Классификация дефектов деформированной стали. Неметаллические включения: оксиды, сульфиды, нитриды и т.д. Причины их возникновения, их влияние на структуру и свойства деформированного металла. Характерные отличия неметаллических включений. Макродефекты: трещины, расслоения, ликвация и др. Обезуглероженный слой в деформированной стали. Видмандштеттовая структура, пережог – причины их образования и возможность исправления дефектов. Деформационное старение. Процессы, происходящие при деформационном старении.

Дефекты деформированной стали можно классифицировать следу­ющим образом:

1. Неправильность профиля и общей формы.

2. Поверхностные дефекты.

3. Внутренние дефекты.

4. Несоответствие по механическим свойствам.

5. Дефекты микроструктуры.

6. Несоответствие различным специальным требованиям.

В настоящей главе рассмотрены поверхностные, внутренние де­фекты и дефекты микроструктуры. Причиной появления многих де­фектов служит несоблюдение технических условий горячей и холод­ной деформации стали.

Дефекты слитка могут проявляться в деформированной стали, изменяя свой вид в результате обработки давлением. Общим признаком дефектов сталеплавильного происхож­дения является ликвация, в частности фосфора и серы. Дефекты про­катного производства, как правило, не связаны со структурными изменениями, хотя иногда наблюдается частичное обезуглероживание с плавным переходом к основной структуре. Морфологические призна­ки у дефектов сталеплавильного и прокатного происхождения могут быть сходными, так как все дефекты вытянуты в направлении дефор­мации и часто имеют одинаковую форму в поперечном сечении. Воз­никновение дефектов прокатного происхождения не зависит от техно­логии сталеплавильного производства и марки стали, а связано глав­ным образом с нарушением режимов нагрева и деформации.

Некоторые дефекты деформированной стали являются общими для различных заготовок и изделий независимо от способа деформации (рис. 4.33).

Поверхностные дефекты. На поверхности заготовок, листов, про­волоки, труб, профилей, штампованных изделий наблюдаются раз­личные трещины (рис. 4.33, а): продольные, поперечные, извилистые, прерывистые и непрерывные. Причинами их образования служат раскатанные поры или подкорковые пузыри, большие остаточные напряжения в слитке или заготовке, напряжения, вызванные очень быстрым нагревом и охлаждением, а также неравномерностью дефор­мации. Форма трещин определяется их происхождением, а также способом деформации. Например, в листах и полосах они продольные или извилистые, в трубах - расположены в продольном направле­нии или по спирали.

Плены, вздутия, мелкие раковины на поверхности стальных из­делий получаются из-за внутренних дефектов литой стали, в част­ности из-за газовых пузырей, неметаллических включений. Эти дефекты носят локальный характер, но могут располагаться по всей поверхности. Закаты представляют собой смещения или завороты стали (рис. 4.33, б). Они могут появляться при закатывании усов, возникающих в случае переполнения предыдущего калибра или облоя на слитке.

К поверхностным дефектам стали относятся язвины, формирующие­ся при неравномерном травлении поверхности стали (рис. 4.33, в ), а также темные и светлые пятна и полосы. Анализ темных пятен по­казал, что вдоль направления деформации раскатана посторонняя фаза, выступающая над поверхностью стали (рис. 4.33, г). Это части­цы разрушенной футеровки нагревательных печей, вкатанные при прокатке в сталь. Появление светлых полос на поверхности стали обусловлено вскрытием сотовых пузырей при нагреве слитков перед деформацией и окислением их поверхности.

При нарушении технологии шлифовки деформирующего инстру­мента возможно появление участков с рифленой поверхностью, со­провождающееся образованием трещин и даже сквозных разрывов (рис. 4.33, д).

Деформированная сталь может иметь специфические дефекты, ха­рактерные для данного вида изделий. Например, рваная кромка на полосе (рис. 4.33, е) формируется при разрывах по кромкам из-за нарушения технологии прокатки или в результате потери пластич­ности стали в местах скопления оплавившихся в процессе деформации сульфидных включений.

Рисунок – Дефекты деформированной стали

К специфическим поверхностным дефектам штампованных изде­лий относятся складкообразование и заковы. Складкообразование представляет собой трещины, проходящие в местах перемены сече­ния и по внутренней поверхности кольцеобразных выступов. Оно может быть вызвано встречным движением стали в штампе, несовпа­дением форм исходной заготовки и полости штампа. Заковы - это складки, образующиеся на особо опасных местах изделий и направ­ленные по контуру штамповки. При холодной штамповке деталей простой и особенно сложной конфигурации из листового проката часто возникают разрывы. Им способствуют такие дефекты структуры холоднокатаной листовой стали, как неметаллические включения, разнозернистость, наличие крупных частиц цементита, неоднород­ность химического состава, а также наличие поверхностных или внут­ренних дефектов листов.

