WWW.LIB.KNIGI-X.RU
БЕСПЛАТНАЯ  ИНТЕРНЕТ  БИБЛИОТЕКА - Электронные матриалы
 


Pages:   || 2 |

«ПОВЫШЕНИЕ СОПРОТИВЛЕНИЯ ВОДОРОДНОМУ РАСТРЕСКИВАНИЮ ЛИСТОВ ИЗ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ НА ОСНОВЕ УПРАВЛЕНИЯ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕМ В ЦЕНТРАЛЬНОЙ СЕГРЕГАЦИОННОЙ ЗОНЕ ПРИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ ...»

-- [ Страница 1 ] --

ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ УНИТАРНОЕ ПРЕДПРИЯТИЕ

«ЦЕНТРАЛЬНЫЙ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ

ЧЕРНОЙ МЕТАЛЛУРГИИ имени И.П. БАРДИНА»

На правах рукописи

ХОЛОДНЫЙ АЛЕКСЕЙ АНДРЕЕВИЧ

ПОВЫШЕНИЕ СОПРОТИВЛЕНИЯ ВОДОРОДНОМУ

РАСТРЕСКИВАНИЮ ЛИСТОВ ИЗ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ НА ОСНОВЕ

УПРАВЛЕНИЯ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕМ В ЦЕНТРАЛЬНОЙ

СЕГРЕГАЦИОННОЙ ЗОНЕ ПРИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ

05.16.01 – «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»

ДИССЕРТАЦИЯ

на соискание ученой степени кандидата технических наук

Научный руководитель:

доктор технических наук, профессор Матросов Юрий Иванович Москва – 2016 г.

Оглавление Стр.

Введение

Глава 1. Литературный обзор

Требования к сталям для электросварных труб, транспортирующих 1.1.

сероводородсодержащие среды

Механизмы инициированного водородом растрескивания.................. 20 1.2.

Влияние структуры, химического состава и технологии обработки 1.3.

на стойкость низкоуглеродистых трубных сталей против коррозионного растрескивания в H2S-содержащих средах.................. 22 1.3.1. Контроль образования и морфологии неметаллических включений.. 22 1.3.2. Влияние химических элементов на адсорбцию водорода

1.3.3. Центральная химическая и структурная неоднородность в непрерывнолитых слябах и листовом прокате

1.3.4. Влияние термомеханической и термической обработки

Металловедческие аспекты технологии контролируемой прокатки с 1.4.

ускоренным охлаждением

Особенности и классификация микроструктур малоуглеродистых 1.5.

низколегированных тру

–  –  –

Глава 3. Исследование условий формирования микроструктуры опытных низкоуглеродистых трубных сталей с пониженным содержанием марганца 55 Изучение фазовых превращений горячедеформированного 3.

1.

аустенита при непрерывном охлаждении (ТКД) сталей различных систем легирования

Идентификация микроструктур исследуемых сталей

3.2.

Выводы по главе 3

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

Выводы по главе 4

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

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

5.1. 89 Влияние параметров контролируемой прокатки и ускоренного 5.2.

охлаждения

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

5.2.2. Влияние температуры окончания ускоренного охлаждения (Тко)....... 106 5.2.3. Влияние скорости охлаждения (Vохл)

Выводы по главе 5

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

Влияние содержания углерода

6.1.

Влияние содержания марганца

6.2.

Влияние молибдена

6.3.

Влияние центральной сегрегационной структурной неоднородности 150 6.4.

Выводы по главе 6

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

Анализ технических требований к толстолистовому прокату............. 155 7.1.

Разработка технологических рекомендаций по освоению 7.2.

производства листов

Результаты промышленного освоения изготовления 7.3.

толстолистового проката

Выводы по главе 7

Общие выводы

Список использованной литературы

Приложение. Акты внедрения

Введение

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 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 сероводородсодержащих сред, дополнительно к механическим свойствам предъявляют специальные требования по сопротивлению водородному растрескиванию (HIC) и сульфидному растрескиванию под напряжением (SSC). Увеличение количества осваиваемых месторождений с повышенным содержанием сероводорода обуславливает значительный рост потребности в сталях для труб большого диаметра, стойких против коррозионного растрескивания в агрессивной среде H2S-содержащих природного газа и нефти.

Большой вклад в разработку научных положений и технологии получения сероводородостойких трубных сталей внесли отечественные и зарубежные ученые: Зикеев В.Н., Тетюева Т.В., Матросов Ю.И., Ishikawa N., J. Malcolm Gray, Schwinn V. и др.

Известно, что для повышения сопротивляемости стали коррозионному растрескиванию под воздействием сероводородсодержащей среды необходимо минимизировать факторы, способствующие зарождению и распространению трещин, инициируемых водородом. Помимо металлургических факторов (чистота по вредным примесям и неметаллическим включениям, ликвационная неоднородность) существенное влияние на стойкость стали против водородного растрескивания 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 путем термомеханической обработки по схеме КПУО и оптимизации химического состава с целью обеспечения высокой стойкости к коррозионному растрескиванию с одновременным повышением прочности листового проката является весьма актуальным.

Цель диссертационной работы. 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 аустенита изучить влияние различных скоростей охлаждения и вариантов легирования на фазовые превращения и микроструктуру низкоуглеродистых трубных сталей с пониженным содержанием марганца.

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

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

4. В промышленных условиях толстолистового стана 3600 исследовать влияние химического состава (С, Mn, Mo) и режимов последеформационного охлаждения на микроструктуру основного металла и центральной сегрегационной зоны, механические свойства и стойкость против растрескивания HIC листов.

5. Разработать и освоить промышленную технологию производства толстолистового проката для изготовления труб большого диаметра категорий прочности Х52MS-Х65MS, удовлетворяющих современным требованиям в отношении стойкости против растрескивания HIC.

Объектом исследования служил толстолистовой прокат из низколегированных трубных сталей с пониженным содержанием углерода (С = 0,04-0,08%) и марганца (Mn = 0,65-1,35%), различными вариантами добавок легирующих элементов (Cr, Ni, Cu, Mo до 0,25% каждого) и комплексным микролегированием Ti+Nb+V 0,120%. Опытные стали имели высокую чистоту по вредным примесям (S 0,001%, P 0,012%) и неметаллическим включениям.

Предметом исследования являлось определение оптимальных характеристик микроструктуры стали, обладающей повышенной стойкостью против водородного растрескивания; установление влияния химического состава (С, Mn, Мо) и режимов термомеханической обработки на микроструктуру основного металла, отвечающую за обеспечение механических свойств, и зоны центральной сегрегационной структурной неоднородности, влияющей на стойкость против растрескивания HIC листов из низкоуглеродистых трубных сталей; разработка и промышленное опробование рекомендаций по освоению производства толстолистового проката категорий прочности Х52MS-Х65MS в сероводородостойком исполнении.

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 (HIC) являются сегрегационные полосы в осевой зоне листов, состоящие 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; 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 (С = 0,04-0,08%, Mn = 0,65-1,35%, Мо = 0,01-0,15%), схем деформационно-термической обработки (ВКП, НКП, КПУО, НКП+З+О) и параметров последеформационного охлаждения (Тно = Ar3 + (-4030)°C, Тко = 410-610°C, Vохл = 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 (Тно = Ar3 + (0-30)°C, Тко = 490-550°C, Vохл = 22-30°C/с) растрескивание HIC не наблюдается при микротвердости центральной сегрегационной зоны 225HV0,2.

3. Определены концентрации углерода и марганца и режимы последеформационного ускоренного охлаждения, обеспечивающие формирование низкой степени центральной сегрегационной структурной неоднородности и высокой стойкости против растрескивания HIC листов:

С = 0,04% при Mn 1,25% или С = 0,06% при Mn 0,90%, Тно = Ar3 + (0-30)°C, Тко = 520±30°C, Vохл = 25±5°C/с.

4. Установлено, что добавка Мо в количестве 0,15% 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 (Тно = Ar3 + (0-30)°C, Vохл = 24-30°С/с) приводит к увеличению прочностных свойств (0,5 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 Тко = 420°С) по сравнению со сталью с Мо = 0,01%.

Теоретическая и практическая значимость работы заключается в металловедческом обосновании, разработке и внедрении в крупномасштабное промышленное производство технологии изготовления толстолистового проката, предназначенного для газонефтепроводных труб большого диаметра в сероводородостойком 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 против растрескивания HIC листов разработаны стали и промышленная технология контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением для изготовления толстолистового проката для электросварных труб большого диаметра категорий прочности от Х52MS до Х65MS;

- освоено в условиях толстолистового стана 3600 ПАО «МК «Азовсталь»

промышленное производство листового проката толщиной 20,0-23,8 мм из новых низкоуглеродистых трубных сталей категорий прочности Х52MS, Х56MS, Х60MS и Х65MS с 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 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.

В представленной работе на защиту выносятся следующие основные научные положения:

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

2. Установленное 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 растрескивания HIC.

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

5. Выявленные качественные и количественные зависимости влияния содержания углерода, марганца и молибдена на центральную сегрегационную структурную неоднородность, механические свойства и стойкость листов против растрескивания HIC.

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; результаты промышленного освоения разработанной технологии изготовления листов 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 положениями науки 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 основываются на исследованиях, выполненных лично или с участием автора. Личный 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. Опробование и 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 термомеханической обработке металлических материалов» (Москва, 2014 г.); Международной конференции «Металловедение, технологии и применение высокопрочных сталей и сплавов» (Москва, 2015 г.);

Международной конференции «Актуальные проблемы прочности»

LVII (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.

Соответствие содержания диссертации паспорту специальности, по которой она рекомендуется к защите. Работа по своим целям, задачам, содержанию, методам исследования и полученным результатам соответствует пункту 3 области исследования специальности 05.16.01 – «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»: «3. Теоретические и экспериментальные исследования влияния структуры (типа, количества и характера распределения дефектов кристаллического строения) на физические, химические, механические, технологические и эксплуатационные свойства металлов и сплавов».

Автор выражает глубокую благодарность и признательность научному руководителю, доктору технических наук, профессору Ю.И. Матросову за оказанную помощь при определении направлений исследований, проведении экспериментов и обобщении результатов, а также ценные теоретические и методические советы. Диссертант благодарит научных сотрудников Центра сталей для труб и сварных конструкций ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.

Бардина»:

М.Ю. Матросова, Н.В. Колясникову, Л.И. Эфрона, В.Н. Зикеева, Ю.Д. Морозова, О.Н. Чевскую, а также коллектив технологического управления и лаборатории механических испытаний ПАО «МК «Азовсталь» и других коллег за ценные советы и оказанную помощь при выполнении настоящей диссертационной работы.

–  –  –

В последние годы разработка месторождений природного газа и нефти значительно расширяется. Наряду с районами с суровыми климатическими условиями осваивается добыча в районах нефтегазовых месторождений, содержащих значительное количество сероводорода. Присутствие влажных H2S+CO2-содержащих агрессивных сред может привести к резкому снижению надежности и работоспособности трубопроводов и вспомогательного оборудования вследствие инициированного водородом растрескивания [1].

Впервые в газовой и нефтяной промышленности с авариями трубопроводов, связанными с повышенным содержанием сероводорода в транспортируемой среде, столкнулись в середине прошлого века [2-3]. Существенные разрушения произошли в Канаде, Саудовской Аравии и Катаре. Наиболее крупномасштабным разрушением трубопровода была авария в Персидском заливе в 1972 г. после эксплуатации в течение менее одного месяца [3]. Серия разрушений трубопроводов, связанных с присутствием сероводорода в среде, привели к необходимости исследования и разработки методов оценки склонности стали к растрескиванию, вызванному водородом. Поэтому к сталям для труб, транспортирующих H2S-содержащие продукты («кислые среды»), дополнительно к стандартным требованиям к комплексу механических свойств предъявляются требования к стойкости против коррозионного растрескивания.

Базовыми нормативными документами, регламентирующими требования к свойствам труб большого диаметра, являются разработанный американским институтом нефти и газа стандарт API Spec. 5L [4], европейский стандарт EN 10208-2 [5] и международный стандарт ISO 3183-3 [6]. В Российской Федерации основными документами, в которых содержатся требования к трубным сталям и трубам нефтегазового сортамента, являются СНиП 2.05.06-85 [7] и утвержденная АО «Газпром» «Инструкция по применению стальных труб в газовой и нефтяной промышленности», 2000 г. Согласно требованиям СНиП 2.05.06-85 прочностной ряд распространяется на классы прочности от К50 до К65. Международные стандарты охватывают категории прочности от В (L245) до Х120 (L830).

Основным международным документом при проектировании, строительстве и эксплуатации подводных трубопроводов является стандарт Det Norske Veritas (DNV) Offshore Standard OS F101 [8].

К листовому прокату для электросварных труб большого диаметра предъявляют ряд требований, зависящих от параметров, назначения и степени ответственности трубопроводов: требования к геометрическим размерам, технологии производства, химическому составу, механическим свойствам, загрязненности неметаллическими включениями, величине действительного зерна, полосчатости структуры, сплошность, выявляемая УЗК, и ряд специальных требований.

