Повышение сопротивления водородному растрескиванию листов из трубных сталей на основе управления структурообразованием в центральной сегрегационной зоне при термомеханической обработке Холодный Алексей Андреевич

Содержание к диссертации

Введение

Глава 1. Литературный обзор

1.1. Требования к сталям для электросварных труб, транспортирующих сероводородсодержащие среды

1.2. Механизмы инициированного водородом растрескивания

1.3. Влияние структуры, химического состава и технологии обработки на стойкость низкоуглеродистых трубных сталей против коррозионного растрескивания в H2S-содержащих средах

1.3.1. Контроль образования и морфологии неметаллических включений

1.3.2. Влияние химических элементов на адсорбцию водорода и структурная неоднородность

1.3.3. Центральная химическая

непрерывнолитых слябах и листовом прокате 1.4.

1.3.4. Влияние термомеханической и термической обработки

Металловедческие аспекты технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением 1.5.

Особенности и классификация микроструктур малоуглеродистых низколегированных трубных сталей

1.6. Постановка цели и задач исследования

Глава 2. Материалы и методы исследования

2.1. Технология изготовления исследуемых сталей

2.2. Методики исследования

2.2.1. Определение механических свойств

2.2.2. Исследование структуры

2.2.3. Изучение фазовых превращений аустенита при охлаждении

2.2.4. Испытание на стойкость против водородного растрескивания (HIC)

2.2.5. Испытание на стойкость против сульфидного растрескивания под напряжением (SSC) 43 CLASS Глава 3. Исследование условий формирования микроструктуры опытных низкоуглеродистых трубных сталей с пониженным содержанием марганца 55 CLASS

3.1. Изучение фазовых превращений горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении (ТКД) сталей различных систем легирования 55

3.2. Идентификация микроструктур исследуемых сталей 64

Выводы по главе 3 72

Глава 4. Исследование влияния характеристик микроструктуры на стойкость против водородного растрескивания (HIC) толстолистового проката из трубных сталей 74

Выводы по главе 4 87

Глава 5. Исследование влияния деформационно-термической обработки на микроструктуру, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания (HIC) толстолистового проката из трубных сталей 89

5.1. Влияние схемы деформационно-термической обработки (ДТО) 89

5.2. Влияние параметров контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения

5.2.1. Влияние температур окончания прокатки (Ткп) и начала ускоренного охлаждения (Тно) 99

5.2.2. Влияние температуры окончания ускоренного охлаждения (Тко) 106

5.2.3. Влияние скорости охлаждения (Vохл) 115

Выводы по главе 5 125

Глава 6. Исследование влияния химического состава на центральную структурную неоднородность, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания (HIC) толстолистового проката из трубных сталей 127

6.1. Влияние содержания углерода 128

6.2. Влияние содержания марганца 133

6.3. Влияние молибдена освоению изготовления

6.4. Выводы по главе 6

Влияние центральной сегрегационной структурной неоднородности

Анализ технических требований к толстолистовому прокату

Глава 7. Разработка и освоение в условиях ПАО «МК «Азовсталь» технологии изготовления толстолистового проката для электросварных труб категорий прочности Х52MS, Х56MS, Х60MS и Х65MS в сероводородостойком исполнении

7.1. Разработка технологических рекомендаций по производства листов

7.2. Результаты промышленного освоения толстолистового проката

7.3. Выводы по главе 7

Общие выводы Список использованной литературы

• Контроль образования и морфологии неметаллических включений
• Определение механических свойств
• Идентификация микроструктур исследуемых сталей
• Влияние температур окончания прокатки (Ткп) и начала ускоренного охлаждения (Тно)

Введение к работе

Актуальность темы исследования. Увеличение потребности в природном газе и нефти и истощение традиционных районов их добычи приводят к необходимости разработки ранее считавшихся непригодными для эксплуатации месторождений углеводородов с повышенным содержанием примеси сероводорода. Выделяющийся во влажной H₂S-содержащей среде водород диффундирует в металл и вызывает избыточное давление, что может приводить к растрескиванию стали и разрушению труб. Для обеспечения эксплуатационной надежности трубопроводов, служащих для транспортировки агрессивных се-роводородсодержащих сред, предъявляют требования по сопротивлению водородному растрескиванию (HIC) и сульфидному растрескиванию под напряжением (SSC). Увеличение числа осваиваемых месторождений с повышенным содержанием сероводорода обуславливает значительный рост потребности в сталях для труб большого диаметра, стойких против коррозионного растрескивания в среде H₂S-содержащих природного газа и нефти.

