УДК 669.14.018.29
ВЛИЯНИЕ ПАРАМЕТРОВ УСКОРЕННОГО ОХЛАЖДЕНИЯ НА МИКРОСТРУКТУРУ И СОПРОТИВЛЕНИЕ ВОДОРОДНОМУ РАСТРЕСКИВАНИЮ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ
© Матросов Юрий Иванович1, д-р техн. наук, проф.; Холодный Алексей Андреевич1; Матросов Максим Юрьевич1, канд. техн. наук; Попов Евгений Сергеевич2; Коновалов Глеб Николаевич2; Сосин Сергей Владимирович3
1 ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина». Россия, Москва. E-mail: pscenter@chermet.net
2 ПАО «МК «Азовсталь» Группы Метинвест. Украина, г. Мариуполь. Е-mail: azovstal.teh.qual@azovstal.com.ua
3 ООО «МЕТИНВЕСТ ХОЛДИНГ». Украина, г. Донецк. E-mail: sergey.sosin@metinvestholding.com
Статья поступила 15.07.2014 г.
Исследовано влияние параметров ускоренного охлаждения на микроструктуру и стойкость против инициированного водородом растрескивания (HIC) толстолистовых низколегированных сталей категорий прочности Х52-Х65 для изготовления труб большого диаметра, предназначенных для эксплуатации в сероводородсодержащих средах. Определены оптимальные режимы ускоренного охлаждения, обеспечивающие формирование однородной по толщине проката ферритно-бейнитной микроструктуры, обладающей повышенной стойкостью против водородного растрескивания.
Ключевые слова: низколегированная сталь; контролируемая прокатка; ускоренное охлаждение; микроструктура; инициированное водородом растрескивание (HIC); твердость; феррит; бейнит.
Увеличение потребности в природном газе и нефти приводит к необходимости разработки месторождений, содержащих сероводород и углекислый газ в высоких концентрациях. По современным данным, одна треть мировых запасов природного газа содержит примеси И2Б+С02. Например, астраханское месторождение природного газа содержит более 20% сероводорода.
В водном растворе газы (И2Б+С02) создают коррозионную среду, так называемый «кислый газ», воздействие которого на трубную сталь, помимо общей коррозии, может вызывать разрушение, вызванное избыточным давлением водорода в матрице стали. Механизм растрескивания, инициируемого водородом, заключается в следующем: коррозионная среда вызывает анодное растворение железа, и в результате катодной реакции образуется атомарный водород. Атомы водорода, имея малый размер, проникают и перераспределяются внутри стальной матрицы диффузионным путем, скапливаясь на поверхностях раздела фаз и дефектах микроструктуры, где происходит молизация водорода (образование
молекул Н2) [1, 2]. Перешедший в молекулярную форму водород занимает в металле значительный объем, что приводит к возникновению растягивающих напряжений, которые способствуют образованию пор и трещин.
Одним из видов такого разрушения является инициированное водородом растрескивание - HIC (Hydrogen Induced Cracking), проявляющееся без приложения внешних нагрузок в виде многочисленных трещин, расположенных в плоскостях, параллельных направлению проката, с последующим ступенчатым соединением таких трещин и ослаблением стенок трубопроводов, работающих под давлением.
Лабораторные испытания для оценки склонности стали к HIC проводят по методике, описанной в стандарте NACE TM0284 [3]. Стальной образец выдерживают без нагружения в течение 96 ч в насыщенной сероводородом среде. После выдержки проводят металлографическое исследование, измеряют размеры трещин и определяют их положение друг относительно друга, после чего рассчитывают показатели: длины трещины (CLR - Crack Length Ratio), толщины трещины (CTR - Crack Thickness Ratio) и чувствительности к образованию трещин (CSR - Crack Sensivity Ratio).
В связи с постоянно возрастающими требованиями по надежности и продолжительности эксплуатации трубопроводов авторами проведен ряд исследований, направленных на повышение стойкости низколегированных трубных сталей к HIC [1, 4-9].
Предотвращение возможности зарождения трещины -
важнейшее условие повышения сопротивления металла водородному растрескиванию. Инициаторами зарождения трещин являются неметаллические включения (НВ), хрупкие и твердые составляющие микроструктуры. Рекомбинация атомарного водорода в молекулярную форму происходит на включениях, особенно если они плоские (МпБ) или вытянутые в линию (оксиды), поэтому при выплавке стали особое внимание уделяется устранению условий, способствующих образованию таких неоднородностей [2, 4].
Основным мероприятием, направленным на исключение возможности образования включений МпБ, является снижение содержания серы до уровня менее 0,001%. Дополнительно применяют модифицирующую обработку кальцием для придания остаточным включениям МпБ глобулярной формы [1, 4]. Кроме того, в процессе внепечной обработки осуществляют контроль образования оксидных включений путем снижения содержания кислорода в конечном продукте ниже 1520 ррт [1].