В соответствии с ISO 3183-3 и API Spec. 5L трубы PSL-2, предназначенные для эксплуатации в кислых средах, ограничиваются категориями прочности до Х70 (L485). С целью гармонизации международной и отечественной нормативнотехнической документации выпущена спецификация СТО Газпром 2-4.1-223-2008 «Технические требования к электросварным сероводородостойким трубам», содержащая градацию классов прочности от К48 до К52 и от Х42 до Х52 [9].

Сталь для труб, предназначенных для транспортировки H2S-содержащих сред, должна быть выплавлена в электросталеплавильных агрегатах или конвертерным способом с последующей обработкой (внепечной обработкой, вакуумной дегазацией), обеспечивающей требуемую чистоту по вредным примесям и неметаллическим включениям. Сталь должна быть полностью спокойной. Во время внепечной обработки проводится модифицирование кальцием для контроля формы неметаллических включений.

Разливка стали должна производиться только с применением метода непрерывного литья. При разливке необходимо принимать меры по уменьшению загрязненности стали неметаллическими включениями и снижению центральной сегрегации. Оценку дефектов макроструктуры непрерывнолитой заготовки проводят по методике ОСТ 14-4-73 или по методике фирмы Mannesmann.

К сероводородостойким сталям предъявляют более жесткие требования по ограничению содержания химических элементов, в особенности, по массовой доле C, Mn, S и P. В таблице 1.1 представлены требования к химическому составу стали сероводородостойких труб в соответствии с СТО Газпром 2-4.1-223-2008.

–  –  –

Загрязненность стали неметаллическими включениями (НВ) определяется в готовом прокате по ГОСТ 1778. Для стали сероводородостойких труб предъявляют более жесткие требования по загрязненности НВ (таблица 1.2).

Дополнительно могут предъявляться ограничения по загрязненности оксидами точечными (ОТ), силикатами пластичными (СП) и нитридами (Н).

–  –  –

Размер действительного зерна должен быть не крупнее 9-го балла по шкале 1 ГОСТ 5639. Полосчатость структуры по ГОСТ 5640 (ряд А) не должна превышать 2-го балла.

В соответствии с ISO 3183-3 и API Spec. 5L твердость тела трубы, сварного шва и зоны термического влияния не должна превышать 250HV10 или 22 HRC, по СТО Газпром 2-4.1-223-2008 не более 220HV10.

Требования к стойкости труб против коррозионного растрескивания в сероводородсодержащих средах относят к специальным свойствам. Стойкость против растрескивания, инициируемого водородом (ВР или HIC), определяют в лабораторных условиях по методике NACE TM0284 [10]. Стойкость против сульфидного растрескивания под напряжением (SSC) или сероводородного коррозионного растрескивания под напряжением (СКРН) определяют по методике стандарта NACE TM0177 [11] или MCKP 01-85 [12].

К показателям стойкости против коррозионного растрескивания относят следующие:

- коэффициент длины трещины CLR;

- коэффициент толщины трещины CTR;

- коэффициент чувствительности к растрескиванию CSR;

- условное пороговое напряжение пор, при котором за базовое время испытания (720 часов) не происходит разрушения при испытании цилиндрических образцов на одноосное растяжение или отсутствуют трещины на растянутой поверхности плоского образца при испытании на четырехточечный изгиб.

В соответствии со стандартом Газпром 2-4.1-223-2008 стойкость основного металла и сварного соединения труб делят на 4 группы стойкости к СКРН и ВР (таблица 1.5).

–  –  –

В спецификации API Spec.

5L и ISO 3183-3 представлены следующие требования к HIC и SSC для стали труб PSL-2:

- показатель длины трещины CLR 15%;

- показатель толщины трещины CTR 5%;

- показатель чувствительности к образованию трещин CSR 2%;

- испытанию подвергают образец для четырехточечного изгиба; при этом испытательное напряжение должно составлять не менее 72% от установленного минимального предела текучести трубы.

Испытание на водородное растрескивание и сульфидное растрескивание под напряжением проводят в растворе А. К сталям для подводных трубопроводов и, в некоторых случаях, к высокопрочным, не предназначенным для эксплуатации в кислых средах трубам, предъявляют требования к стойкости против HIC и SSC при испытании в менее агрессивном растворе В.

1.2. Механизмы инициированного водородом растрескивания

В водном растворе высокие концентрации сероводорода и углекислого газа образуют коррозионную среду - так называемый «кислый газ». Такая агрессивная среда вызывает анодное растворение железа: Fе Fе2+ + 2е-. В результате катодной реакции образуется атомарный водород (Н+ + е- Н), который скапливается на поверхности стали. Затем атомарный водород адсорбируется и перераспределяется внутри стальной матрицы диффузионным путем [13-14].

Проницаемость и концентрация водорода в стали возрастает с увеличением парциального давления H2S или с уменьшением рН [15].

Атомы водорода присутствуют в металле в виде примеси внедрения, находясь между атомами железа в кристаллической решетке, или скапливаются в «ловушках», в качестве которых обычно служат межфазные поверхности между неметаллическими включениями и матрицей и другими дефектами строения металла. Атомарный водород может перейти в молекулярную форму Н2 в местах неоднородностей стальной матрицы. Так как образующийся газообразный водород занимает значительный объем, процесс перехода водорода из атомарного в молекулярное состояние приводит к возникновению избыточного внутреннего давления. Это приводит к возникновению высоких растягивающих напряжений и даже к образованию микротрещин. После стадии зарождения трещина, инициированная водородом, формируется по механизму слияния (объединения) нескольких пор. Образовавшиеся трещины распространяются преимущественно через твердые и хрупкие составляющие микроструктуры [13-15].

Разрушения, вызванные водородом, происходят в основном по двум механизмам [16-17]:

- растрескивание, инициированное водородом (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.

Разрушение, которое ассоциируется с HIC иногда обозначается такими терминами как: растрескивание от давления водорода, блистеринг или ступенчатое растрескивание. Механизм растрескивания HIC представлен на рисунке 1.1 [1];

- сульфидное коррозионное растрескивание под напряжением (SSCС Sulphide Stress Corrosion Cracking) возникает под действием внешних растягивающих напряжений. SSC разделяют на два вида: растрескивание, которое зарождается и распространяется перпендикулярно к оси приложения напряжения, и растрескивание, образующееся за счет ступенчатого объединения ранее появившихся первичных трещин, направленных параллельно оси приложения напряжения.

Рисунок 1.1 – Механизм водородного растрескивания (HIC) [1] Также выделяют смешанный вид разрушения - стресс-ориентированное растрескивание, индуцированное водородом (SOHIC – Stress Orientated Hydrogen Induced Cracking), возникновение которого связывают с наличием остаточных напряжений в стали [18].

1.3. Влияние структуры, химического состава и технологии обработки на стойкость низкоуглеродистых трубных сталей против коррозионного растрескивания в H2S-содержащих средах Основными местами скопления и молизации водорода в структуре стали, вследствие чего происходит зарождение и распространение водородных трещин, являются [1, 13, 14, 19, 20]:

- границы раздела матрицы стали с неметаллическими включениями;

- грубые выделения частиц избыточных фаз карбонитридов;

- несплошности структуры, в том числе усадочные поры;

- полосчатость структуры и центральная сегрегационная неоднородность;

- структурные составляющие, имеющие высокую твердость.

1.3.1. 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 HIC 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.

1.3.2. Влияние химических элементов на адсорбцию водорода

Авторы работ [33-35] отмечают способность ряда легирующих элементов замедлять адсорбцию водорода сталью под влиянием влажной среды, содержащей Н2S. При средней кислотности среды (рН=5,2) очень эффективным является легирование медью. При содержании меди более 0,25% существенно замедляется скорость коррозии, а показатель CLR стремится к нулю 33. Cодержание меди выше 0,35% при величине рН=5,2 среды практически останавливает коррозионный процесс. Однако, защитный поверхностный слой, образующийся благодаря легированию медью, растворяется в средах с более низкими значениями рН, вследствие чего его влияние на адсорбцию водорода становится пренебрежимо малым. Добавки других элементов, таких как молибден или никель, уменьшают положительную роль меди. Добавки хрома в медьсодержащую сталь, наоборот, усиливают эффект сопротивления стали проникновению водорода.

1.3.3. Центральная химическая и структурная неоднородность в непрерывнолитых слябах и листовом прокате Центральная сегрегация химических элементов в непрерывнолитых слябах наследуется осевой зоной листового проката и приводит к формированию в ней более прочных микроструктур по сравнению с основным металлом. Водородное растрескивание можно избежать, если микротвердость сегрегационной полосы будет ниже 330HV [36]. В работе [37] отмечается, что критической величиной микротвердости структуры, при которой зарождается водородная трещина, как в центральной зоне, так и в основном металле является 250HV. Поэтому, для повышения стойкости листов против водородного растрескивания необходимо минимизировать осевую ликвацию в слябе.

На формирование центральной химической и структурной неоднородности непрерывнолитых слябов влияет ряд технологических факторов, среди которых наибольшее воздействие оказывают: перегрев жидкой стали над температурой ликвидуса, скорость разливки, настройка роликовой проводки МНЛЗ, размер сечения кристаллизатора и химический состав разливаемой стали [38].

Перегрев жидкой стали над температурой ликвидуса в процессе непрерывной разливки в значительной степени определяет характер формирующейся макроструктуры заготовки. При малом перегреве и, соответственно, низком градиенте температур формируется, в основном, равноосная структура, а при высоком – столбчатая 39. Увеличение ширины равноосной зоны снижает уровень осевой ликвации в слябе 40. Отмечается, что понижение температуры металла при разливке от 1545 до 1520°С позволяет более чем в 2 раза снизить число темплетов с осевой ликвацией выше 2-го балла 41.

Влияние перегрева особенно проявляется при небольших его значениях 42 и желательно, чтобы перегрев не превышал 15°С 43. В этом случае отсутствуют внутренние дефекты, наблюдается мелкозернистая равноосная структура, равномерное распределение неметаллических включений, меньшая центральная пористость, что позволяет улучшить качество и повысить стойкость против водородного растрескивания листов.

Повышение скорости разливки отрицательно сказывается на осевой сегрегации химических элементов 44-47. Так рост Vр от 0,6-0,8 м/мин до 1,0-1,2 м/мин приводит к увеличению осевой сегрегации от 1-2 до 3,5 балла 46.

Авторами работы [48] отмечается существенное снижение осевой химической неоднородности слябов при увеличении скорости охлаждения из-за уменьшения амплитуды выпучивания оболочки заготовки на завершающей стадии кристаллизации.

Выпучивание корочки сляба, вызываемое большим зазором или шагом между роликами, и их прогиб способствуют развитию осевых трещин и ликвации [49]. Уменьшение выпучивания сляба ослабляет концентрацию ликватов в осевой зоне [38]. В работе [50] отмечается, что периодически наблюдаемый высокий уровень HIC может являться результатом биения ролика, вызывавшего вспучивание сляба в том месте, где контакт с роликом был потерян.

Влияние толщины сляба на его структуру и дефекты вызывает разноречивые оценки. Увеличение толщины сляба от 250 до 300 мм привело к расширению зоны равноосных кристаллов и снижению осевой сегрегации 51.

Напротив, в работе [52] показано, что уменьшение толщины слябов позволило сократить количество темплетов с осевыми трещинами на 39%, а коэффициент сегрегации углерода в осевой зоне от 1,65 до 1,30.

На центральную сегрегацию химических элементов помимо конструкции и условий работы МНЛЗ существенно влияет собственно химический состав разливаемой стали [13, 53-54]. Известно, что углерод влияет на коэффициент ликвации сегрегирующих элементов, таких как марганец, фосфор и др. в обогащенной жидкой ванне перед фронтом затвердевания. Углерод является одним из наиболее значимых факторов в осевой зоне, влияющих на твердость и склонность к растрескиванию [13, 38]. Жидкий металл, который кристаллизуется в первую очередь, обеднен углеродом и другими легирующими элементами.

Такой металл располагается в сердцевине дендритных кристаллов. По мере затвердевания последующие слои кристалла в возрастающей степени обогащаются легирующими элементами. Когда интервал между температурами ликвидус и солидус уменьшается, снижается и сегрегация, что особенно характерно для сталей с более низким содержанием углерода. Кроме дендритной сегрегации, в результате того, что процесс затвердевания проходит путем перитектической реакции, наблюдается заполнение междендритного пространства жидкой фазой. Так как коэффициент диффузии растворимых элементов в -феррите примерно в 10 раз больше чем в аустените, наблюдается прекрасная гомогенизация [13]. В работах [55-59] подробно рассмотрено влияние концентрации углерода в низколегированных трубных сталях на структуру и свойства зоны сегрегационной неоднородности и центральную химическую неоднородность базовых элементов в слябах и листах. Сделан вывод о том, что снижение содержания углерода приводит к значительному ослаблению центральной сегрегации. При уменьшении концентрации углерода от 0,19 до 0,03% балл осевой ликвации сляба снижается от 4 до 1 при оценке по ОСТ 14-1-73 и от 5 до 2 при оценке по методике Mannesmann. При этом коэффициенты сегрегации элементов в слябе снизились: К(S) – в 3 раза, К(P) – в 2 раза, К(Nb), K(C), К(Mn) ~ в 1,5 раза.