Известно, что для повышения сопротивляемости стали коррозионному растрескиванию необходимо минимизировать факторы, способствующие зарождению и распространению трещин, инициируемых водородом. Помимо металлургических факторов (чистота по вредным примесям и неметаллическим включениям, ликвационная неоднородность) на стойкость стали против водородного растрескивания существенное влияние оказывает микроструктура, формирующаяся на завершающем этапе производства листового проката. Современным способом управления структурообразованием стали является совмещенный процесс контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения (КПУО). Поэтому изучение возможности эффективного управления формированием микроструктуры стали термомеханической обработкой по схеме КПУО и оптимизации химического состава с целью обеспечения высокой стойкости к коррозионному растрескиванию с одновременным повышением прочности листов весьма актуально.

Целью работы являлось установление закономерностей и металловедческое обоснование влияния химического состава и режимов деформационно-термической обработки на микроструктуру основного металла и центральной сегрегационной зоны, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания (HIC) листов из низкоуглеродистых трубных сталей; освоение технологии производства толстолистового проката для труб большого диаметра категорий прочности Х52–Х65 в сероводородостойком исполнении.

Для этого необходимо было решить следующие основные задачи:

1. Методом физической имитации распада горячедеформированного аус-тенита изучить влияние различных скоростей охлаждения и вариантов леги-

рования на фазовые превращения и микроструктуру низкоуглеродистых трубных сталей с пониженным содержанием марганца.

1. Установить влияние характеристик микроструктуры на сопротивление водородному растрескиванию опытных сталей категорий прочности Х46-Х65.

2. С целью обеспечения высокой стойкости против водородного растрескивания в сочетании с необходимым уровнем механических свойств определить оптимальную схему деформационно-термической обработки листов.

3. В промышленных условиях толстолистового стана 3600 исследовать влияние химического состава (содержания С, Mn, Mo) и режимов последефор-мационного охлаждения на микроструктуру основного металла и центральной сегрегационной зоны, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания листов.

4. Разработать и освоить промышленную технологию производства толстолистового проката для изготовления труб большого диаметра категорий прочности Х52MS–Х65MS, удовлетворяющих современным требованиям по стойкости против водородного растрескивания.

Научная новизна:

1. Установлено, что в толстолистовом прокате из низкоуглеродистых высокочистых по вредным примесям (S 0,001%, P 0,012%) и неметаллическим включениям трубных сталей категорий прочности Х46-Х65 местами зарождения и распространения водородных трещин являются сегрегационные полосы в осевой зоне листов, состоящие из участков высокоуглеродистых структур (пластинчатого или вырожденного перлита, высокоуглеродистого верхнего бейнита, двойникованного высокоуглеродистого мартенсита с остаточным ау-стенитом) и низкоуглеродистого реечного мартенсита с включениями аустени-та по границам реек; ферритная матрица с равномерно распределенными участками высокоуглеродистых структур обладает высокой стойкостью против HIC.

2. На основании изучения эволюции микроструктуры и свойств основного металла и центральной сегрегационной зоны листов в зависимости от химического состава (0,04-0,08% С, 0,65-1,35% Mn, 0,01-0,15% Мо), схем деформационно-термической обработки (ВКП, НКП, КПУО, НКП+З+О) и параметров последеформационного охлаждения (Г_но = Аг₃ + (-4030) C, Т_ко = 410-610 C, v_охл = 2-30 C/с) установлено, что снижение структурной неоднородности по толщине листа и уменьшение твердости осевой зоны способствуют повышению стойкости против HIC; в листах после контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением (Г_но = Аг₃ + (0-30) C, Г _о = 490-550 C, У_охл = 22-30 C/с) водородное растрескивание не наблюдается при микротвердости центральной сегрегационной зоны < 225 HV_0,2.