Внутренние дефекты. К распространенным внутренним дефектам деформированной стали относятся расслоение, флокены, трещи­ны. Расслоение представляет собой грубое нарушение сплошности (рис. 4.33, ж ). Причинами расслоений могут быть дефекты сталепла­вильного происхождения - остатки усадочной раковины, газовые пузыри, неметаллические включения.

Флокены - это разрывы круглой или эллиптической формы с бле­стящей поверхностью разрушения. Они формируются вследствие скопления в микрообластях водорода.

В центральной области стальных изделий могут образоваться многочисленные тонкие трещины по границам первичных зерен, вы­званные неравномерным прогревом, наличием ликвации легкоплавких элементов или карбидной ликвации. При деформации слитков сложнолегированных и высокоуглеродистых сталей, имеющих внутренние термические трещины, последние в процессе прокатки не завари­ваются, а наоборот, раскрываются, образуя полости, которые назы­вают «скворечниками».

В случае недостаточной пластичности стали и неблагоприятных температурно-скоростных условий при косой прокатке в центральной части трубной заготовки возникают напряжения, приводящие к так называемому «центральному» разрушению. Трещины появляются в местах структурной неоднородности (рис. 4.33, з). Для предотвраще­ния центрального разрушения при прокатке труб необходимо строго соблюдать температурно-скоростные условия деформации и опреде­ленный угол подачи. Это позволит получить равномерную субзеренную структуру стали.

В деформированных сталях иногда обнаруживают термические трещины, которые образуются под действием напряжений, возникаю­щих при быстром и неравномерном нагреве и резком или неравномер­ном охлаждении стали после деформации. При увеличении скорости охлаждения проката создается большая разность температур в центре и на поверхности изделия, что приводит к развитию значительных термических напряжений. В начале охлаждения поверхностные слои испытывают напряжения растяжения, а внутренние - сжатия. При дальнейшем охлаждении уменьшение объема средней части изделия сдерживается более остывшими наружными слоями. Поэтому первыми возникают наружные дефекты, а затем - внутренние. Особенно часто термические трещины образуются в высокоуглеродистых и высоколегированных труднодеформируемых сталях. Структурные напряжения появляются в результате неодновременных структурных и фазовых превращений, обусловленных разностью температур по длине и сечению прокатанного изделия.

Если напряжения при пластической деформации, а также терми­ческие и структурные напряжения совпадут по знаку, то суммарное напряжение может достичь значительной величины. В пластичной стали оно релаксирует путем микросдвигов, в малопластичной - при образовании трещин. Чем выше скорость охлаждения, тем больше вероятность появления трещин. В местах интенсивного охлаждения чаще всего формируются мелкие продольные трещины. Склонность к трещинообразованию возрастает в грубозернистой стали.

Дефекты микроструктуры деформированных и отожженных изде­лий могут образоваться при всех способах деформации. Поверхностное обезуглероживание происходит в результате взаимодействия углерода, содержащегося в стали, с кислородом или водородом окружающей среды. Обезуглероживание может быть следствием слишком длитель­ной выдержки стали при высоких температурах, попадания в печь обезуглероживающей газовой атмосферы, наличия окалины на по­верхности. Этот вид дефектов обнаруживается микроструктурно и хи­мическим анализом (рис. 4.34). В низкоуглеродистой стали с ферритной структурой в поверхностном слое при обезуглероживании растут зерна (рис. 4.34, а ), в сталях с более высоким содержанием углерода возникает ряд переходных структур (рис. 4.34, б ), что приводит к уменьшению прочности, твердости металла, снижает его сопротивле­ние деформации и износу. В некоторых случаях поверхностное обезугле­роживание полезно. Например, низкоуглеродистую холоднокатаную листовую сталь отжигают во влажном водороде для улучшения штам­пуемости, трансформаторную - в водороде или вакууме для повы­шения магнитных свойств.