Показано, что по возрастанию склонности к центральной сегрегации химические элементы располагаются в последовательности:

MnVCNbPS.

По результатам анализа химического состава сляба в направлении толщины содержание элементов в основном металле и в осевой зоне относятся по С = 0,066/0,110%, Mn = 1,26/1,55%, Р = 0,011/0,030%, Nb = 0,030/0,070% [60].

Такое скачкообразное увеличение ликвирующих элементов в осевой зоне сляба наследуется листовым прокатом и приводит к формированию сегрегационных полос повышенной твердости [61-62].

В работах, посвященных разработке химического состава сталей, стойких против водородного растрескивания, отмечается необходимость снижения содержания марганца, который также значительно ликвирует. В работе [63] исследовано влияние содержания марганца на чувствительность стали к HIC.

Показано, что показатели HIC (CLR и CTR) значительно возрастают при увеличении содержания марганца более 1,2%. Однако даже при содержании марганца 1,1% в центральной зоне наблюдается скачкообразное увеличение массовой доли марганца до 1,2-1,4%, а при ультранизком содержании марганца – 0,3% таких скачков не наблюдается [64]. Автором работы [25] предложена концепция низкомарганцовистой стали, стойкой против растрескивания HIC.

Среднее содержание углерода в такой стали составляет 0,04-0,06%, марганца 0,20-0,45%, для дополнительного упрочнения сталь содержит Сr = 0,4-0,6%, Nb = 0,07-0,10%, Ni, Сu. Снижение массовой доли марганца от 1,5 до 1,2% значительно снижает микротвердость основного металла/осевой зоны от 300/230HV до 220/210HV. Приемлемое содержание марганца в стали, стойкой к водородному растрескиванию, зависит от содержания в ней углерода [13].

В работе [65] исследовано влияние легирующих элементов на температурный интервал пребывания металла в -ферритной области.

Содержание никеля в количестве 1,0% снижает интервал ~ на 80°С (от 150 до 70°С), меди ~ на 45°С. Хром не влияет на температурный интервал -феррита, а молибден в количестве 1,0% повышает область -феррита от 150 до ~ 245°С.

Необходимо поддерживать на низком уровне содержание примесных элементов и газов: S, P, H и О. В ряде работ отмечается значительная склонность серы и фосфора к сегрегации [38, 60, 20], поэтому их содержание необходимо ограничивать S 0,001%, P 0,012%.

В работе [13] предложено уменьшить сегрегацию путем дополнительной термической обработки в аустенитной области. Однако, это приводит только к незначительным улучшениям, и только тогда, когда применяется достаточно дорогостоящий процесс с нагревом до 1250°С в течении 20 часов.

Помимо вышеуказанных технологических факторов, влияющих на формирование центральной ликвационной неоднородности слябов, разработаны способы, направленные на ее устранение или снижение: электромагнитное перемешивание расплава в зоне вторичного охлаждения, вибрационное и импульсное воздействие на кристаллизующийся металл, введение в расплав кристаллизатора МНЛЗ твердой фазы, система «мягкого» обжатия [38].

В массовом производстве широко применяется технология «мягкого»

обжатия, которая предполагает незначительную деформацию непрерывнолитой заготовки в ручье при ее производстве на горизонтальном участке перед окончательным затвердеванием [13]. Однако отмечается низкая эффективность данной технологии для уменьшения центральной сегрегации [38].

1.3.4. Влияние термомеханической и термической обработки

На стойкость листов против коррозионного растрескивания негативное влияние оказывают такие структурные факторы, как повышенная твердость, внутренние напряжения, негомогенность микроструктуры. Твердые составляющие в мягкой матрице стали являются следствием вторичных ликвационных явлений при -превращении, в результате которого углерод диффундирует в определенные области, в особенности, обогащнные марганцем, образовавшиеся ранее в процессе кристаллизации. Так как марганец понижает температуру -превращения, области с его повышенным содержанием будут подвержены превращению в последнюю очередь, и поэтому содержание углерода в них будет увеличиваться. Эта вторичная сегрегация углерода определяет полосчатость структуры, которая является прекрасным местом зарождения и распространения водородных трещин [13-14]. Ограничение содержания в стали углерода и марганца, необходимое для понижения сегрегационной неоднородности и повышения стойкости листов к HIC, значительно снижает возможность обеспечения прочностных характеристик проката, особенно соответствующих категории прочности Х60-Х65 и выше, даже в случае применения добавок Nb и V. При изготовлении листов по технологии контролируемой прокатки с последующим охлаждением на спокойном воздухе для повышения прочностных свойств необходима реализация таких схем прокатки, при которых температура на конечной стадии была бы значительно ниже критической точки превращения аустенита в феррит (температуры Ar3). В исследовании [66] отмечается, что стойкость стали к водородному растрескиванию существенно зависит от температуры конца прокатки и снижение температуры окончания деформации в двухфазную область повышает склонность стали к водородному растрескиванию. Это объясняется повышением перлитной полосчатости структуры, степени сегрегационной структурной неоднородности, увеличением плотности дислокаций и большей деформацией пластичных сульфидов марганца. При испытании листов в среде В, растрескивания HIC не происходит ни при обработке листов по режимам КПУО, ни после КП при различных температурах конца прокатки. Напротив, при испытании в более жесткой среде А наблюдается повышение показателя CLR при снижении температуры окончания прокатки листов при КП и КПУО. Временное сопротивление стали также возрастает при снижении температуры конца прокатки.

Отрицательное влияние перлитной полосчатости как в основном металле, так и в осевой зоне на стойкость листов к водородному растрескиванию может быть уменьшено за счет применения отпуска после контролируемой прокатки [67]. Отмечается, что отпуск при температурах выше 650°С позволяет сгладить сегрегированные зоны, частично глобулязовать перлит, а также удалить значительную часть дислокаций, сформированных при низкой температуре окончания прокатки. Однако, с другой стороны, снижаются прочностные характеристики листов.

В исследовании [68] показано, что при производстве листов из стали 09ГСФ по режиму с началом и завершением чистовой прокатки при температурах ниже температуры остановки рекристаллизации аустенита получается наихудшая сопротивляемость HIC, а показатель CLR в отдельных случаях достигал 20-30%.

Структура аустенита после завершения прокатки была деформированной, с границами зерен, ориентированными в направлении прокатки, а после охлаждения структура имела полосчатость. Вдоль границ вытянутых аустенитных зерен формировались плоскости с высокой плотностью неметаллических включений. Напротив, режим прокатки с чистовой стадией деформации в температурной области рекристаллизации аустенита позволил при схожих прочностных свойствах проката обеспечить стабильно высокую стойкость стали против HIC (CLR = 0%). В этом случае аустенитная структура перед началом охлаждения полностью прошла рекристаллизацию, что обеспечило однородную конечную микроструктуру с равномерным распределением неметаллических включений. Промежуточный вариант прокатки с началом чистовой стадии при температуре рекристаллизации и завершением ниже температуры остановки рекристаллизации обеспечил допустимые значения показателя CLR не более 6%.

Вследствие деформации нерекристаллизованных зерен аустенита в слое металла под поверхностью неметаллические включения распределяются в виде плоскостей, на этих скоплениях частиц в порах скапливается водород, что и приводит к образованию блистерингов.

Технология закалки с отдельного нагрева с дополнительным отпуском широко используется при изготовлении проката с повышенными требованиями к стойкости против водородного растрескивания, в особенности при отсутствии установки ускоренного контролируемого охлаждения. Такие марки сталей, как 13ХФА, 09ГСФ, 08ГБФУ и 07ГБФУ, были разработаны под данную технологию, что обеспечивало требуемый уровень прочности класса К48-К56 и высокие требования по сероводородному растрескиванию. В настоящее время при изготовлении этих сталей также применяют технологию контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением [17, 69-72].

Для предотвращения формирования полосчатости и твердых структур, которые наряду с неметаллическими включениями могут действовать как центры зарождения водородных трещин, для сталей применяют ускоренное охлаждение после термомеханической прокатки. При быстром охлаждении вследствие торможения обратной диффузии углерода формирование полосчатой структуры подавляется [73]. Интенсивное охлаждение приводит к более равномерному распределению углерода в центральной сегрегационной зоне [13, 65], уменьшению количества твердых фаз, таких как мартенсит и верхний бейнит и мелко их рассеивает [74]. При ускоренном охлаждении формируется более дисперсная и равномерная структура, а технологические параметры и химический состав стали позволяют управлять соотношением структурных составляющих.

Однако микроструктура стали после КПУО достаточно чувствительна к условиям охлаждения, и, сооответсвенно, стойкость стали против HIC может меняться [14].

Так, если температура начала ускоренного охлаждения близка к критической точке Ar3 или выше ее, возможно формирование практически полностью бейнитной структуры. Если начало ускоренного охлаждения ниже Ar3, то может формироваться феррито-бейнитная или феррито-перлитная структура, при этом наблюдается полосчатость. В первом случае стойкость к сероводородному растрескиванию выше [14, 75-76]. Если температура окончания ускоренного охлаждения выше оптимума, то формируется полосчатая феррито-перлитная структура, а если ниже – большое количество продуктов промежуточного превращения, участков мартенсита и М/А [77]. Отмечается положительное влияние увеличения скорости охлаждения на уменьшение полосчатости структуры и повышение стойкости листов против растрескивания HIC [13-14, 78].

Режим ускоренного охлаждения проката должен обеспечивать максимальную гомогенность конечной структуры.

Перспективной технологией эффективного управления процессами структурообразования является применение отпуска после дополнительного нагрева в потоке стана - HOP-процесс (heat treatment on-line process – обработка нагревом в потоке) непосредственно после ускоренного охлаждения [75, 79-80]. С точки зрения формирования микроструктуры HOP-процесс дает возможность гомогенизировать микроструктуру с более эффективным дисперсионным упрочнением, что не может быть достигнуто при обычной ТМО с ускоренным охлаждением, кроме как низкопроизводительной термообработкой вне потока стана. При данной технологии после ускоренного охлаждения до температуры около 500°С производится подогрев раската до 650°С с дальнейшим медленным охлаждением. При нагреве происходит распад частиц М/А-составляющей, что способствует повышению стойкости листов против водородного растрескивания, а выделение дисперсных частиц карбидов позволяет повысить прочностные свойства. Однако HOP-процесс является сложной технологической операцией и не имеет широкого распространения на металлургических предприятиях.

1.4. Металловедческие аспекты технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением В основе идеи процесса термомеханической обработки по схеме контролируемая прокатка с ускоренным охлаждением стоит задача измельчения зерна, способствующая достижению упрочнения стали без дополнительного легирования с одновременным повышением пластичности и хладостойкости.

Упрочнение при использовании ускоренного охлаждения (УО) можно объяснить следующими факторами: измельчение зерна феррита, более эффективное дисперсионное упрочнение, формирование более дисперсных низкотемпературных продуктов превращения аустенита, увеличенная плотность дислокаций в феррите, пересыщение твердого раствора. Это обусловлено увеличением скорости охлаждения металла, что приводит к смещению

-превращения в область более низких температур [14].

Процесс КПУО предусматривает ряд технологических операций по измельчению структурных элементов стали: ограничение роста зерна аустенита при нагреве слябов; измельчение рекристаллизованного аустенита; увеличение плотности мест зарождения новой фазы в нерикристаллизованном аустените;

переохлаждение аустенита во время ускоренного охлаждения с целью повышения скорости образования элементов новой фазы и формирования дисперсных продуктов промежуточного превращения [81-84].

В процессе нагрева сляба под прокатку происходит перекристаллизация его литой структуры и перевод микролегирующих элементов в твердый раствор с целью последующей реализации ТМО. Температура и продолжительность нагрева регламентируется в зависимости от химического состава и задач процесса ТМО. Нагрев до высоких температур сопровождается ростом зерна аустенита, что неблагоприятно для дальнейшего измельчения зерна [85-87].

Выделяют два механизма роста зерна аустенита при нагреве: нормальный и аномальный. Нормальный рост зерна характерен для низколегированных Si-Mn-сталей, при этом при температурах нагрева 1150-1200°С зерно может достигать размеров 200 мкм и более. При аномальном росте наблюдается очень быстрое увеличение зерна аустенита в диаметре при достижении определенной температуры [88]. Ограничение роста зерна достигается путем торможения движения дислокаций дисперсными частицами второй фазы и крупными атомами в тврдом растворе за счет уменьшения подвижности границ [89].

Для предотвращения аномального роста зерна аустенита при нагреве используют дисперсные частицы карбонитридообразующих элементов (V, Nb и Ti) [90-91]. По степени сдерживания роста аустенитного зерна при нагреве в порядке возрастания элементы располагаются в последовательности V - Nb - Ti.