3. Определены концентрации углерода и марганца и режимы последеформационного ускоренного охлаждения, обеспечивающие формирование низ-

кой степени центральной сегрегационной структурной неоднородности и высокой стойкости против HIC листов: С = 0,04% при Mn 1,25% или С = 0,06% при Mn 0,90%; Т = Лг₃ + (0-30) C, Г = 520±30 C, v = 25±5 C/с.

но ко охл

4. Установлено, что добавка 0,15% Мо в сталь с содержанием С = 0,06-0,07% и Mn = 0,90-0,95% при снижении температуры окончания ускоренного охлаждения листов от 560 до 420 С (Г_но = Аг₃ + (0-30) C, v_охл = 24-30 С/с) приводит к увеличению прочностных свойств (₀₅ на 50 Н/мм² и _в на 75 Н/мм²) и одновременному повышению стойкости против HIC (в среднем от CLR 17% до CLR 1% при Г _о = 420 С) по сравнению со сталью, содержащей 0,01% Мо.

Теоретическая и практическая значимость работы заключается в металловедческом обосновании, разработке и внедрении в промышленное производство технологии изготовления толстолистового проката, предназначенного для газонефтепроводных труб большого диаметра в сероводородостой-ком исполнении. При этом на основании установленных закономерностей влияния химического состава и режимов деформационно-термической обработки на микроструктуру основного металла и центральной сегрегационной зоны, механические свойства и стойкость листов против HIC разработаны стали, промышленная технология и освоено в условиях толстолистового стана 3600 МК «Азовсталь» изготовление листов толщиной 20,0-23,8 мм из новых низкоуглеродистых трубных сталей категорий прочности Х52MS, Х56MS, Х60MS и Х65MS, обладающих высокой стойкостью против растрескивания в сероводородсодержащих средах.

Методология и методы исследования. Работа выполнена на основании анализа и обобщения результатов теоретических, лабораторных и промышленных исследований. Материалом для исследования служили малоуглеродистые низколегированные трубные стали промышленного производства.

Теоретическая часть работы основана на анализе результатов исследования влияния химического состава и режимов термомеханической обработки на микроструктурное состояние, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания листового проката из опытных сталей. Лабораторная часть исследования выполнена с применением физического моделирования процессов термомеханической обработки, использованием современных методов и методик исследования структуры и свойств стали, а также статистического анализа полученных результатов. Промышленные эксперименты проводили на ТЛС-3600 ПАО «МК «Азовсталь» путем изготовления листов из исследуемых сталей по опытным режимам прокатки и последеформационного охлаждения.

Основные научные положения, выносимые на защиту:

1. Влияние различных скоростей охлаждения и вариантов легирования на фазовые превращения и микроструктуру низкоуглеродистых сталей с пониженным содержанием марганца.

2. Влияние характеристик микроструктуры стали на склонность листов к водородному растрескиванию.

3. Влияние схем деформационно-термической обработки на однородность микроструктуры в направлении толщины листового проката, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания.

4. Закономерности влияния температурно-скоростных режимов последефор-мационного охлаждения листов на микроструктуру основного металла и осевой зоны, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания.

5. Качественные и количественные зависимости влияния содержания
углерода, марганца и молибдена на центральную сегрегационную структурную
неоднородность, механические свойства и стойкость листов против водород
ного растрескивания.

6. Разработанные на основании проведенных исследований рекомендации
по химическому составу и режимам контролируемой прокатки с ускоренным
охлаждением для изготовления толстолистового проката из сталей с высокой
стойкостью против растрескивания в сероводородсодержащих средах; резуль
таты промышленного освоения разработанной технологии изготовления ли
стов в толщинах 20,0–23,8 мм из сталей категорий прочности Х52MS, Х56MS,
Х60MS и Х65MS на ТЛС-3600 ПАО «МК «Азовсталь».

