содержится карбидов, нитридов и других труднорастворимых соединений, тем ниже оказываются механические свойства стали в поперечном направлении.

Несовершенства обработки также могут влиять на развитие полосчатости в стали. Несовершенства обработки могут быть связаны с:

Процессами нагрева - аустенизации, гомогенизации и т.д.;

С условиями охлаждения;

С процессами стабилизации сплава (отпуском, старением, коагуляцией карбидной фазы);

Со специально создаваемой химической или физической неоднородностью

Высокотемпературный нагрев - гомогенизация - в известной мере устраняет химическую неоднородность стали в пределах кристалла. Вместе с тем аустенизация, гомогенизация может приводить и к диаметрально противоположному процессу - к появлению неоднородности состава в микрообъемах при наличии в стали малых количеств поверхностно активных относительно железа (горофильных) элементов. Происходит образование концентрационной неоднородности в объеме зерна. С обогащением его граничных или межблочных зон каким-либо элементом или элементами, характерной особенностью которых является значительная разница в величинах их атомных радиусов, по сравнению с атомным радиусом растворителя (в стали - железа является проявлением внутренней адсорбции сплава. Перераспределение отдельных легирующих элементов (или примесей в объеме зерна при нагреве стимулируется способностью чужеродных атомов понижать избыточную энергию структурных неоднородностей. Особенно заметное влияние на свойства сплава оказывает внутренняя адсорбция тогда, когда в результате уменьшения поверхности грани: (например, при росте зерна аустенита в процессе высокотемпературное нагрева) концентрация горофильного элемента превзойдет (при выдержке или в процессе последующего быстрого охлаждения) предел растворимости. В этом случае становится возможным локальный распад твердое раствора с выделением дисперсных частиц избыточной фазы, хотя усредненный состав сплава еще далек от достижения предела растворимости.: Ванадий и ниобий являются элементами поверхностно активными относительно железа. Концентрационную неоднородность стали в микрообъемах нередко удается наблюдать при металлографическом исследовании с применением обычного или специальные методов травления. Обогащение границ зерен горофильными элементами, снижающими их поверхностную энергию, оказывает, согласно В.И. Архарову, огромное влияние на диффузионную способность стали и на уровень механических и химических свойств сплава в целом.

В процессе горячей обработки давлением слитка его дендритная структура разрушается и дендриты вытягиваются в направлении деформации. Междендритные пространства, содержащие большое количество примесей и неметаллических включений, также деформируются и образуются характерные волокна. Такое строение, называемое полосчатостью, влияет на механические свойства, главным образом на ударную вязкость; она выше в продольном направлении и ниже в поперечном направлении (по отношению к направлению течения металла при прокатке). В меньшей степени подобная полосчатость влияет на пластичность (относительное удлинение и сужение). Прочность и твердость не зависят от полосчатости.

Считалось, что применение контролируемой прокатки приводит к снижению производительности и к развитию текстурованного феррита, что способствует анизотропии свойств проката. Интенсивность такой анизотропии усиливается деформацией в феррито-аустенитной двухфазной области, таким образом, исключение этой операции могло привести к дальнейшему улучшению свойств.

При производстве стали 10Г2ФБ существует проблема получения минимального разброса свойств по длине полосы и нормируемого значения показателя ут/ув0,90. Большая однородность свойств обеспечивается, во-первых, стабильным фазовым составом стали в различных участках полосы и, во-вторых, одинаковой величиной дисперсионного упрочнения. Для получения однородного фазового состава металла температура окончания прокатки (Ткп) должна соответствовать нижней части аустенитной области на всех участках полосы. Перспективной можно считать структуру игольчатого феррита, обусловливающую высокую прочность вследствие увеличения количества дислокаций и формирования субструктуры, доля дисперсионного упрочнения при этом несколько снижена. Такая структура стати формируется при пониженных значениях Тсм, соответствующих бейнитной области ТКД (< 600 °С), когда выделяются мелкодисперсные карбонитриды, а возможности их роста ограниченны. Таким образом, получению равномерного уровня дисперсионного упрочнения по длине полосы способствует применение дифференцированной температуры смотки по длине полосы при обеспечении стабильного фазового состава, особенно в концевых участках полосы.

Наиболее эффективными средствами борьбы с анизотропией механических свойств на металлургическом заводе является совершенствование технологии производства стали и гомогенизация проката, обеспечение равномерного распределения карбонитридной фазы по длине проката для стали 10Г2ФБ.