По мере растворения карбонитридов при повышении температуры нагрева ослабевает их влияние на сдерживание роста зерна. Для трубных сталей с содержанием V = 0,04-0,10%, Nb = 0,02-0,08%, Ti = 0,010-0,030% рост зерна аустенита при нагреве может быть ограничен при использовании добавок ванадия до температуры 1000-1100°С, ниобия до 1150°С, а титана до температуры более 1200°С [92].

На черновой стадии прокатки в результате многократной рекристаллизации деформированного аустенита происходит измельчение его зерна. В деформированном аустените происходят последовательные процессы, ведущие к устранению дефектов кристаллического строения и разупрочнению.

Интенсивность протекания этих процессов зависит от температуры металла, степени и скорости деформации, состава твердого раствора аустенита, наличия дисперсных фаз и др. Процесс разупрочнения стали имеет стадию возврата (отдых и полигонизация), на которую приходится до 15% разупрочнения, и последующую рекристаллизацию, дающую около 85% разупрочнения [86, 93-95].

В горячедеформированном аустените различают три этапа прохождения рекристаллизации: первичная, собирательная и вторичная. На этапе первичной рекристаллизации в деформированном аустените формируются и растут новые зерна, при собирательной рекристаллизации происходит равномерный рост всех зерен, а в процессе вторичной рекристаллизации наблюдается рост отдельных зерен с большей скоростью [96].

Процесс рекристаллизации деформированного аустенита делят на три типа:

динамическую, метадинамическую и статическую. Динамическая рекристаллизация проходит практически мгновенно в условиях высокой температуры и больших деформаций. После динамической рекристаллизации следует метадинамическая, при которой происходит рост зерен. Статическая рекристаллизация контролируется диффузионными процессами в аустените и требует инкубационного периода для ее прохождения. Во время статической рекристаллизации происходит зарождение и рост новых зерен. Т.к. в промышленных условиях прокатки толстых листов деформация происходит при температурах 950-1150°С с единичными относительными обжатиями около 10-30%, то статическая рекристаллизация является единственным возможным типом [84, 89, 91, 97-98].

Замедление рекристаллизации аустенита может осуществляться путем торможения миграции границ зерен и субзерен за счет твердорастворного эффекта и частицами дисперсных карбонитридных фаз, выделяющихся под действием деформации. Минимальная температура, необходимая для полной рекристаллизации аустенита (Т95) при содержании ниобия 0,060% и деформации 15% составляет около 1020°С, а температура полного торможения рекристаллизации (Т5) составляет 960°С. Увеличение содержания ниобия до 0,10% способствует повышению Т95 до 1060°С, а Т5 до 1000°С [92].

После черновой стадии деформации рекристализующегося аустенита производится межстадийное охлаждение (подстуживание) подката, во время которого деформация не осуществляется, с целью предотвращения частичной рекристаллизации аустенита, что приводит к разнозернистости структуры аустенита и, затем, конечной микроструктуры проката. Во время подстуживания происходит рост зерна аустенита, который в некоторой степени ограничивается частицами Nb(C,N). Повышение скорости межстадийного охлаждения подката способствует измельчению структуры, увеличению механических свойств [99-100].

На чистовой стадии прокатки осуществляется деформация зерен нерекристализующегося аустенита с целью формирования повышенной плотности дефектов кристаллического строения для создания большого числа мест зарождения новой фазы, что выражается в увеличении параметра удельной эффективной поверхности границ раздела в аустените (Svэфф) [101-102]. Местами зарождения новой фазы являются поверхность деформированного зерна аустенита и несовершенства кристаллического внутризеренного строения (полосы деформации, двойники деформации и частицы карбонитридов) [84]. Для проведения чистовой стадии деформации нерекристализующегося аустенита необходим температурный интервал между температурами Т5 и концом прокатки, что может быть обеспечено содержанием ниобия обычно не менее 0,030% [82, 92]. Температурный интервал и температура окончания чистовой стадии деформации существенно влияют на микроструктуру и свойства листов.

С точки зрения воздействия на структуру стали до и после фазового превращения технологические схемы контролируемой прокатки можно разделить на основные виды: высокотемпературная (ВКП), низкотемпературная (НКП) и рекристаллизационная (РКП).

При высокотемпературной контролируемой прокатке окончание деформации осуществляется в однофазной -области, после чего фазовые превращения происходят на воздухе. При этом формируется микроструктура с крупнозернистым ферритом и перлитом.

Низкотемпературная контролируемая прокатка предусматривает завершение деформации в двухфазной +-области. Повышение прочностных свойств в этом случае происходит за счет формирования вдоль направления прокатки наклепанного ферритного зерна с развитой субструктурой и высокой плотностью дислокаций. Микроструктура проката после НКП представляет собой феррито-перлитную смесь (иногда феррито-бейнитную) с текстурой и полосчатостью, что может приводить к снижению ударной вязкости стали [85, 88].

При рекристаллизационной прокатке, как на черновой, так и на чистовой стадиях деформации происходят процессы рекристаллизации деформированного аустенита, что приводит к значительному его измельчению. Для проведения прокатки в области рекристаллизации сталь не должна содержать Nb. Однако пределы измельчения аустенитного зерна и конечной микроструктуры проката при этом существенно ограничены [103-104].

В современных условиях производства высокопрочных низколегированных трубных сталей после контролируемой прокатки применяют ускоренное охлаждение. Данный технологический процесс позволяет провести фазовое превращение переохлажденного аустенита с формированием более дисперсных продуктов промежуточного превращения вместо перлитного, что еще в большей степени измельчает зерно, повышает эффект дисперсионного упрочнения, уменьшает анизотропию свойств металла и т.д. Основными параметрами ускоренного охлаждения являются температура начала и окончания охлаждения и скорость охлаждения. Варьирование температурно-скоростными режимами УО позволяет эффективно воздействовать на структурообразование в стали и обеспечивать заданный комплекс свойств проката. Влияние режимов последеформационного ускоренного охлаждения на процессы формирования микроструктуры и свойства толстолистового проката представлено во многих работах [73, 105-110].

Микроструктурой, формирующейся в процессе превращения по диффузионному механизму при малом переохлаждении аустенита, является полигональный феррит и перлит. Увеличение переохлаждения аустенита вызывает образование продуктов бейнитного (промежуточного) превращения, сочетающего в себе элементы диффузионного и бездиффузионого (мартенситного) превращения [105, 111-112]. В низкоуглеродистых сталях основным продуктом превращения аустенита является феррит, но имеющий блочную морфологию и повышенную плотность дислокаций [113].

Изучение кинетики фазовых превращений стали в лабораторных условиях проводят дилатометрическим методом путем построения термокинетических диаграмм распада аустенита при различных режимах охлаждения [114].

Повышенная прочность современных низкоуглеродистых сталей в результате ТМО достигается путем получения микроструктуры стали, состоящей из продуктов бейнитного превращения и характеризующейся малым размером элемента матрицы с повышенной плотностью дислокаций, в том числе субзеренной структурой, что обеспечивает сочетание высокой прочности и хладостойкости проката [115-116].

Структура проката, обеспечивающая высокую стойкость против водородного растрескивания, должна быть равномерной (без полосчатости) и мелкозернистой. Применение ускоренного охлаждения значительно измельчает ферритное зерно и размер частиц второй фазы. Увеличение скорости охлаждения также противодействует образованию таких вторичных ликвационных явлений как полосчатость. Полосчатость является следствием дендритной ликвации легирующих элементов, в результате чего при горячей деформации возникают слои разного химического состава, в которых превращение протекает при различных температурах [73]. Из этих слоев и формируются полосы феррита и перлита вследствие вытеснения углерода из областей, где прошло ферритное превращение и обедненных легирующими элементами в слои с повышенным содержанием легирующих элементов, из которых и образуется перлит. При быстром охлаждении вследствие подавления обратной диффузии углерода и образования спонтанных центров кристаллизации формирование полосчатой структуры подавляется [73]. Кроме того, использование ускоренного охлаждения предотвращает образование текстуры и расщеплений. Повышение гомогенности структуры способствуют повышению стойкости металла к сероводородному растрескиванию за счет уменьшения количества центров зарождения водородных трещин, которыми могут быть не только неметаллические включения, такие как сульфиды и оксиды, но и, например, перлитные полосы или островки мартенсита [13-14]. Кроме того, распространение водородной трещины происходит, в основном, по твердым составляющим микроструктуры, а высокая гомогенность сталей после ускоренного охлаждения препятствует этому. Таким образом, наряду с контролем неметаллических включений, снижением уровня сегрегации и совершенствования технологии непрерывной разливки стали, ускоренное охлаждение является эффективным средством повышения стойкости листового проката к сероводородному растрескиванию.

1.5. Особенности и классификация микроструктур малоуглеродистых низколегированных трубных сталей В настоящее время толстолистовой прокат из малоуглеродистых низколегированных трубных сталей изготавливают преимущественно по технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, обеспечивающей сочетание высокой прочности, вязкости и хладостойкости листов категорий прочности до Х100. Особенности химического состава (С = 0,04-0,10%; Mn = 1,5-2,0%; легирование Сr, Ni, Cu, Mo до 0,30% каждого;

микролегирование Ti, Nb, V) и технологии ТМО (максимальное измельчение и наклеп зерна аустенита и ускоренное охлаждение) трубных сталей приводят к тому, что конечная микроструктура стали состоит, в основном, из продуктов промежуточного превращения без четко выраженных морфологических признаков. Такая микроструктура представляет собой смесь различных типов ферритной матрицы и тврдых высокоуглеродистых фаз, последовательно формирующихся при различных температурах при охлаждении, что обуславливает трудности в их идентификации [117]. Морфологическая идентификация и классификация таких структур сложнее, чем ферритокарбидных структур, формирующихся в более высокоуглеродистых сталях [14, 118].

Для обозначения структур малоуглеродистых низколегированных сталей было разработано несколько типов классификаций [119-121]. Однако, наиболее приемлемой для описания структур, учитывающей особенности превращения аустенита при ТМО представляется система [117], основанная на подходе классификации бейнитного комитета ISIJ (Японского института стали и чугуна) [113, 122]. Эта система предусматривает отдельную классификацию ферритных продуктов, представляющих матрицу стали, и высокоуглеродистых продуктов «вторичной» фазы. Различные фазы и структурные составляющие, получаемые при распаде переохлажденного аустенита схематически изображены на рисунке 1.2 [117].

Согласно представленной на рисунке 1.2 классификации низкоуглеродистая

-фаза может быть представлена следующими микроструктурами в порядке понижения их температуры превращения [117]:

- полигональный (полиэдрический) феррит (ПФ) формируется в процессе превращения аустенита по нормальному диффузионному механизму при температурах более 650°С. Феррит имеет равноосные зерна и малую плотность дислокаций. Границы между зернами, в основном, высокоугловые. В случае, если имела место пластическая деформация феррита, то зерна характеризуются вытянутостью в направлении прокатки и большей плотностью дислокаций;

- квазиполигональный (квазиполиэдрический) феррит (КвПФ) образуется при условиях заторможенности диффузионных процессов в аустените (достаточно высокая скорость охлаждения, повышенный уровень легирования), который в этом случае не успевает превратится в полигональный феррит при более высоких температурах. КвПФ имеет меньший размер кристаллов, чем ПФ, субструктуру из Рисунок 1.2 – Разновидности структурных составляющих, образующихся при распаде переохлажденного аустенита в малоуглеродистых низколегированных трубных сталях [117] малоразориентированных блоков и более высокую плотность дислокаций, а границы кристаллов искривлены;

- гранулярный (ГБФ) и реечный (РБФ) бейнитные ферриты – это феррит, образовавшийся по бейнитному (диффузионносдвиговому) механизму при охлаждении с высокими скоростями до температуры ниже 600°С в условиях практическими полного торможения диффузионных процессов. Обозначение бейнитного феррита связано с морфологией его структуры;

- низкоуглеродистый реечный мартенсит (М) образуется при высоких скоростях охлаждения до температур ниже точки Мs по механизму мартенситного превращения, когда углерод не успевает выделиться из твердого раствора.

Высокоуглеродистые фазы разделяют на островковые, регулярные и прослойки.

В порядке понижения температуры превращения островковые высокоуглеродистые структуры бывают следующими:

- пластинчатый перлит (П) образуется по диффузионному механизму из участков аустенита, обогащенных углеродом и легирующими элементами, в основном, при малых скоростях охлаждения (обычно менее 5°С/с) и температурах выше 600°С. Пластинчатый перлит представляет собой эвтектоидную смесь

-фазы и тонких параллельных пластин цементита;

- вырожденный перлит (ВП) формируется, если времени для прохождения диффузионных процессов недостаточно. В этом случае регулярность расположения цементитных пластин нарушается, а колонии измельчаются;

- высокоуглеродистый верхний бейнит (ВБ) образуется из участков аустенита, обогащенных углеродом при более низких температурах, чем перлит.

Структура ВБ представляет собой смесь -фазы и цементитных пластин (линз).