Степень достоверности результатов исследований обеспечивается их проведением с применением современных методов изучения микроструктуры, испытаний механических свойств и коррозионной стойкости стали на сертифицированном аттестованном оборудовании, воспроизводимостью полученных данных, согласованностью результатов с научными основами металловедения и термической обработки металлических материалов и положительными результатами реализации разработок на основании экспериментальных данных в промышленных условиях.

Личный вклад автора. Основные научные положения и результаты диссертационной работы базируются на исследованиях, выполненных лично или с участием автора. Вклад автора состоит в постановке цели и задач исследований, выработке направлений и методов решения технологических проблем, непосредственном участии в получении экспериментальных данных, анализе и обобщении результатов. Внедрение в производство разработанных составов сталей и технологий осуществлялось при непосредственном участии автора.

Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации доложены и обсуждены на Международном научно-техническом конгрессе «ОМД 2014. Фундаментальные проблемы. Инновационные материалы и технологии» (Москва, 2014 г.); V и VI научно-технических конференциях молодых специалистов «Перспективы развития металлургических технологий» (Москва, 2014 и 2015 гг.); Научно-техническом семинаре «Бернштейновские чтения по термо-

б

механической обработке металлических материалов» (Москва, 2014 г.); Международной конференции «Металловедение, технологии и применение высокопрочных сталей и сплавов» (Москва, 2015 г.); LVII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Севастополь, 2016 г.).

Публикации. По материалам диссертационной работы опубликовано пять статей в изданиях, включенных в перечень, рекомендованный ВАК РФ, и одна работа в сборнике трудов научной конференции.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 7 глав, общих выводов, списка литературы из 128 наименований и приложения. Работа изложена на 187 страницах машинописного текста, содержит 89 рисунков и 21 таблицу.

Контроль образования и морфологии неметаллических включений

Рекомбинация атомарного водорода происходит на неметаллических включениях, особенно если они имеют плоскую вытянутую форму с острыми концами, такие как МnS или вытянутые в линию строчечные оксиды. Напряжения, возникающие на границах неметаллических включений, зависят от их формы, размера, количества, распределения и расстояния от поверхности. Поэтому при выплавке стали необходимо уделять внимание мероприятиям, препятствующим образованию таких неоднородностей [14].

Необходимым условием снижения количества включений МnS является высокая чистота по содержанию серы. Технологический процесс получения низкого содержания серы (ниже 10 ррm) включает в себя десульфурацию чугуна и стали [21]. В работе [22] показано, что при рН = 5 содержание серы должно быть не более 0,002%, а для среды с рН = 3 – ниже 0,001%. Также подчеркивается необходимость обработки кальцием для обеспечения стойкости к водородному растрескиванию, даже при очень низком содержании серы [23]. Обработку SiCa проводят в процессе внепечной обработки для того, чтобы избежать образования сульфидов марганца и сформировать включения сферической формы. Для эффективной обработки добавки кальция должны превышать стехиометрическое соотношение Ca/S 1,25. Однако, если содержание кальция намного превышает необходимый уровень, то его излишки могут образовывать оксид, который будет действовать как инициатор растрескивания. Типичное соотношение Ca/S приблизительно равно 1,5-2. В работе [24] показано, что при соотношении Ca/S 2,0 форма сульфидов полностью глобулярная. В исследовании [25] отмечается, что при соотношении Ca/S = 2,0-2,5 показатель CLR был равен 0 при испытании в растворе с pH = 3,2, а снижение и увеличение соотношения Ca/S приводило к возникновению трещин HIC. Для предотвращения HIC важно одновременно контролировать содержание кальция, кислорода и серы. Для оценки эффективности контроля сульфидов используют параметр ESSP = [Ca](1-124[O])/1,25[S]) (Effective Sulfide Shape control Parameter -параметр эффективного контроля формы сульфидных включений). Если ESSP выше 1,2, то форма сульфидов MnS полностью глобулярна и в стали отсутствуют вытянутые включения MnS [1].