Рисунок – Поверхностный обезуглероженный слой в листах из сталей 08кп и 65

Очень распространенным дефектом является полосчатая, или стро­чечная, структура деформированной стали. Существует несколько причин возникновения этого дефекта (рис. 4.35). При наличии в ли­той стали внутрикристаллической ликвации осевые участки дендритов содержат меньше углерода, кремния, фосфора, серы и других элементов по сравнению с междендритными участками. В процессе горячей прокатки дендриты аустенита, ранее располагавшиеся хаоти­чески или перпендикулярно к поверхности слитка, постепенно изме­няют свою ориентацию и переориентируются своими главными осями параллельно направлению прокатки. Структура стали становится во­локнистой. При охлаждении доэвтектоидной стали после горячей прокатки в интервале температур А Г3 - А Г1 происходит полиморфное превращение аустенита в феррит. Поскольку аустенит был неодно­роден по химическому составу, феррит появляется ранее в участках, обедненных углеродом, затем в участках аустенита, обогащенных углеродом, в результате эвтектоидного превращения образуется пер­лит. Структура стали после эвтектоидного превращения имеет резко выраженную полосчатость (рис. 4.35, а).

Полосчатость горячекатаной стали может быть обусловлена окон­чанием прокатки в межкритическом интервале температур. Если доэвтектоидную сталь прокатать в интервале температур А Гз - А Г1 , т. е. в двухфазном состоянии, в момент окончания деформации зерна аустенита и феррита будут вытянутыми. При охлаждении стали до температуры А г1 часть аустенита превращается в феррит, а после прохождения через точку А г1 оставшийся аустенит распадается на перлит. При этом вместо вытянутых зерен аустенита образуются фер­рит и перлит. Зерна избыточного феррита остаются вытянутыми. Полосчатая структура в доэвтектоидной стали может возникнуть из-за неметаллических включений, слу­жащих центрами зарождения избы­точного феррита (4.35, б).

Рисунок – Полосчатые структуры деформированной стали (х100)

Полосчатость доэвтектоидной стали уменьшается в результате длительного гомогенизирующего отжига при температуре 1250- 1300 °С, во время которого можно частично устранить ликвацию.

При горячей прокатке заэвтектоидной стали и легированных сталей карбидного и ледебуритного класса в интервале температур А ст - А г1 в процессе холодной прокатки может возникнуть карбид­ная полосчатость как результат дробления вторичного или эвтектоидного цементита и расположения его в строчки в направлении прокат­ки (рис. 4.35, в). Полосчатость такого типа называется карбидной неоднородностью. Основная причина ее образования - неравномерное распределение первичных и вторичных карбидов. Карбидная строчечность может быть уменьшена в результате спе­циального гомогенизирующего отжига при 1100-1300 °С, а также в процессе нагрева стали для горячей деформации. Карбидная неод­нородность значительно ухудшает прочность и вязкость стали.

В холоднокатаной стали также образуется волокнистая структура, что вызвано ориентировкой ферритных и перлит­ных зерен в направлении деформации. Сталь с полосчатой структурой обладает анизотропией механических свойств, причем поперек про­катки они значительно хуже, чем вдоль. На рис. 4.36 показано изме­нение значений ударной вязкости а н и относительного удлинения 5 в зависимости от угла наклона оси образца по отношению к направле­нию прокатки θ П. Для оценки качества стали испытываются попереч­ные образцы.

Структурный дефект - цементитная сетка образуется в заэвтектоидной стали при формировании вторичного цементита или карбида в виде грубых выделений на границах аустенитных зерен. Чем выше в стали содержание углерода и медленнее охлаждение, тем грубее цементитная сетка. Возникает этот де­фект в случае окончания горячей де­формации стали при температуре вы­ше А ст и слишком медленном охлаждении. Для предупреждения появле­ния цементитной сетки следует строго соблюдать температуру конца дефор­мации и, если сталь деформирована при температурах выше А ст , быстро охлаждать ее после деформации. Уст­ранить этот дефект можно путем по­вторного нагрева до температуры вы­ше А ст и ускоренного охлаждения.

Рисунок – Изменение механических свойств в зависимости от угла наклона образца по отношению к направлению прокатки.

Дефектом структуры деформиро­ванной стали является разнозерни-стость. Под ней понимают присут­ствие в структуре стали зерен раз­ных размеров, что приводит к неоднородности свойств. Следует различать Разнозернистость, связанную с ликвационными явлениями, т. е. с неоднородным распределением примесей, карбидных и карбонитридных включений, задерживающих рост зерен при горячей де­формации или отжиге, и обусловленную наследованием неоднород­ности литого состояния, неравномерностью распределения темпера­туры и деформации по толщине заготовки. В местах с очень мелкими зернами микротвердость стали повышается. Зоны с мелкозернистой структурой вытягиваются в направлении деформации.