От перлита он отличается большей дисперсностью и разоориентированностью цементитных пластин;

- высокоуглеродистый нижний бейнит (НБ) формируется при более низких температурах превращения, чем ВБ и отличается выделениями цементита непосредственно внутри реек;

- М/А-составляющая (двойникованный высокоуглеродистый мартенсит + остаточный аустенит) образуется при переохлаждении микроскопических объмов аустенита с высокой концентрацией углерода и легирующих элементов.

В структуре М/А-составляющей имеется некоторое количество остаточного аустенита, доля которого зависит от температуры, соответствующей точке максимально возможного количества мартенсита в локальной области данной структурной составляющей. Размеры участков М/А-составляющей обычно составляют до 5-10 мкм.

Высокоуглеродистые островковые структуры чаще присутствуют в окружении зерен полиэдрического или квазиполигонального феррита, что объясняется необходимостью значительного перераспределения углерода в процессе -превращения. Среди регулярных высокоуглеродистых структур выделяют цементит и М/А-составляющую в структуре бейнитного феррита.

1.6. Постановка цели и задач исследования

Согласно литературным данным о природе и механизмах разрушения низкоуглеродистых трубных сталей, транспортирующих сероводородсодержащие среды, для повышения их стойкости против коррозионного растрескивания, инициированного водородом, в первую очередь, необходима минимизация факторов, способствующих зарождению и распространению трещин. Среди основных причин водородного растрескивания выделяют загрязненность стали неметаллическими включениями, несплошность структуры, повышенную твердость, полосчатость и ликвационную неоднородность.

Многие авторы отмечают, что высокий современный уровень технологии выплавки и непрерывной разливки, обеспечивающий минимальный уровень загрязненности стали неметаллическими включениями, не гарантирует стойкость стали против водородного растрескивания. Микроструктура и, в особенности, зона центральной сегрегационной неоднородности листов, формирующаяся на завершающем этапе производства, имеют важное значение для стойкости листов против водородного растрескивания. Однако разработанные методы снижения ликвационной неоднородности на сталеплавильном переделе не обеспечивают полного отсутствия центральной сегрегации в непрерывнолитом слябе и, как следствие, в листовом прокате.

Современным способом управления структурообразованием стали при термомеханической обработке является последеформационное ускоренное охлаждение. Между тем в литературе приводятся лишь общие закономерности влияния химического состава и режимов ускоренного охлаждения на структуру центральной сегрегационной зоны и стойкость против растрескивания HIC листов из трубных сталей. Также недостаточно сведений о влиянии режимов ТМО на механические свойства сероводородостойких сталей, особенностью которых является пониженное содержание марганца.

Результаты выполненного анализа послужили основанием для постановки цели работы, которая заключалась в установлении закономерностей и металловедческом обосновании 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;

освоении технологии производства толстолистового проката для труб большого диаметра категорий прочности Х52-Х65 в сероводородостойком исполнении.

Для этого необходимо было решить следующие основные задачи:

- изучить влияние различных скоростей охлаждения и вариантов легирования на фазовые превращения и микроструктуру низкоуглеродистых трубных сталей с пониженным содержанием марганца;

- установить влияние характеристик микроструктуры на сопротивление водородному растрескиванию опытных сталей категорий прочности Х46-Х65;

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

- в промышленных условиях толстолистового стана 3600 исследовать влияние химического состава (С, Mn, Mo) и режимов последеформационного охлаждения на микроструктуру основного металла и центральной сегрегационной зоны, механические свойства и стойкость против растрескивания HIC листов;

- разработать и освоить промышленную технологию производства толстолистового проката для труб категорий прочности Х52MS-Х65MS в сероводородостойком исполнении.

–  –  –

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 мм. Температуру металла перед началом разливки 220-2701550-1950 выдерживали в интервале 1520-1545°С. Перегрев металла относительно температуры ликвидус (Тпер) составлял ~ 5-25°С. Скорость разливки (Vр) была в пределах м/мин. Вторичное охлаждение слябов осуществляли 0,6-0,9 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 1160-1180°С, 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 1080-980°С до заданной толщины подката в 4-5 крат, температурный интервал чистовой стадии прокатки составлял 930-745°С. Последеформационное охлаждение листов осуществляли на воздухе и в установке контролируемого охлаждения ламинарного типа по следующим режимам: температуру начала охлаждения изменяли в пределах 860-740°С, окончания ускоренного охлаждения в интервале 650-410°С, скорость охлаждения варьировали в диапазоне от 2 до 30°С/с.

После ТМО листы подвергали вылеживанию в стопе на участке противофлокенной обработки. Температура укладки в стопу составляла ~ 350-500°С, температура съема была не выше 100°С, 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.

–  –  –

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 -80°С 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 -20°С.

Статистическую обработку результатов испытаний и построение зависимостей осуществляли с использованием программного обеспечения Microsoft Excel.

2.2.2. Исследование структуры

Центральную сегрегацию непрерывнолитых слябов определяли по результатам визуальной оценки макроструктуры после травления темплетов при температуре 60-80°С в 50%-ном водном растворе соляной кислоты по методике фирмы («Система классификации внутренних дефектов Mannesmann непрерывнолитых слябов фирмы «Mannesmann», 1999 г.).

Исследование микроструктуры стали проводили методами оптической микроскопии (ОМ), сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ).

Изучение микроструктуры проката методом ОМ осуществляли на микроскопе «Neophot-21» при увеличениях от 100 до 1000. Травление полированных шлифов проводили в 2-4%-ном растворе азотной кислоты (HNO3) в этиловом спирте. Для выявления М/А-составляющей проводили цветное травление шлифов в реактиве LePera (1%-ный водный раствор Na2S2O5 и 4%-ный спиртовой раствор пикриновой кислоты в соотношении 1:1).

Определение размера зерна проводили по ГОСТ 5639, полосчатости структуры по ГОСТ 5640. Загрязненность стали неметаллическими включениями оценивали по ГОСТ 1778 (метод Ш4) на оптическом микроскопе при увеличении 100 по наиболее загрязненному месту шлифа. Использовали по 6 нетравленых шлифов от объекта исследования.

Оценку неоднородности микроструктуры по толщине листового проката проводили с помощью разницы между микротвердостью осевой зоны (зоны центральной сегрегационной структурной неоднородности), расположенной на 1/2-толщины проката (.) и микротвердостью основного металла на 1/4-толщины проката ( ): HV0,2 =, а также коэффициента сегрегационной структурной неоднородности К(HV0,2) = /.

Изучение особенностей морфологии микроструктурных составляющих, фрактографические исследования и определение состава неметаллических включений осуществляли на сканирующем электронном микроскопе JEOL JSM с ускоряющим напряжением 20 кВ, оснащенном системой 6610LV энергодисперсионного микроанализа INCA Energy Feature XT при увеличениях от 500 до 8000.

Изучение микроструктуры методом ПЭМ проводили на фольгах с помощью электронного микроскопа JEM 200CX с ускоряющим напряжением 160 кВ (ток пучка ~ 100 мкА, без учета тока утечки - ~ 30 мкА) при увеличениях 15000 и

30000. Утонение фольг осуществляли механическим способом до толщины мкм. Окончательную обработку проводили электролитической ~ 30-40 полировкой при напряжении 16-18 В в электролите, состоящем из фосфорной кислоты и хромового ангидрида в количестве 250 г на 1 л кислоты.

2.2.3. Изучение фазовых превращений аустенита при охлаждении

Изучение кинетики фазовых превращений горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении проводили методом построения и анализа термокинетических диаграмм (ТКД) опытных сталей. ТКД строили по кривым охлаждения, снятым на быстродействующем деформационном дилатометре (Германия). Для эксперимента использовали BHR-805 цилиндрические образцы диаметром 5 мм и длиной 10 мм, изготовленные из готового проката опытных плавок.

Нагрев образцов осуществляли в вакууме (10-4 мм рт. ст.) током высокой частоты 2 МГц в кварцевых трубках внутри кольцевого водоохлаждаемого индуктора. Деформирование образца, зажатого в керамических пуансонах из Al2O3, производили гидравлическим устройством дилатометра с задачей деформации в миллиметрах сближения пуансонов. Запись кривых охлаждения проводили путем одновременного регистрирования изменения длины образца при охлаждении в масштабе °С/мкм и скорости охлаждения °С/с. Изменение длины образца фиксировали путем подстройки контура при изменении емкости конденсатора, одна из пластин которого (смещаемая) связана с исследуемым образцом кварцевой трубкой.

Дилатометр BHR-805 оснащен программным регулятором, который позволяет применять различные схемы охлаждения. При скорости охлаждения менее 10°С/с (скорость охлаждения образца в вакууме) производили подогрев образца, а при скорости охлаждения более 10°С/с – образцы обдували гелием с различной скоростью подачи газа с целью регулировки скорости охлаждения.

Скорость охлаждения образцов измеряли в диапазоне температур от 800 до 700°С.

Режимы обработки на дилатометре, имитирующие воздействие ТМО на прокатном стане, предусматривали нагрев до 1150°С, двухступенчатую деформацию со степенью = 15-20% при температурах 1050°С и 850°С во время медленного охлаждения и дальнейшее охлаждение со скоростями 0,5, 1, 2, 5, 10, 20, 30, 50 и 100°С/с до температуры 100°С.

При анализе дилатометрических кривых охлаждения и исследовании образцов определяли следующие основные параметры фазовых превращений в стали при различных скоростях охлаждения: положение и протяженность областей формирования феррита, перлита и бейнита, ориентировочные объмные доли фаз и твердость стали.

Превращения аустенит феррит и аустенит бейнит протекают с изменением размера образца, что соответствует действительному объемному эффекту фазового превращения и приводит к появлению перегибов на дилатометрической кривой охлаждения, по которым определяли температуры начала и окончания фазовых превращений. Ориентировочную долю фаз в процентах определяли также на дилатометрических кривых методом подобным «правилу рычага». Оценку характера микроструктуры и уточнение доли фаз опытных образцов проводили путем микроструктурного анализа при оптическом увеличении. Измерение микротвердости образцов проводили на тех же шлифах, что и изучение микроструктуры. Полученные результаты наносили на график в координатах «температура - скорость охлаждения». Точки, соответствующие температурам начала и окончания каждого превращения при различных скоростях охлаждения, соединяли плавными линиями. На ТКД наносили тип и долю структурных составляющих в процентах и твердость стали.

2.2.4. Испытание на стойкость против водородного растрескивания (HIC) Испытание для оценки стойкости стали против водородного растрескивания (HIC) проводили в соответствии с методикой NACE TM0284 на оборудовании фирмы «CORTEST» (США) в аттестованной лаборатории коррозионных испытаний ПАО «МК «Азовсталь».

При этом испытании три одинаковых образца размерами 10020h-2 мм (h – толщина листа), отобранные по направлению прокатки, помещали в герметичный сосуд (автоклав), который продували нейтральным газом (азотом) для удаления воздуха. В сосуд заливали испытательный раствор А (5% NaCl + 0,5% CH3COOH в дистиллированной воде) и продували сероводородом для равновесного насыщения. После этого подачу сероводорода уменьшали до нескольких пузырьков в минуту для поддержания насыщенности сероводородом раствора во время испытания. Концентрация H2S в растворе на конец испытания была минимум 2,3 ррm (мг/м3). Продолжительность испытания при температуре 25±3°С и давлении окружающей среды составляла 96 часов, значения pH раствора были в пределах 2,7-3,3 в начале испытания и не более 4,0 в конце испытания.

После завершения испытания подачу сероводорода прекращали, автоклав продували азотом для удаления сероводорода. После извлечения из автоклава образцы разрезали на четыре части (тремя поперечными резами) и три плоскости реза трех различных частей подвергали полировке и травлению для усиления видимости возможных трещин (рисунок 2.1 а и б).

–  –  –

После подготовки поверхности сечений образца подвергали осмотру на наличие трещин с применением инструментального микроскопа. В случае обнаружения трещин проводили их измерение по размерам и положению относительно друг друга (рисунок 2.1 в). На основании измерений рассчитывали показатели HIC: показатель длины трещины (CLR – Crack Length Ratio), показатель толщины трещины (CTR – Crack Thickness Ratio) и показатель чувствительности к образованию трещин (CSR – Crack Sensivity Ratio). Для каждого сечения по формулам (2.1-2.3) вычисляли величины CLR, CTR и CSR и определяли их средние значения для испытанного образца.

(2.1) (2.2) (2.3) Анализ результатов испытаний опытных листов на HIC проводили по средним значениям для трех образцов.

–  –  –

Оценку стойкости стали против сульфидного растрескивания под напряжением (SSC) при четырехточечном изгибе образцов осуществляли в соответствии с методикой NACE TM0177 в испытательном растворе А.

Испытанию подвергали 3 продольных образца длиной 115 мм, шириной 15 мм и толщиной 5 мм в соответствии с ISO 7539-2 или ASTM G39.

Перед испытанием образцы подвергали статической нагрузке загибом в четырех точках в зажимном устройстве, как показано на рисунке 2.2.

Испытательное напряжение составляло 72, 80 и 90% от установленного минимального предела текучести листа.

Рисунок 2.2 – Испытательный образец, подвергнутый нагрузке изгибом в четырех точках в зажимном устройстве После нагружения образец в зажимном устройстве помещали в автоклав и проводили испытание по аналогичной методике испытания на HIC.