Контроль оксидных включений проводят в процессе внепечной обработки. С целью облегчения отделения алюминий-содержащих частиц в жидкой стали обычно используют мягкую продувку аргоном, предварительно убедившись в том, что верхний слой шлака не поврежден и не происходит вторичного окисления. Использование погружных разливочных стаканов между разливочным ковшом и промежуточным ковшом, также как между промежуточным ковшом и кристаллизатором, препятствует возможным контактам металла с воздухом во время процесса непрерывной разливки. Основной ковшевой шлак при прохождении металла через перегородки в промежуточном ковше способствует дальнейшему отделению включений. Все эти меры обеспечивают содержание кислорода в конечном продукте обычно ниже 20 ррm, со средним значением порядка 11 ррm [26].

Для современных трубных сталей с комплексным микролегированием Ti, Nb и V важным является управление выделением и расположением частиц карбонитридов и нитридов этих элементов в стали, в особенности, частиц TiN и Nb(C,N) в осевой зоне проката. Основной причиной низкой стойкости стали против водородного растрескивания по результатам исследования поверхности излома трещины НІС является скопление в осевой зоне проката неметаллических включений: карбонитридов ниобия Nb(C,N), карбидов ниобия и титана (NbC, TiC), сульфидов марганца (MnS), а также оксидно-сульфидных включений на основе алюминия, кальция и, в некоторых случаях, магния [27-28].

Модифицирование редкоземельными металлами церием и лантаном обеспечивает глубокую очистку от серы и кислорода, уменьшает степень загрязненности неметаллическими включениями. Это позволяет значительно повысить стойкость стали к сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением, водородному растрескиванию и общей коррозии в сероводородсодержащей среде [29].

Количество и однородность распределения неметаллических включений, в первую очередь, оксидов, зависит от типа МНЛЗ. При непрерывной разливке стали на вертикальной установке включения более равномерно распределены в слябе, чем после разливки на криволинейной установке [30-31]. Согласно исследованию [32] многочисленные небольшие недеформированные включения не приводят к формированию трещин при испытаниях на водородное растрескивание.

Определение механических свойств

Материалом для исследований служили опытные непрерывнолитые слябы и толстолистовой прокат из малоуглеродистых низколегированных трубных сталей, изготовленные в условиях ПАО «МК «Азовсталь». Выплавку сталей осуществляли в кислородных конвертерах емкостью 350 т с использованием чистых по вредным примесям шихтовых материалов: жидкого чугуна с содержанием серы до 0,010% и оборотного лома. Массовая доля фосфора в металле перед выпуском плавки из конвертера была не более 0,005%, что обеспечивалось промежуточным скачиванием шлака, а массовая доля углерода составляла 0,04-0,06%. Во время выпуска производили раскисление и легирование металла в сталеразливочном ковше с вводом твердой шлакообразующей смеси. Внепечную обработку проводили на установках ковш-печь и ковш-вакууматор. После выпуска плавки из конвертера на установке ковш-печь осуществляли корректировку химического состава и температуры, микролегирование и рафинирование стали порошковыми реагентами с усреднением химического состава и температуры металла по объму ковша продувкой аргоном. Затем производили вакуумирование на установке ковш-вакууматор. Продолжительность обработки металла в глубоком вакууме составляла не менее 10 мин.

После внепечной обработки сталь разливали на двухручьевых МНЛЗ криволинейного типа с базовым радиусом 10000 мм в кристаллизаторы сечением 220-2701550-1950 мм. Температуру металла перед началом разливки выдерживали в интервале 1520-1545С. Перегрев металла относительно температуры ликвидус (Тпер) составлял 5-25С. Скорость разливки (Vр) была в пределах 0,6-0,9 м/мин. Вторичное охлаждение слябов осуществляли водовоздушной смесью. Перед разливкой проводили настройку технологической оси МНЛЗ. После непрерывной разливки и порезки слябы охлаждали в штабеле в защищенном от сквозняков помещении в течение не менее 72 часов.

Химический состав исследуемых сталей представлен в таблице 2.1. Опытные плавки имели пониженное содержание углерода (С = 0,04-0,08%) и марганца (Mn = 0,65-1,35%), высокую чистоту по вредным примесям (S 0,001%, P 0,012%) и были комплексно микролегированы Ti = 0,012-0,018%, Nb = 0,032-0,047% и V = 0,031-0,062%. Стали содержали различные композиции добавок Cr, Ni, Cu и Mo (до 0,25% каждого, в сумме до 0,90%).