Разнозернистость деформационного происхождения зависит от темпёратурно-скоростного режима деформации, величина зерен в стали и степень их размерной однородности определяются темпера­турами нагрева стали перед деформацией и окончания деформации, а также степенью деформации (суммарной и в последней клети, если прокатка осуществляется в несколько проходов).

Пластическая деформация всех видов неравномерна по сечению и вдоль оси деформируемого изделия. В очаге деформации возникают зоны, в которых степени деформации колеблются в довольно ши­роком интервале и могут быть ниже критических, критическими и выше критических. Такая неоднородность деформации стимули­рует рост зерен в процессе динамической и статической рекристалли­зации.

В структуре горячедеформированной стали могут наблюдаться зоны крупных слабодеформированных и нерекристаллизованных зе­рен, участки с рекристаллизованными зернами, претерпевшими пер­вичную, собирательную и даже вторичную рекристаллизацию, об­ласти с измельченными зернами. При последующей холодной дефор­мации сталь сохраняет эту неоднородность, которая усугубляется неравномерным развитием холодной деформации и проявляется при отжиге. В участках, претерпевших холодную деформацию со степе­нями выше критической, образуется нормальная зеренная структура; в зонах, где степень деформации соответствовала критической, вы­растают крупные зерна. В доэвтектоидной стали, прокатанной в интервале температур А Сз - А С1 , т. е. в двухфазной аустенитно-ферритной области, также проявляется разнозернистость структуры. Причиной ее является разная скорость динамической и статической рекристаллизации фер­рита и аустенита, причем ферритные зерна, более склонные к рекри­сталлизации, растут быстрее. Разнозернистость в деформированных сталях, как правило, имеет зональный характер. Она приводит к сни­жению прочностных и пластических свойств стали.

ЛИТЕРАТУРА

Бельченко Г.И., Губенко С.И. «Основи металографии и пластической деформации»: М., Машиностроение, 1987г.

Золотаревский B.C. «Механические свойства металлов», М.,Машиностроение, 1983г.

Новиков И.И. «Дефекты кристаллического строения», М., Машиностроение,1975г.

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

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...

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.

Владельцы патента RU 2439169:

Изобретение относится к области металлургии и машиностроения. Техническим результатом изобретения является повышение достоверности определения качественной и количественной оценки степени полосчатости структуры металла листового проката, а также обеспечение изотропности свойств листового проката. Для достижения технического результата способ включает изготовление поперечных ударных образцов с острым V-образным надрезом и образцов, ориентированных вдоль толщины листового проката в Z-направлении, вырезанных таким образом, чтобы надрез находился в средней части листового проката, определение величины ударной вязкости каждого вида образцов при температуре эксплуатации и отношения величин ударной вязкости образцов где - ударная вязкость образцов с V-образным надрезом, вырезанных из средней части по толщине листового проката в поперечном направлении, - ударная вязкость образцов с V-образным надрезом, который проходит по средней части листового проката в Z-направлении. Если соотношение величин ударной вязкости находится в пределах 3-5, то листовой прокат подвергают отпуску, если соотношение величин ударной вязкости выше 5, то листовой прокат подвергают закалке с последующим отпуском. 3 табл., 3 ил.

Изобретение относится к способам контроля и корректировки технологии производства листового проката из конструкционных экономнолегированных феррито-перлитных сталей по полосчатости в результате термомеханической обработки и может быть использовано в металлургической промышленности и в различных отраслях машиностроения.

Известно, что полосчатая структура после термомеханической обработки, обусловленная ориентированным положением полигонального феррита, может приводить к образованию внутренних дефектов в виде расслоений и, соответственно, к анизотропии сопротивления стали хрупкому и вязкому разрушению, характеризуемому снижением «хрупкой» прочности особенно в Z-направлениях (вертикальная ориентация образца по толщине листа). Кроме того, известно, что полосчатость может оказывать отрицательное влияние и на усталостную прочность металла. Скорость роста трещины в Z-направлении при наличии полосчатости материала может быть в 5 раз быть выше, чем в других направлениях .