При этом продолжительность экспозиции составляла 720 часов. После завершения испытания образцы извлекали из среды и зажимного устройства и проводили оценку растянутой поверхности на наличие трещин под оптическим микроскопом при увеличении 10. Образец считается выдержавшим испытание, если на оцениваемой поверхности не будут обнаружены трещины или признаки разрушения и если не будет доказано, что они являются следствием сульфидного растрескивания под напряжением.

Глава 3. Исследование условий формирования микроструктуры опытных низкоуглеродистых трубных сталей с пониженным содержанием марганца Целью термомеханической обработки является формирование конечного структурного состояния стали, обеспечивающего требуемый комплекс свойств проката.

Для эффективного управления структурообразованием необходимо изучение фазовых превращений аустенита при охлаждении и определение условий формирования и морфологических особенностей микроструктуры стали для установления связи – «состав - технология - структура - свойства». С этой целью с помощью дилатометра BHR-805 проводили исследование кинетики фазовых превращений горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении сталей различных систем легирования, а также изучили морфологию структурных составляющих опытных малоуглеродистых низколегированных сталей с пониженным содержанием марганца, перспективных для применения в качестве материала для труб, стойких против растрескивания в среде сероводородсодержащих природного газа и нефти.

3.1. Изучение фазовых превращений горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении (ТКД) сталей различных систем легирования Провели изучение кинетики фазовых превращений, микроструктуры и механических свойств низкоуглеродистых сталей различных систем легирования.

Материалом для исследования служили образцы, изготовленные из листов промышленного производства (стали №№ 1-4 в таблице 2.1), химический состав которых приведен в таблице 3.1.

–  –  –

Химический состав опытных сталей характеризуется пониженным содержанием углерода (С = 0,05-0,07%) и марганца (Mn = 0,90-1,25%).

Содержание кремния находилось на уровне 0,20-0,23%. Стали имели добавки легирующих элементов Cr, Ni, Cu и Mo до 0,25% каждого и в различных сочетаниях в сумме до 0,90%. Общее содержание микролегирующих элементов Ti+Nb+V составляло 0,120%.

Из таблицы 3.1 видно, что стали дополнительно к базовому химическому составу (0,05-0,07%)С-(0,90-0,95%)Mn-(0,20-0,23%)Si-(Ti+Nb+V) 0,120% имели различные комбинации добавок легирующих элементов: сталь 06ГХФБ содержала Cr, сталь 07ГХНДФБ содержала добавки Cr+Ni+Cu, сталь 05Г1ХНДФБ имела в составе Сr+Ni+Cu и повышенное содержание Мn в количестве 1,25%, а сталь 06ГХНДМФБ содержала Сr+Ni+Cu+Mo.

На рисунке 3.1 представлены термокинетические диаграммы исследуемых сталей. ТКД сталей указывают на наличие областей ферритного, перлитного и бейнитного превращений в исследованном интервале скоростей охлаждения. При повышении скорости охлаждения температура начала ферритного превращения (критическая точка Ar3) понижается. Увеличение степени легирования стали приводит к сужению температурного интервала формирования феррита и расширению области бейнитного превращения.

а б

–  –  –

г Рисунок 3.1 – Термокинетические диаграммы распада горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении сталей различных систем легирования:

а – 06ГХФБ (Сr); б – 07ГХНДФБ (Сr+Ni+Cu);

в – 05Г1ХНДФБ (Сr+Ni+Cu+Мn); г – 06ГХНДМФБ (Сr+Ni+Cu+Mo) На рисунке 3.2 представлена микроструктура дилатометрических образцов из стали 07ГХНДФБ (Сr+Ni+Cu), охлажденных с различными скоростями: 1, 5, 20 и 50°С/с. Видно, что после охлаждения со скоростью 1°С/с микроструктура стали имела феррито-перлитное строение. Увеличение скорости охлаждения до 5°С/с привело к появлению в микроструктуре бейнита и уменьшению доли перлита и феррита. При дальнейшем повышении скорости охлаждения наблюдается увеличение доли дисперсных продуктов промежуточного превращения игольчатой морфологии с одновременным уменьшением доли феррита.

–  –  –

Из ТКД на рисунке 3.1 а видно, что сталь 06ГХФБ (Сr) имеет широкую область перлитного превращения, которое может протекать в интервале скоростей охлаждения до ~ 25°С/с, в то время как дополнительные добавки легирующих элементов интенсивно подавляют перлитное превращение, которого нет при охлаждении со скоростью 10°С/с для стали 07ГХНДФБ (Сr+Ni+Cu) и со скоростью 5°С/с для сталей 05Г1ХНДФБ (Сr+Ni+Cu+Мn) и 06ГХНДМФБ (Сr+Ni+Cu+Mo) (рисунки 3.1 б - г).

Формирование феррито-бейнитной микроструктуры стали 06ГХФБ (Сr) возможно при охлаждении со скоростью 30°С/с, стали 07ГХНДФБ (Сr+Ni+Cu) со скоростью 10°С/с, а сталей 05Г1ХНДФБ (Сr+Ni+Cu+Мn) и 06ГХНДМФБ (Сr+Ni+Cu+Mo) со скоростью 5°С/с. При этом бейнитное превращение для сталей 06ГХФБ (Сr), 07ГХНДФБ (Сr+Ni+Cu) и 05Г1ХНДФБ (Сr+Ni+Cu+Мn) зафиксировано при охлаждении со скоростью 5°С/с, а для стали 06ГХНДМФБ (Сr+Ni+Cu+Mo) со скоростью 2°С/с.

На рисунке 3.3 показано влияние скорости охлаждения на долю ферритной и бейнитной составляющих микроструктуры в опытных сталях. При увеличении скорости охлаждения происходит одновременное снижение доли феррита и повышение доли бейнита. При одинаковых скоростях охлаждения наблюдается большая объмная доля бейнита и меньшая доля феррита в сталях в следующем порядке по возрастанию легирования: Сr Сr+Ni+Cu Сr+Ni+Cu+Мn Сr+Ni+Cu+Mo. Формирование полностью бейнитной микроструктуры имело место у стали Сr+Ni+Cu+Mo при охлаждении со скоростью 100°С/с. При этом у стали с добавкой только Сr, охлажденной со скоростью 100°С/с, доля бейнита составляла около 70%.

–  –  –

На рисунке 3.4 для сравнения показана микроструктура сталей 06ГХФБ (Сr) и 06ГХНДМФБ (Сr+Ni+Cu+Mo), охлажденных со скоростью 30°С/с. Процентная доля содержания феррита и бейнита в стали 06ГХФБ составляла Ф55%/Б45%, тогда как в стали 06ГХНДМФБ, дополнительно комплексно легированной Ni+Cu+Mo, соотношение долей феррита и бейнита было Ф19%/Б81%.

–  –  –

Влияние скорости охлаждения на микротвердость опытных сталей показано на рисунке 3.5. При увеличении скорости охлаждения происходит повышение твердости стали. Наиболее низкая твердость наблюдается у стали 06ГХФБ (Сr), а наиболее высокая - у стали 06ГХНДМФБ (Сr+Ni+Cu+Mo). Интенсивный рост твердости происходит в интервале скоростей охлаждения от 0,5 до 10°С/с, что соответствует уменьшению размера зерна феррита и началу формирования продуктов промежуточного превращения в исследуемых сталях.

Рисунок 3.5 – Влияние скорости охлаждения на микротвердость сталей различных систем легирования На рисунке 3.

6 показано влияние добавок легирующих элементов на предел текучести и временное сопротивление промышленных листов толщиной 18-20 мм из исследуемых сталей (стали №№ 1-2, 4 и 7 в таблице 2.1), изготовленных по одинаковым режимам ускоренного охлаждения: Тно = Ar3+(10-30)°С, Тко = 500-540°С, Vохл = 22-28°С/с. Одновременно с увеличением микротвердости наблюдается повышение прочностных характеристик листов при увеличении степени легирования от Сr до Сr+Ni+Cu+Mo в среднем на 75-80 Н/мм2. Уровень прочностных свойств листов из стали 06ГХФБ (Сr) соответствует категории прочности Х52, стали 07ГХНДФБ (Сr+Ni+Cu) – Х60, а сталей 05Г1ХНДФБ (Сr+Ni+Cu+Мn) и 06ГХНДМФБ (Сr+Ni+Cu+Mo) – Х65.

Рисунок 3.6 – Прочностные свойства промышленных листов толщиной 18-20 мм из сталей различных систем легирования после КПУО:

Тно = Ar3+(10-30)°С, Тко = 500-540°С, Vохл = 22-28°С/с

3.2. Идентификация микроструктур исследуемых сталей С целью определения типов структурных составляющих опытных сталей провели изучение микроструктуры промышленных листов категорий прочности от Х46 до Х65, изготовленных по различным режимам термомеханической обработки. Микроструктура исследуемых сталей представляла собой комплексную смесь различных типов низкоуглеродистой ферритной матрицы и высокоуглеродистых структур (рисунок 3.7). Поэтому их идентификацию проводили, разделяя на низкоуглеродистые и высокоуглеродистые структурные составляющие.

–  –  –

б Рисунок 3.7 – Микроструктура опытных листов, состоящая из низкоуглеродистой ферритной матрицы и высокоуглеродистых структур, I – ОМ; II – СЭМ:

а – феррито-перлитная; б – феррито-бейнитная

Низкоуглеродистая -фаза представлена в виде следующих структур:

- полигональный (полиэдрический) феррит (ПФ);

- квазиполигональный (квазиполиэдрический) феррит (КвПФ);

- низкоуглеродистый реечный мартенсит (М).

Высокоуглеродистые структурные составляющие в исследуемых сталях, представлены в виде обособленных «островковых» участков в ферритной матрице:

- пластинчатого перлита (П);

- вырожденного перлита (ВП);

- высокоуглеродистого верхнего бейнита (ВБ);

- М/А-составляющей (двойникованный высокоуглеродистый мартенсит + остаточный аустенит);

- частиц цементита (Ц).

Матрица стали, полностью состоящая из полигонального феррита, обнаружена в микроструктуре листов, охлажденных на спокойном воздухе (Vохл 1-3°С/с) после контролируемой прокатки (рисунок 3.8). Формирование структуры ПФ также происходило в случае охлаждения стали с низкими скоростями в температурном интервале двухфазной (+)-области до начала ускоренного охлаждения.

При завершении деформации в однофазной -области зерна ПФ имели равноосную форму (рисунок 3.8 а, в). Напротив, при завершении прокатки в двухфазной (+)-области наблюдается деформированность зерен ПФ в направлении прокатки (рисунок 3.8 б, г), степень которой зависит от температуры и величины деформации в межкритическом интервале.

–  –  –

В отличие от полигонального феррита зерна квазиполигонального феррита имеют иррегулярные границы и меньший средний размер (рисунок 3.9). В исследованных случаях формирование квазиполигонального феррита происходило при ускоренном охлаждении. Доля, морфология и размер зерен КвПФ в стали зависели от температурно-скоростных параметров ускоренного охлаждения. Понижение температуры и увеличение скорости охлаждения сопровождалось уменьшением размера зерна КвПФ и изменением формы от равноосной к игольчатой.

–  –  –

В ряде случаев при охлаждении листов со скоростью ~ 25°С/с до температуры около 420°С в микроструктуре наблюдались пакеты низкоуглеродистого реечного мартенсита (рисунок 3.10). По границам реек присутствовали включения аустенита.

–  –  –

Формирование пластинчатого перлита происходило в случае прохождения полиморфного -превращения при низких скоростях охлаждения (на воздухе)

– 1-3°С/с (рисунок 3.11). В исследованных случаях П наблюдался в матрице полигонального феррита. Пластинчатый перлит представлял собой смесь параллельных пластин цементита в феррите.

–  –  –

В отличие от пластинчатого перлита вырожденный перлит присутствовал как в матрице ПФ, так и КвПФ и формировался при ускоренном охлаждении до относительно высоких температур (рисунок 3.12). В представленном случае температура окончания ускоренного охлаждения составляла 610°С. В вырожденном перлите наблюдается нарушение регулярности (параллельности) пластин цементита в феррите.

Высокоуглеродистый верхний бейнит формировался при более низких температурах охлаждения, чем вырожденный перлит, и поэтому отличался большей дисперсностью и разоориентированностью цементитных пластин (рисунок 3.13).

–  –  –

Участки М/А-составляющей формировались в основном металле при ускоренном охлаждении до температур ниже 450°С и/или со скоростью более 20°C/c, а в осевой зоне и при более высоких Тко и низких Vохл (рисунок 3.14).

–  –  –

1. Методом физической имитации распада горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении построены термокинетические диаграммы и изучена кинетика фазовых превращений, микроструктура и механические свойства малоуглеродистых микролегированных сталей с пониженным содержанием марганца, перспективных для применения в качестве материала для труб, стойких против растрескивания в среде H2S-содержащих природного газа и нефти. Опытные стали имели базовый состав (0,05-0,07%)C-(0,90-0,95%)Mn-(0,20-0,23%)Si-(Ti+Nb+V) 0,120% с различными вариантами добавок легирующих элементов: Cr, Сr+Ni+Cu, Сr+Ni+Cu+(1,25%)Мn и Сr+Ni+Cu+Mo.