Термомеханическую обработку проката осуществляли на двухклетьевом реверсивном толстолистовом стане 3600 по технологии контролируемой прокатки с последующим регламентируемым охлаждением. Слябы под прокатку нагревали в методических печах толкательного типа до температур 1160-1180С, продолжительность нагрева составляла 4-5,5 часа. Прокатку слябов на листы толщиной 14-25 мм проводили по следующим контролируемым режимам: черновая стадия деформации при температурах 1080-980С до заданной толщины подката в 4-5 крат, температурный интервал чистовой стадии прокатки составлял 930-745С. Последеформационное охлаждение листов осуществляли на воздухе и в установке контролируемого охлаждения ламинарного типа по следующим режимам: температуру начала охлаждения изменяли в пределах 860-740С, окончания ускоренного охлаждения в интервале 650-410С, скорость охлаждения варьировали в диапазоне от 2 до 30С/с.

После ТМО листы подвергали вылеживанию в стопе на участке противофлокенной обработки. Температура укладки в стопу составляла 350-500С, температура съема была не выше 100С, время выдержки в стопе – не менее 48 часов. После охлаждения листы проходили ультразвуковой контроль и окончательную порезку.

В опытных целях проводили термическую обработку отдельных листов вне потока стана в проходной роликозакалочной печи. Таблица 2.1 – Химический состав опытных сталей (массовая доля элементов), %

Технологические испытания и исследования образцов, изготовленных из листов опытных сталей, осуществляли на аттестованном оборудовании лабораторий механических, коррозионных и металлографических испытаний ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» и ПАО «МК «Азовсталь».

Механические свойства при растяжении определяли на плоских полнотолщинных образцах по ASTM A370 с расчетной длиной 2” (50,8 мм) и на образцах тип II по ГОСТ 1497 с расчетной длиной, равной пятикратной толщине проката. Испытания на растяжение проводили на разрывной машине ТТМ-1250 с компьютерной записью диаграммы «напряжение-деформация». Измерение микротвердости по Виккерсу проводили при помощи автоматического микротвердомера с видеоизмерительной системой «Struers Duramin – 20» в соответствии с ГОСТ 9450 при нагрузке 200 г и времени выдержки под нагрузкой 10 с. Замеры твердости проводили не менее чем в 10-ти точках, после чего рассчитывали средние значения. Сопротивление разрушению оценивали по результатам испытаний: - на ударную вязкость по ГОСТ 9454 на поперечных образцах Шарпи (KV в Дж) при температурах от 0 до -80С с определением доли вязкой составляющей в изломе образцов; - падающим грузом (ИПГ, DWTT) по ГОСТ 30456-97 на стандартных полнотолщинных образцах с прессованным надрезом с определением доли вязкой составляющей в изломе в интервале температур испытаний от 0 до -20С. Статистическую обработку результатов испытаний и построение зависимостей осуществляли с использованием программного обеспечения Microsoft Excel.

Идентификация микроструктур исследуемых сталей

Микротвердость основного металла обоих листов находилась на одном уровне - 178-184HV0,2 (таблица 4.3). Микротвердость осевой зоны листов была выше чем основного металла: у листа после обработки по режиму №1 твердость составляла 223HV0,2 (HV0,2 = 45HV0,2), в то время как у листа, обработанного по режиму №2, она была значительно выше - 305HV0,2 (HV0,2 = 121HV0,2). Соответственно имелось различие в степени однородности микроструктуры в направлении толщины проката: коэффициент сегрегационной структурной неоднородности К(HV0,2) листа №1 составлял 1,25, а листа №2 – 1,66.

Учитывая различие микроструктуры и твердости основного металла и осевой зоны опытных листов представляло интерес сопоставление склонности к водородному растрескиванию отдельно указанных зон проката. С этой целью провели испытания на HIC стандартных полнотолщинных образцов и образцов, вырезанных из осевой зоны и основного металла листа. На рисунке 4.5 показана схема вырезки опытных образцов. От листового проката толщиной 20 мм были изготовлены стандартные полнотолщинные образцы HIC и образцы толщиной 8 мм, вырезанные из середины по толщине листа с наличием сегрегационной зоны и из основного металла без сегрегационной зоны.