Известен способ металлографического контроля полосчатой структуры проката по ГОСТ 5640. Согласно этому способу оценка полосчатости производится на микрошлифах, позволяющих осуществлять качественно на основе шестибалльной системы определение полосчатости структуры по толщине листа. Однако данный способ, как и его современный аналог - анализаторно-цифровая металлография (панорамное изображение структуры сколь угодно большой площади с высоким разрешением на базе анализатора изображения Thixomet , ASTM E1268 для количественной микроструктурной металлографии и т.д.), не позволяет количественно и с высокой точностью оценить влияние полосчатой структуры на анизотропию сопротивления деформированию и разрушению в направлении, поперечном прокатке и в Z-направлениях и тем самым проведение корректировки не только свойств металла листа, но и технологии производства проката.

Известен способ контроля качества листового проката с помощью испытаний на ударный изгиб образцов по ГОСТ 9454 (прототип), вырезанных в направлении поперек прокатки, который позволяет выявить поверхности раздела, т.е. участки расслоения, и тем самым оценить полосчатость структуры. Так, например, данные таблицы 1 свидетельствуют, что ударная вязкость образцов различается от 3,79 до 14,3 раз. При этом излом образца, вырезанного в поперечном направлении, с низкой ударной вязкостью, может иметь участки с расслоением из-за полосчатой структуры (рис.1). В случаях, когда надрез не находится в зоне полосчатости, наличие полосчатой структуры не оказывает влияния на энергоемкость работы разрушения металла листового проката, т.к. работа зарождения трещины значительно больше работы ее распространения.

Недостатком способа является большой разброс результатов испытаний и, как следствие, низкая качественная и количественная достоверность обнаружения полосчатых структур, что затрудняет контроль как листового проката, так и технологического цикла производства. Также недостатком ГОСТ 9454 является случайный выбор места отбора образцов и положения надреза в металле.

Таблица 1
Механические свойства листового проката
Марка стали, технология производства	Толщина листа, мм	σ 0,2	σ B	δ 5	ψ Z	KV -60 , Дж	Примечание
МПа	%
08ГНФБ,	50	410	520	31	-	285;30	ψ Z - сужение в Z-направлении
закалка и отпуск	420	520	26	-	272,19
	≥390	510	≥20	≥35	≥50
650
09ГНДБ,	50	550	650	26	5; 71	186; 175
ТМО	540	630	25	43; 69	49
Требования технической документации	≥460	550	≥19	≥35	≥50
700

Техническим результатом изобретения является повышение достоверности определения качественной и количественной оценки степени полосчатости структуры металла листового проката, а также возможность использования изобретения для обеспечения изотропности свойств листового проката.

Для достижения технического результата способ контроля качества листового проката феррито-перлитных сталей включает изготовление ориентированных в поперечном направлении образцов с острым V-образным надрезом, проведение испытаний по определению ударной вязкости и полосчатости структуры проката, при этом дополнительно изготавливают образцы, ориентированные по толщине листового проката в Z-направлении, при этом образцы, ориентированные в поперечном и Z-направлениях, вырезают так, что V-образный надрез находится в средней части листового проката, определяют величину ударной вязкости каждого вида образца при температуре эксплуатации (t э) и отношение величин ударной вязкости образцов:

где - ударная вязкость образцов с острым V-образным надрезом, вырезанных из средней части листового проката в поперечном направлении;

Ударная вязкость образцов с острым V-образным надрезом, вырезанных из средней части листового проката в Z-направлении, причем при соотношении величин ударной вязкости, равном 3-5, листовой прокат подвергают отпуску при 650°, а при соотношении величин ударной вязкости выше 5 листовой прокат подвергают закалке с последующим отпуском при 610°.

Для всесторонней и наиболее полной оценки спротивляемости хрупкому и вязкому разрушению с учетом влияния полосчатости, количественное проявление дефектности которой практически не определимо с помощью результатов испытаний на удар образцов в направлении, поперечному прокатке и методами классической оптической и анализаторно-цифровой металлографии, необходимо изготовить образцы, надрез которых перпендикулярен направлению проката (поперечные образцы, вырезанные из центральной зоны по толщине листа), и образцы в Z-направлениях, надрез которых расположен в средней части по толщине листа и практически параллелен полосчатой структуре. Образцы на ударную вязкость необходимо изготавливать по ГОСТ 9454, тип 11.

Контроль образцов согласно заявленному способу может осуществляться для листового проката толщиной 20 мм и более. Для изготовления образцов в Z-направлениях листов толщиной менее 55 мм допускается изготовление периферийной части образца с помощью сварки трением, ручной дуговой сварки и т.д. в соответствии с ГОСТ 28870, но при этом необходимо исключить влияние сварки на зону надреза в ударном образце.