2. Показано, что при увеличении степени легирования стали в порядке по возрастанию Сr Сr+Ni+Cu Сr+Ni+Cu+Мn Сr+Ni+Cu+Mo происходит смещение температурного интервала перлитного превращения в область более низких скоростей охлаждения, уменьшение температурной области формирования феррита и увеличение температурного интервала бейнитного превращения, снижение доли феррита и повышение доли бейнита, повышение твердости стали и прочностных характеристик (от категории прочности Х52 до Х65) листов после КПУО (Тно = Ar3+(10-30)оС, Тко = 500-540оС, Vохл = 22-28оС/с).

3. При увеличении скорости охлаждения наблюдается переход от ферритоперлитной микроструктуры к феррито-бейнитной с дальнейшим снижением доли феррита в стали и повышением доли бейнита, понижается температура начала полиморфного -превращения и повышается твердость стали.

4. Проведено изучение типов и морфологии микроструктурных составляющих, а также установлены условия формирования структуры промышленных листов из малоуглеродистых низколегированных сталей категорий прочности от Х46 до Х65, что позволило идентифицировать их при проведении дальнейших исследований. Показано, что микроструктура опытных сталей представляет собой комплексную смесь различных типов низкоуглеродистой -фазы, формирующей матрицу, и высокоуглеродистой второй фазы. Низкоуглеродистая фаза представлена в виде полигонального и квазиполигонального феррита, а также, в ряде случаев, участков низкоуглеродистого реечного мартенсита. Высокоуглеродистые структурные составляющие представлены в виде обособленных «островковых» участков в ферритной матрице: пластинчатого и вырожденного перлита, высокоуглеродистого верхнего бейнита, М/А-составляющей и частиц цементита.

Глава 4. Исследование влияния характеристик микроструктуры на стойкость против водородного растрескивания (HIC) толстолистового проката из трубных сталей Как было показано в литературном обзоре на стойкость против водородного растрескивания оказывают влияние неметаллические включения (морфология, размеры, количество и распределение) и микроструктура стали.

В настоящей главе изложены результаты исследования влияния характеристик микроструктуры на склонность листов из опытных сталей к водородному растрескиванию.

Исследовали два листа толщиной 20 мм, изготовленные из слябов от одной плавки (сталь №2 в таблице 2.1) и обработанные по различным режимам контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением (таблица 4.1):

- завершение деформации и начало ускоренного охлаждения из однофазной

-области с окончанием охлаждения при температуре 550°С (режим №1);

- завершение деформации и начало ускоренного охлаждения из двухфазной (+)-области с окончанием охлаждения при более низкой температуре - 415°С (режим №2).

Скорость охлаждения обоих листов составляла 24-28°С/с.

–  –  –

Результаты оценки загрязненности исследуемых листов неметаллическими включениями по ГОСТ 1778 (метод Ш4) представлены в таблице 4.2. Видно, что сталь имела высокую чистоту по неметаллическим включениям, а степень загрязненности обоих исследуемых листов была одного порядка, что обусловлено их изготовлением из слябов от одной плавки.

Таблица 4.2 – Результаты оценки загрязненности стали исследуемых листов неметаллическими включениями по ГОСТ 1778 (метод Ш4) Оксиды Оксиды Силикаты Силикаты Силикаты Режим Сульфиды строчечные точечные хрупкие пластичные недеформирующиеся Нитриды КПУО ср.

макс. ср. макс. ср. макс. ср. макс. ср. макс. ср. макс. ср. макс.

№1 0,2 1,0 0,5 1,0 1,3 2,0 0 0 0 0 0 0 0 0 №2 0,1 0,5 0,3 1,0 0,8 1,5 0 0 0 0 0 0 0 0 На рисунке 4.1 показан участок нетравленого продольного шлифа. Видны единичные отдельные включения глобулярной формы равномерно распределенные в объеме проката.

–  –  –

С целью идентификации типа неметаллических включений провели исследование их состава на нетравленом и травленом шлифах (рисунок 4.2).

Присутствие в химическом составе включений большого количества O, Mg, Al, S, Ca и Mn позволяет идентифицировать их как комплексные включения оксисульфида марганца и алюмомагниевой шпинели [123].

–  –  –

Можно сделать вывод, что технология выплавки, внепечной обработки и непрерывной разливки опытных сталей обеспечила высокую чистоту металла по неметаллическим включениям. При этом наблюдаемые неметаллические включения полностью модифицированы, имеют небольшие размеры и равномерно распределены в объеме листа.

На рисунке 4.3 показана микроструктура основного металла опытных листов. При обработке по обоим режимам контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением листы не имели структурной неоднородности в виде полосчатости.

–  –  –

На рисунке 4.4 представлены микроструктуры осевой зоны исследуемых листов. Прокат, изготовленный по режиму №1, имел высокую степень однородности в направлении толщины. В осевой зоне видны едва различимые сегрегационные полосы (рисунок 4.4 а). Лист, обработанный по режиму №2, имел более существенную структурную неоднородность в осевой зоне по сравнению с основным металлом. Это выражается в наличии грубых сегрегационных полос (рисунок 4.4 б).

–  –  –

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.

–  –  –

В случае испытания образцов, отобранных от листа, изготовленного по режиму №1, водородное растрескивание не наблюдается ни при испытании стандартных полнотолщинных образцов HIC, ни образцов уменьшенной толщины с сегрегационной зоной и без нее.

Напротив, при испытании полнотолщинных образцов и образцов из осевой зоны листа, изготовленного по режиму №2, происходило водородное растрескивание. При испытании образца, вырезанного из основного металла без наличия сегрегационной зоны растрескивания HIC не было.

Обнаруженные трещины наблюдались в осевой листа и HIC распространялись по сегрегационным полосам повышенной твердости (рисунок 4.6).

–  –  –

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.

–  –  –

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.

–  –  –

д

Рисунок 4.8 – Сегрегационные полосы в осевой зоне листов, I – ОМ; II – СЭМ:

а – пластинчатый перлит; б – вырожденный перлит; в – высокоуглеродистый бейнит; г – М/А-составляющая; д – низкоуглеродистый реечный мартенсит

–  –  –

д Рисунок 4.9 – Трещины HIC распространяющиеся по сегрегационным полосам в осевой зоне листов, I – ОМ; II – СЭМ: а – пластинчатый перлит;

б – вырожденный перлит; в – высокоуглеродистый бейнит;

г – М/А-составляющая; д – низкоуглеродистый реечный мартенсит

–  –  –

д Рисунок 4.10 – Ферритная матрица с равномернораспределенной второй фазой, I – ОМ; II – СЭМ: а – пластинчатый перлит; б – вырожденный перлит;

в – высокоуглеродистый бейнит; г – М/А-составляющая;

д – низкоуглеродистый реечный мартенсит

–  –  –

Проведена оценка влияния характеристик микроструктуры 1.

(неметаллических включений и микроструктурного состояния) листов, изготовленных из слябов от одной плавки на стойкость против водородного растрескивания (HIC). Показано, что опытная сталь характеризуется высокой чистотой по неметаллическим включениям. Наблюдаемые включения имели глобулярную форму, небольшие размеры и были равномерно распределены в объеме проката. По результатам химического анализа включений идентифицировали их как комплексные включения оксисульфида марганца и алюмомагниевой шпинели. Микроструктура осевой зоны листов имеет центральную структурную неоднородность в виде сегрегационных полос и большую твердость по сравнению с основным металлом. Степень структурной неоднородности в направлении толщины листа зависела от режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения.

2. Установлено, что основным местом возникновения и распространения водородных трещин HIC является микроструктура повышенной твердости в зоне центральной сегрегационной структурной неоднородности проката. При испытании образцов, вырезанных из участков основного металла листа вне сегрегационной зоны, склонность к водородному растрескиванию микроструктуры не выявлена.

3. Высокая чистота стали по неметаллическим включениям (СХ, СП, СН и Н - балл 0; С и ОС - балл 0-1,0; ОТ – балл 1,0-2,0), 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.

4. Установлено, что все обнаруженные трещины HIC находились в осевой зоне листов – в зоне центральной сегрегационной структурной неоднородности и распространялись по грубым протяженным 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. Микроструктурой, характеризующейся повышенной стойкостью против HIC как в осевой зоне, так и в основном металле, является ферритная матрица с равномерно распределенными участками высокоуглеродистых структур.

Глава 5. Исследование влияния деформационно-термической обработки на микроструктуру, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания (HIC) толстолистового проката из трубных сталей В настоящей главе представлены результаты изучения влияния различных схем деформационно-термической обработки (ДТО) на микроструктуру основного металла и центральной сегрегационной зоны, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания (HIC) промышленных листов из малоуглеродистых низколегированных трубных сталей [124-127].

Опытные плавки (стали №№ 3 и 5-8 в таблице 2.1) содержали 0,05-0,07%С, 0,95-1,35%Mn, добавки легирующих (Cr, Ni, Cu в различных сочетаниях) и микролегирующих (Ti, Nb, V) элементов и имели высокую чистоту по вредным примесям (S 0,001%, P 0,012%). Прокатку проводили на толстолистовом стане 3600.

Лабораторные исследования листов включали в себя изучение микроструктуры, механических свойств и стойкости против водородного растрескивания и сероводородного растрескивания под напряжением.

5.1. Влияние схемы деформационно-термической обработки (ДТО)

Изучение влияния схем деформационно-термической обработки на микроструктуру, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания проводили на листах толщиной 14-15 мм из стали 06ГНДФБ (сталь №5 в таблице 2.1), изготовленных по следующим режимам (рисунок 5.1, таблица 5.1):

высокотемпературная контролируемая прокатка с завершением деформации в нижней части -области и охлаждением на воздухе (ВКП);

- низкотемпературная контролируемая прокатка с завершением деформации в (+)-области и охлаждением на воздухе (НКП);

- контролируемая прокатка с завершением деформации и последующим ускоренным охлаждением из нижней части -области с прерыванием УО в области бейнитного превращения (КПУО);

- низкотемпературная контролируемая прокатка с последующей закалкой с отдельного нагрева и отпуском (НКП+З+О).

Рисунок 5.1 – Схематическое изображение опытных режимов ДТО, где Т5 – температура 5% прохождения рекристаллизации аустенита;

Ar3 – температура начала -превращения;

Bf – температура окончания бейнитного превращения

–  –  –

Микроструктура основного металла опытных листов показана на рисунке 5.2. Микроструктура листа, изготовленного по схеме ВКП (рисунок 5.2 а), состояла из крупнозернистого полигонального феррита (ПФ) и пластинчатого перлита (П) (до 7%). Средний размер зерна феррита соответствовал баллу 8-9 по ГОСТ 5639. Полосчатость структуры отсутствовала (балл 0 по ГОСТ 5640).

Снижение температуры окончания прокатки в двухфазную (+)-область при НКП привело к формированию полосчатой феррито-перлитной микроструктуры балла 1-2, состоящей из деформированных зерен полигонального феррита и около 6% пластинчатого перлита (рисунок 5.2 б). При этом имела место разнозернистость ферритной матрицы, в которой присутствовали зерна от 9 до 11 баллов.

Микроструктура стали после КПУО представляла собой дисперсную феррито-бейнитную смесь (рисунок 5.2 в), состоящую из матрицы квазиполигонального феррита (КвПФ) (балл зерна 10-11) и незначительной доли равномерно распределнных участков высокоуглеродистого бейнита (ВБ) и частиц цементита по границам ферритных зерен.

Применение закалки с отдельного нагрева и отпуска после НКП позволило полностью устранить полосчатость структуры и сформировать мелкозернистую феррито-бейнитную микроструктуру с баллом зерна 10-11 (рисунок 5.2 г).

–  –  –

а б в г Рисунок 5.2 – Микроструктура основного металла листов после различных схем ДТО, I – ОМ; II – СЭМ: а – ВКП; б – НКП; в – КПУО; г – НКП+З+О Механические свойства опытных листов при испытании на растяжение представлены на рисунке 5.3. Для листов, обработанных по схемам НКП, КПУО и НКП+З+О, значения показателей механических свойств находятся на сопоставимом уровне. Лист, изготовленный по технологии ВКП, имел более низкие прочностные свойства и отношение 0,5/в и повышенную пластичность, чем листы после обработки по другим режимам.

а б Рисунок 5.3 – Прочностные свойства (а), относительное удлинение и отношение 0,5/в (б) листов после различных схем ДТО Микроструктура центральной сегрегационной зоны опытных листов показана на рисунке 5.4. В осевой зоне проката после обработки по схемам ВКП и НКП видна структурная неоднородность в виде протяженных сегрегационных полос из пластинчатого перлита (рисунок 5.4 а и б). В листах, изготовленных по технологиям КПУО и НКП+З+О, центральная структурная неоднородность была существенно менее выраженной, чем в листах после ВКП и НКП (рисунок

5.4 в и г). В осевой зоне листа после КПУО присутствовали сегрегационные полосы, состоящие из высокоуглеродистого бейнита, а в прокате после НКП+З+О структурная неоднородность едва выявлялась.