Фрактографическое исследование поверхности излома водородной трещины показало, что он имеет хрупкий характер (рисунок 4.7). На поверхности излома изредка встречались неметаллические включения в виде небольших модифицированных глобулярных комплексных включений оксисульфида марганца и алюмомагниевой шпинели (рисунок 4.7 а). Их связь с зарождением и распространением трещин HIC не обнаружена. Деформированных сульфидов марганца MnS и грубых частиц карбонитридов (Ti, Nb)(C, N) на поверхности излома трещины не выявлено. Поверхность излома трещины HIC в осевой зоне листа, обработанного по режиму №2, СЭМ По результатам проведенного исследования можно сделать заключение, что основным местом зарождения и распространения водородных трещин (HIC) являются протяженные сегрегационные полосы повышенной твердости в зоне центральной структурной неоднородности листов. Микроструктура основного металла без существенной структурной неоднородности в виде полосчатости проявила отсутствие склонности к водородному растрескиванию.

Высокая чистота металла по неметаллическим включениям, их глобулярная форма и незначительные размеры позволяют в данной работе исключить их из числа факторов, оказывающих существенное влияние на сопротивление HIC листов из опытных сталей.

Так как основное влияние на стойкость против водородного растрескивания оказывает микроструктура листов, провели оценку склонности к растрескиванию HIC различных ее вариантов. Во всех исследованных случаях испытаний образцов от опытных листов на стойкость против водородного растрескивания, изготовленных по различным режимам термомеханической обработки трещины HIC распространялись в зоне центральной структурной неоднородности по грубым протяженным сегрегационным полосам, состоящим из участков высокоуглеродистых структур (пластинчатого или вырожденного перлита, высокоуглеродистого верхнего бейнита, двойникованного высокоуглеродистого мартенсита с остаточным аустенитом) и низкоуглеродистого реечного мартенсита с включениями аустенита по границам реек (рисунки 4.8 и 4.9).

Повышенной стойкостью против HIC как в осевой зоне, так и в основном металле, обладает микроструктура ферритной матрицы с равномерно распределенными участками второй фазы, как показано на рисунке 4.10.

Влияние температур окончания прокатки (Ткп) и начала ускоренного охлаждения (Тно)

Исследование влияния массовой доли углерода на центральную сегрегационную структурную неоднородность слябов и листов (режимы УО: Тно = Ar3 + (10-30)С, Тко = 500-535С, Vохл = 24-28С/с) и стойкость проката против водородного растрескивания проводили на сталях 04Г1ХНДФБ, 06Г1ХНДФБ и 08Г1НДФБ (стали №№ 8-10 в таблице 2.1) с содержанием углерода от 0,04 - 0,08% и марганца в пределах 1,25-1,35%.

На рисунке 6.1 показано влияние содержания углерода на центральную сегрегацию в непрерывнолитых слябах. При снижении концентрации углерода от 0,08 до 0,04% средний балл центральной сегрегации понижается на 1,0 (от 2,5 до 1,5).

Микроструктура основного металла исследованных листов с содержанием углерода 0,04 и 0,08% - однородная феррито-бейнитная, состоящая из матрицы квазиполигонального феррита с равномерно распределнными участками высокоуглеродистого бейнита и частиц цементита по границам ферритных зерен (рисунок 6.2).

Изменение содержания углерода в изученных пределах оказало существенное влияние на микроструктуру осевой зоны листов (рисунки 6.3 и 6.4). При содержании 0,04%С в осевой зоне листа наблюдается незначительная структурная неоднородность в виде узкой сегрегационной полосы с дисперсными участками М/А-составляющей (рисунок 6.3 а и 6.4 а). При повышении содержания углерода до 0,08% происходит усиление центральной структурной неоднородности, что выражается в увеличении количества сегрегационных полос, состоящих из грубых частиц М/А-составляющей (рисунки 6.3 б и 6.4 б).