Центральная сегрегация углерода и легирующих элементов, протекающая при кристаллизации непрерывнолитых заготовок (НЛЗ) из высокопрочных трубных сталей, приводит в осевой зоне листов к образованию микроструктуры с более высокой твердостью, чем в основном металле по толщине листа. Для уменьшения ликвации в НЛЗ (слябе) требуются поддержание минимального перегрева в промежуточном ковше (не более 30 °С выше температуры ликвидус) и низкая скорость разливки. Также необходимо поддерживать состояние МНЛЗ на высоком техническом уровне во избежание смещения роликов во вторичной секции охлаждения. Целесообразно применять «мягкое обжатие» - примерно 1 мм на 1 м на самом последнем этапе затвердевания для выдавливания оставшейся жидкой фазы из центральной зоны затвердевающего сляба [1].
Химический состав стали играет важную роль в формировании ликвационной неоднородности. Затвердевание жидкой стали при непрерывной разливке сопровождается неравномерным распределением легирующих элементов по толщине НЛЗ. Степень вариации химического состава, или сегрегации, зависит от разницы растворимости элементов в жидкой и твердой фазах и возможности перераспределения их путем диффузии. Снижение содержания углерода и марганца позволяет значительно расширить температурный интервал кристаллизации через область объемно-центрированной решетки 5-феррита, раство-
римость химических элементов в котором примерно в 10 раз выше, чем в гранецентрированной кубической решетке аустенита, что способствует более равномерному распределению химических элементов по сечению заготовки [1, 6, 7].
Современный комплекс сталеплавильного и сталелитейного оборудования большинства металлургических предприятий, производящих высококачественный толстолистовой прокат для газонефтепроводных труб большого диаметра, обеспечивает получение заготовки с относительно низким содержанием НВ. В то же время снижение центральной ликвационной неоднородности - сложнейшая техническая задача, даже при использовании на МНЛЗ системы мягкого обжатия.
Высокая чистота стали по НВ и низкая степень ликвационной неоднородности являются необходимым, но недостаточным условием обеспечения высокой стойкости проката к водородному растрескиванию, так как формирование конечной микроструктуры происходит на стадии термомеханической обработки. Современные листовые стали для труб, транспортирующих И2Б-содержащий природный газ, изготавливают по технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением (КПУО). Сопротивляемость водородному растрескиванию этих сталей повышена вследствие образования ферритно-бейнитной микроструктуры по сравнению с полосчатой ферритно-перлитной микроструктурой, формирующейся после традиционной низкотемпературной контролируемой прокатки [8, 9]. Микроструктура основного металла и осевой зоны листов, изготовленных по технологии КПУО, и соответственно, сопротивляемость HIC в значительной степени зависят от условий после-деформационного охлаждения (рис. 1).
Цель настоящей работы - изучение влияния температурно-скоростных параметров ускоренного охлаждения: температуры начала (Тно), окончания ускоренного охлаждения (Тко) и скорости охлаждения (иохл) на конечную микроструктуру основного металла и осевой зоны и стойкость против водородного растрескивания листов из низколегированных трубных сталей.
Исследование проводили на опытных листах категорий прочности Х52-Х65, изготовленных в промышленных условиях на толстолистовом стане 3600 металлургического комбината «Азов-сталь» из плавок, содержавших 0,05-0,07% С; 1,10-1,35% Mn и добавки Nb, V, Cr, Ni и Cu (сталь типа 06Г1ХНДФБ).
Сталь выплавляли в кислородных конвертерах с последующей внепечной обработкой в уста-
Рис. 1. Микроструктура осевой зоны листов, изготовленных по различным режимам ускоренного охлаждения, после
испытания на HIC, х200: а - сталь, не склонная к HIC (CLR^0%; CTR^0%; CSR^0%); б - сталь, склонная к HIC (CLR = 34%; CTR = 2,6%; CSR = 0,6%)
новке ковш-печь, вакуумированием и непрерывной разливкой. Содержание вредных примесей в ковшовой пробе находилось на низком уровне: Б < 0,001%; Р < 0,012%. На стадиях выплавки и разливки проводили мероприятия по снижению количества НВ и минимизации ликвационной неоднородности.
Прокатку листов толщиной 18-20 мм проводили по технологии КПУО с варьированием параметров последеформационного охлаждения.
Исследование микроструктуры проводили методом сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) при увеличении х2000 на 1/2 и 1/4 толщины проката в поперечном направлении. Идентификацию микроструктурных составляющих проводили в соответствии с классификацией, приведенной в работе [10]. Микротвердость по Виккерсу основного металла и осевой зоны измеряли на автоматическом микротвердомере с видеоизмерительной системой Б^иеге Эига-шт-20 в соответствии с ГОСТ 9450 при нагрузке 200 г и времени выдержки под нагрузкой 10 с. Оценку неоднородности микроструктуры по толщине проводили с помощью коэффициента сегрегационной неоднородности /<(Н), представляющего собой отношение микротвердости осевой зоны к микротвердости основного металла. Ис-
0,1
10 100 Время охлаждения, с
1000
Рис. 2. Термокинетическая диаграмма распада горячедеформированного аустенита стали 06Г1ХНДФБ
пытание и оценку сопротивления водородному растрескиванию проводили по методике NACE TM0284 в растворе А.
Опытные режимы ускоренного охлажден
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.