Отношение величин ударной вязкости образцов, вырезанных в поперечном направлении, к величине ударной вязкости образцов, ориентированных вдоль толщины листового проката в Z-направлении, определяется по соотношению

при этом, если соотношение значений ударной вязкости находится в пределах от 3 до 5, то листовой прокат подвергают отпуску, если соотношение значений ударной вязкости выше 5, то листовой прокат подвергают закалке с последующим высоким отпуском при температуре 610°С. Отпуск позволяет снизить напряжения II рода, повысить пластичность и ударную вязкость стали, при этом величина полосчатости изменяется незначительно.

При проведении закалки и высокого отпуска - полной перекристаллизации структуры удается устранить полосчатую структуру (рис.2, 3), тем самым значительно снизить различие по пластичности и ударной вязкости в поперечном и Z-направлениях.

Пример выполнения способа

Для оценки влияния полосчатой структуры на анизотропию свойств и возможной корректировки этих свойств материала толстолистового проката после термомеханической обработки использован толстый горячекатаный лист из стали марки 08ГНБ после контролируемой прокатки при конечной температуре 750-720°С с последующим охлаждением на воздухе.

Химический состав исследуемой стали представлен в таблице 2.

Оценка полосчатости структуры проводилась по результатам значений ударной вязкости и механических свойств.

Результаты испытаний представлены в таблице 3.

Как видно из полученных результатов (таблица 3), а также из соотношения данных испытаний образцов на ударную вязкость в поперечном и Z-направлениях, можно полагать, что данный способ позволяет качественно и количественно определить степень полосчатости структуры, выявить объективное качество материала, а при необходимости осуществить его корректировку с помощью отпуска, снижающего структурную напряженность или термической обработки (закалка + высокий отпуск), обеспечивающей полную структурную перекристаллизацию (рис.3) с целью уменьшения или устранения полосчатости структуры. Для этого отобранные листы были подвергнуты отпуску при 650°С и термической обработке: закалке от 910°С в воде с отпуском при 610°С и выдержкой 4,5 мин/мм.

Ожидаемый технико-экономический эффект, по сравнению с прототипом, выражается в возможности осуществления контроля и корректировке свойств, а также оптимизации технологий изготовления толстолистового проката, что позволяет повысить надежность и долговечность изделий, в частности трубопроводов и судокорпусных конструкций, включая газо-нефтедобывающую морскую технику арктического исполнения, изготовленных из экономнолегированных низкоуглеродистых феррито-перлитных сталей.

ЛИТЕРАТУРА

1. Марков С.И., Головин С.В., Казанцев А.Г. и др. Комплексная оценка штрипса импортной поставки 2006 г. для труб нефтемагистрали Восточная Сибирь - Тихий океан, XV Международная научно-техническая конференция «Трубы-2007», Челябинск, 2007.

2. Анастасиади Г.П., Сильников М.В. Неоднородность и работоспособность стали. СПб: Полигон, 2002, 623 с.

3. Казаков А.А., Киселев Д.В., Казакова Е.И., Чигинцев Л.С. Разработка методов оценки структурной и химической неоднородности современных трубных сталей. Сб. мат. XX Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов». Пермь-Екатеринбург, 2010, с.44.

4. Малахов Н.В., Мотовилина Г.Д., Хлусова Е.И., Казаков А.А. Структурная неоднородность и методы ее снижения для повышения качества конструкционных сталей. Вопросы материаловедения, 2009, №3(59), с.52-64.

Способ контроля листового проката феррито-перлитных сталей по степени полосчатости, включающий изготовление ориентированных в поперечном направлении образцов с острым V-образным надрезом, проведение испытаний по определению ударной вязкости и полосчатости структуры проката, отличающийся тем, что дополнительно изготавливают образцы, ориентированные по толщине листового проката в Z-направлении, при этом образцы, ориентированные в поперечном и Z-направлениях, вырезают так, что V-образный надрез находится в средней части листового проката, определяют величину ударной вязкости каждого вида образца при температуре эксплуатации (t э) и отношение величин ударной вязкости образцов:

где
- ударная вязкость образцов с острым V-образным надрезом, вырезанных из средней части листового проката в поперечном направлении,
- ударная вязкость образцов с острым V-образным надрезом, вырезанных из средней части листового проката в Z-направлении, причем при отношении величин ударной вязкости, равном 3-5, листовой прокат подвергают отпуску при 650°С, а при отношении величин ударной вязкости выше 5 листовой прокат подвергают закалке с последующим отпуском при 610°С.