–  –  –

а б в г Рисунок 5.4 – Микроструктура осевой зоны листов после различных схем ДТО, I – ОМ; II – СЭМ: а – ВКП; б – НКП; в – КПУО; г – НКП+З+О На рисунке 5.5 представлены зависимости микротвердости основного металла и осевой зоны листов, а также показателей неоднородности микроструктуры в направлении толщины проката - НV0,2 и К(НV0,2) - от схемы деформационно-термической обработки. При всех исследованных режимах обработки микротвердость осевой зоны листов была выше микротвердости основного металла (рисунок 5.5 а). Наиболее низкие значения микротвердости основного металла и осевой зоны были получены при обработке по схеме ВКП.

Микротвердость основного металла листов после НКП, КПУО и НКП+З+О находилась на уровне 176-181НV0,2. При этом наибольшее значение микротвердости осевой зоны наблюдалось после обработки по схеме НКП.

Величины показателей НV0,2 и К(НV0,2) листов, изготовленных по технологиям КПУО и НКП+З+О, были ниже, чем у листов после ВКП и НКП, что свидетельствует о большей однородности микроструктуры по толщине проката после обработки по этим технологическим режимам (рисунок 5.5 б).

–  –  –

в Рисунок 5.6 – Показатели HIC листов после различных схем ДТО Видно, что применение технологий ВКП и НКП не обеспечивает высокой стойкости стали против водородного растрескивания. Обнаруженные трещины распространялись в осевой зоне проката по перлитным полосам HIC (рисунок 5.7).

–  –  –

Листы, обработанные с применением технологий КПУО и НКП+З+О, показали высокую сопротивляемость водородному растрескиванию. Трещины HIC в испытанных образцах отсутствовали.

Низкая стойкость против водородного растрескивания листов, изготовленных по технологиям ВКП и НКП обусловлена формированием в осевой зоне сегрегационной структурной неоднородности в виде протяженных полос из пластинчатого перлита, обогащенных углеродом и марганцем, по которым идет распространение трещин HIC. Образованию таких полос способствует протекание диффузионных процессов в перлитной области при низких скоростях охлаждения после контролируемой прокатки. Напротив, интенсивное охлаждение раската при обработке по режимам КПУО и НКП+З+О подавляет перлитное превращение и тормозит диффузию углерода, благодаря чему в направлении толщины листа формируется более равномерная дисперсная феррито-бейнитная структура и, как следствие, повышается стойкость стали против водородного растрескивания.

Сравнительное изучение влияния различных схем деформационнотермической обработки на микроструктуру, механические свойства и сопротивление водородному растрескиванию (HIC) листов показало, что наилучшие результаты для исследованной стали обеспечивают режимы КПУО и НКП+З+О. Однако, в связи с тем, что применение технологии дополнительной закалки с отдельного нагрева и отпуска снижает производительность и повышает себестоимость производства листового проката, наиболее предпочтительной технологией промышленного производства листов для труб в сероводородостойком исполнении в настоящее время является процесс КПУО.

5.2. Влияние параметров контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения

Настоящий раздел посвящен изучению влияния параметров КПУО:

- температуры окончания чистовой стадии деформации (Ткп);

- температуры начала ускоренного охлаждения (Тно);

- температуры окончания ускоренного охлаждения (Тко);

- скорости охлаждения (Vохл) на микроструктуру основного металла и центральной сегрегационной зоны, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания проката.

Опытные листы толщиной 18-20 мм были изготовлены с варьированием параметров КПУО: температуры конца прокатки в пределах 840-760°С, начала ускоренного охлаждения – 810-740°С, окончания ускоренного охлаждения – 800С, скорость охлаждения изменялась от 2 до 25°С/с.

5.2.1. Влияние температур окончания прокатки (Ткп) и начала ускоренного охлаждения (Тно) При осуществлении технологии контролируемой прокатки с последующим ускоренным охлаждением температура начала ускоренного охлаждения листов зависит от температуры окончания прокатки в чистовой клети и толщины раската при постоянной скорости его перемещения по рольгангу от чистовой клети до установки ускоренного охлаждения. В условиях производства на толстолистовых прокатных станах возможны следующие варианты режимов Ткп и Тно относительно температуры начала -превращения – критической точки Ar3:

окончание деформации и начало ускоренного охлаждения из однофазной -области: Ткп Ar3 и Тно Ar3;

- окончание деформации в однофазной -области и начало ускоренного охлаждения из двухфазной (+)-области: Ткп Ar3 и Тно Ar3;



Pages:   || 2 |
Похожие работы:

«МИНИСТЕРСТВО ТРАНСПОРТА РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ (МИНТРАНС РОССИИ) ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ВОЗДУШНОГО ТРАНСПОРТА (РОСАВИАЦИЯ) ПРОТОКОЛ летно-технической конференции: "Опыт эксплуатации самолетов Ту-204/214 в авиапредприятиях Российской Федерации" г. Москва ^ 21 октября 2014г. № ПРЕДСЕДАТЕЛЬСТВОВАЛ: Сторчевой Олег Ге...»

«ДОГОВОР ДОЛЕВОГО УЧАСТИЯ В СТРОИТЕЛЬСТВЕ № с ПО АДРЕСУ: г. СТАВРОПОЛЬ, ул. ЛЕНИНА, 228 в квартале 116 ДОЛЬЩИК: г. Ставрополь _ год г. Ставрополь "" _ "" г. Понятия и термины, используемые в договоре долевого участия в строительстве. Застройщик уполномоченная на выполнение строительно-монтажных работ строительная организация (юри...»

«УТВЕРЖДАЮ Ректор ТПУ П.С. Чубик "_" 2011 г. РУКОВОДЯЩИЕ МАТЕРИАЛЫ по текущему контролю успеваемости, промежуточной и итоговой аттестации студентов Томского политехнического университета Проректор по ОМД А.И. Чучалин СОГЛ...»

«XХ Международная научно-практическая конференция "СОВРЕМЕННЫЕ ТЕХНИКА И ТЕХНОЛОГИИ" Секция 7: Информатика и управление в технических системах ВОССТАНОВЛЕНИЕ АНАЛОГОВОГО СИГНАЛА ЦИФРОВЫМ ФИЛЬТРОМ Янковский И.Г Научный руководитель: Тутов И.А., ассистент Томский политехнический университет, 634050, Россия, г. Томск, пр. Л...»

«Оглавление Введение........................................... 3 Глава 1.   Основные положения о техническом учете и инвентаризации объектов недвижимости........ 4 Глава 2. Организация...»

«ТЕХНИЧЕСКИЙ ПАСПОРТ И РУКОВОДСТВО ПО ЭКСПЛУАТАЦИИ ПРОВОДНЫЙ КОМНАТНЫЙ ТЕРМОСТАТ C ЖИДКОКРИСТАЛЛИЧЕСКИМ ДИСПЛЕЕМ WFHT-LCD Watts Industries Deutschland GmbH Godramsteiner Hauptstrae 167 76829 Landau Germany Tel. +49 6341 9656-0 Fax +49 6341 9656-3...»

«Халилов Ф.Х.УДОБРЕНИЕ И ЗАЩИТА САДА И ОГОРОДА Москва УДК 631.8 ББК 42.3 Х17 Халилов, Франс Хасанович.Х17 Удобрение и защита сада и огорода / Ф. Х. Халилов. — Москва : Издательство "Э", 2016. — 256 с.: ил. — (Дачный помощник). ISBN 978-5-699-78258-1 Почвы разных клим...»

«ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО РЫБОЛОВСТВУ ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ БЮДЖЕТНОЕ ОБРАЗОВАТЕЛЬНОЕ УЧРЕЖДЕНИЕ ВЫСШЕГО ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ МУРМАНСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ СБОРНИК ТЕЗИСОВ СТУДЕНЧЕСКОЙ НАУЧНО-ТЕХ...»

«МИНИСТЕРСТВО ЗДРАВООХРАНЕНИЯ СССР МЕТОДИЧЕСКИЕ УКАЗАВШИ ПО ИЗМЕРЕНИЮ КОНЦЕНТРАЦИЙ ВРЕДНЫХ ВЕЩЕСТВ В ВОЗДУХЕ РАБОЧЕЙ ЗОНЫ (переработанные и дополненные технические условия, выпуск № 10) Москва 1988 г. МИН...»

«УДК 54.057:544.03:661.175.3:661.185 DOI: 10.14529/chem160402 ВЛИЯНИЕ ПОВЕРХНОСТНО-АКТИВНЫХ ВЕЩЕСТВ РАЗНОГО ТИПА НА РЕОЛОГИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ ВОДНО-ГЛИКОЛЕВЫХ РАСТВОРОВ ПОЛИАКРИЛОВЫХ ЗАГУСТИТЕЛЕЙ М.С. Румянцев1,2, М.В. Савинова1,2, О....»

«XIII А А В, А А В " В АВ А А А " ПОСТРОЕНИЕ МАТЕМАТИЧЕСКОЙ МОДЕЛИ ОЦЕНКИ ЗАТРАТ ЭЛЕКТРОЭНЕРГИИ Н.С. Агеева Научный руководитель: профессор, д.т.н. А.А. Мицель Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Россия, г.Томск, пр. Ленина, 30,...»

«-1Информационное оповещение ФЕДЕРАЛЬНОМУ ГОСУДАРСТВЕННОМУ УНИТАРНОМУ ПРЕДПРИЯТИЮ "ЦЕНТРАЛЬНЫЙ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ "ПРОМЕТЕЙ" В 2009 ГОДУ ИСПОЛНЯЕТСЯ 70 ЛЕТ. Торжественное юбилейное заседание научно-технического совета состоится 14 окт...»

«mAccess.MAK Мультисервисный абонентский концентратор ТЕХНИЧЕСКОЕ ОПИСАНИЕ Авторские права Без предварительного письменного разрешения, полученного от НТЦ "ПРОТЕЙ", этот документ и любые выдержки из него, с изм...»

«Министерство образования и науки РФ Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "САНКТ-ПЕТЕРБУРГСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ЛЕСОТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ имени С. М. Кирова" Кафедра технологии лесозаготовительных производств А. Р. Бирм...»

«Том 7, №3 (май июнь 2015) Интернет-журнал "НАУКОВЕДЕНИЕ" publishing@naukovedenie.ru http://naukovedenie.ru Интернет-журнал "Науковедение" ISSN 2223-5167 http://naukovedenie.ru/ Том 7, №3 (2015) http://naukovedenie.ru/index.php?p=vol7-3 URL статьи: http://naukovedenie.ru/PDF/04EVN315.pdf DOI: 10.15862/04EVN315 (http://dx....»

«АВИАЦИОННЫЙ ДВУХКОНТУРНЫЙ ТУРБОРЕАКТИВНЫЙ ДВИГАТЕЛЬ АИ-25 I серии ТЕХНИЧЕСКОЕ ОПИСАНИЕ Допущено в качестве учебного пособия для личного состава ИЗДАТЕЛЬСТВО "М А Ш И Н О С Т Р О Е Н И Е" М о с к в а 1971 УДК 029.7.030.004.1 (087.23) Техническое описание составили...»

«Содержание ПРОДУКЦИЯ ДЛЯ ЖКХ, ПРИБОРЫ ИЗМЕРЕНИЯ И УЧЕТА ЭНЕРГОРЕСУРСОВ Программно-технический комплекс "ЭнергоГород" 4 Электросчетчик однофазный однотарифный "Лейне Электро-01" 9 Электросчетчик однофазный многотарифный "Лейне Электро-01М" 10 Электросчетчик трехфазный однотарифный "Лейне Эл...»

«ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ ГОСУДАРСТВЕННОЕ ОБРАЗОВАТЕЛЬНОЕ УЧРЕЖДЕНИЕ ВЫСШЕГО ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ НИЖЕГОРОДСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ им. Р.Е. Алексеева Кафедра "Информационные радиосистемы" Разработка приложений реального времени для операционной системы Linux Методическая разработка...»

«ISSN 0536 – 1036. ИВУЗ. "Лесной журнал". 2016. № 5 УДК 676.026.4 DOI: 10.17238/issn0536-1036.2016.5.177 ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ПРЕССОВАНИЯ НА ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ФЛЮТИНГА Е.В. Дернова, канд. техн. наук, доц. В.В. Гораздова, асп. А.В...»

«Модель: DMD-190 FM/УКВ DVD-ресивер Руководство пользователя Руководство пользователя определяет порядок установки и эксплуатации FM/УКВ-приемника и проигрывателя DVD/VCD/WMA/MPEG4/CD/MP3-дисков (далее проигрывателя) в автомобиле с напряжением бортовой сети 12 В. Установку проигрывателя рекомендуется производить с привлечением специа...»








 
2017 www.lib.knigi-x.ru - «Бесплатная электронная библиотека - электронные матриалы»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.