При увеличении содержания углерода от 0,04 до 0,08% наблюдается незначительный рост микротвердости основного металла от 183 до 200НV0,2 (рисунок 6.5 а). Одновременно с этим происходит существенное повышение микротвердости осевой зоны: от 200НV0,2 при 0,04%С до 325НV0,2 при 0,08%С. Соответственно возрастает разница между микротвердостью основного металла и осевой зоны НV0,2 (от 17 до 125НV0,2) и увеличивается коэффициент сегрегационной структурной неоднородности К(НV0,2) (от 1,09 до 1,63) (рисунок 6.5 б).

На рисунке 6.6 показана зависимость показателей HIC листов от массовой доли углерода в опытных сталях. Сплошные линии построены по средним значениям результатов измерения показателей HIC, пунктирные соответствуют их предельным значениям (максимум и минимум). Уменьшение содержания углерода при прочих равных условиях оказывает значительное влияние на повышение стойкости листов против водородного растрескивания, что выражается в уменьшении показателей HIC до нулевого уровня при 0,04%С.

Обнаруженные трещины HIC распространялись в осевой зоне листа по сегрегационным полосам повышенной твердости между структурой феррита и М/А-составляющей (рисунок 6.7).

Таким образом показано, что снижение содержания углерода в стали оказывает положительное влияние на повышение ликвационной однородности в направлении толщины слябов и листов, что способствует увеличению сопротивляемости стали водородному растрескиванию.

Изучение влияния концентрации марганца на центральную структурную неоднородность слябов и проката и склонность листов к HIC проводили на сталях 06Г1ХНДФБ и 06ГХНДФБ (стали №№ 8 и 11 в таблице 2.1), содержащих марганец от 0,65 до 1,35% при массовой доле углерода, равной 0,06%.

По результатам оценки макроструктуры опытных слябов можно отметить понижение среднего значения центральной сегрегации более чем на 0,5 балла (от 2 до 1,5) при снижении содержания марганца от 1,35 до 0,65% (рисунок 6.8).

При обоих вариантах обработки листы охлаждали из однофазной -области, однако в первом случае (режим №1) имела место более высокая температура окончания ускоренного охлаждения и низкая скорость охлаждения по сравнению с оптимальными параметрами КПУО, выявленными для данных сталей в исследовании, представленном в главе 5, поэтому их можно считать неоптимальными. В отличие от этого режим №2 соответствовал оптимальным условиям охлаждения.

На рисунке 6.9 показаны результаты оценки влияния марганца на склонность к HIC листов, обработанных по приведенным выше режимам. Видно, что в обоих случаях снижение содержания марганца оказывает положительное влияние на стойкость опытных сталей против водородного растрескивания. Одновременно с этим при снижении Тко и повышении Vохл (режим №2) значительно возрастает сопротивление листов растрескиванию HIC по сравнению с листами, обработанными по режиму №1: так, при содержании марганца 1,00% при обработке по режиму №1 среднее значение показателя CLR составило 5% (максимум 12%), а после обработки по режиму №2 - CLR было 0,4% (максимум 1,6%). В среднем показатели HIC были в 8 раз ниже на листах, обработанных по режиму №2, чем по режиму №1 во всем исследованном интервале содержания марганца. При обработке по режиму №2 показатели HIC достигали нулевого уровня при содержании марганца 0,90%. Таким образом, показано аддитивное влияние понижения содержания марганца с одновременным снижением температуры окончания ускоренного охлаждения и увеличением скорости охлаждения на повышение сопротивления водородному растрескиванию листов.

В осевой зоне листа с содержанием марганца 0,65% наблюдается незначительная структурная неоднородность в виде сегрегационных полос с дисперсными равномерно распределенными участками ВБ и М/А-составляющей (рисунки 6.11 а и 6.12 а). При повышении содержания марганца до 1,35% происходит существенное повышение степени центральной структурной неоднородности. Сегрегационные полосы имеют в составе грубые участки М/А-составляющей (рисунок 6.11 б и 6.12 б).