Введение

В настоящее время при производстве современных высокопрочных сталей для магистральных трубопроводов наряду с реализацией эффективных методов термо­механической контролируемой прокатки проводятся работы по оптимизации химического состава трубной стали [1 – 3] путем снижения содержания дорогостоящих легирующих элементов за счет микролегирования [4; 5]. Особое место среди микролегирующих элементов при производстве современных высокопрочных сталей для магистральных газопроводов приобретает использование бора, который является одним из наиболее эффективных повышающих прокаливаемость стали элементов [6 – 8] и позволяет уменьшить содержание дорогостоящих легирующих элементов (таких, например, как марганец, никель, молибден) при небольших (не более 0,003 – 0,005 %) количествах добавок [9 – 11]. При этом микролегирование низкоуглеродистой стали бором, например, в количестве 0,002 %, задерживает образование полигонального феррита на границах исходного аустенитного зерна, но не задерживает протекание самой бейнитной реакции [12 – 14].

Микролегирование трубной стали бором в совокупности с добавкой ниобия, наряду с формированием высокопрочной бейнитной микроструктуры, обеспечивает достижение целевых свойств как тела трубы, так и шва, и зоны термического влияния (ЗТВ) кольцевого шва [15]. Фирме «Nippon Steel Corporation», благодаря микролегированию низкоуглеродистой стали бором, впервые удалось создать трубную сталь класса прочности Х120 [16]. При этом низкоуглеродистая сталь типа Mn – Mo – Nb – Ti – B характеризуется мелкозернистой структурой, состоящей преимущественно из нижнего бейнита, и обладает превосходной ударной вязкостью [17 – 19].

Наряду с формированием в низкоуглеродистых трубных сталях, микролегированных бором, мелкозернистой структуры, состоящей преимущественно из нижнего бейнита и обладающей в совокупности высокими прочностными свойствами и превосходной ударной вязкостью, отмечают, что присутствие в стали неметаллических включений неизбежно приводит к ухудшению свойств металла непрерывно литых заготовок и получаемого из них проката. Однако результаты последних исследований [20] свидетельствуют о возможности положительного влияния неметаллических включений на свойства металлопроката вследствие формирования определенной системы стеклообразных неметаллических включений на силикатной основе. Считается, что их присутствие препятствует развитию ликвационных процессов, способствует формированию благоприятной макро- и микроструктуры металла непрерывно литых заготовок, резкому повышению показателей ряда механических и физико-химических свойств проката. Например, было отмечено увеличение практически в 2,0 – 2,5 раза ударной вязкости и стойкости проката против водородного растрескивания. Однако результаты исследований влияния микролегирования стали бором на количество и состав формируемых неметаллических включений практически отсутствуют.

В связи с вышеизложенным вопросы формирования неметаллических включений, микроструктуры и их влияния на механические свойства стали, микролегированной бором, представляют научный и практический интерес и требуют глубоких теоретических и экспериментальных исследований. В настоящей работе приводятся результаты экспериментальных исследований влияния бора, марганца и серы на неметаллические включения, формируемые в низкоуглеродистой трубной стали типа Mn – Si – Cr – Ni – Cu – Mo – Nb – Ti – B, ее микроструктуру и механические свойства металлопроката.

Материалы и методы исследования

В работе приведены результаты исследования влияния бора, марганца и серы на неметаллические включения, микроструктуру и механические свойства горячекатаной листовой низкоуглеродистой трубной стали системы типа Mn – Si – Cr – Ni – Cu – Mo – Nb – Ti – B толщиной 10 мм. Химический состав, углеродный эквивалент (Сэкв ) и коэффициент трещиностойкости (Рсм ) образцов трубной стали приведены в табл. 1. Углеродный эквивалент (Сэкв ) и коэффициент трещиностойкости (Рсм ) рассчитываются по формулам ГОСТ ISO 3183 – 2015 [21]:

\[\begin{array}{c}{{\rm{C}}_{{\rm{экв}}}} = {\rm{C}} + \frac{{{\rm{Mn}}}}{{\rm{6}}} + \frac{{\left( {{\rm{Cr}} + {\rm{Mo}} + {\rm{V}}} \right)}}{{\rm{5}}} + \frac{{\left( {{\rm{Ni}} + {\rm{Cu}}} \right)}}{{{\rm{15}}}};\\{P_{{\rm{см}}}} = {\rm{}} + \frac{{{\rm{Si}}}}{{{\rm{30}}}} + \frac{{\left( {{\rm{Mn}} + {\rm{Cu}} + {\rm{Cr}}} \right)}}{{{\rm{20}}}} + \frac{{{\rm{Ni}}}}{{{\rm{60}}}} + \frac{{{\rm{Mo}}}}{{{\rm{15}}}} + \frac{{\rm{V}}}{{{\rm{10}}}} + {\rm{5B}},\end{array}\]

где обозначения химических элементов представляют собой массовую долю элемента в стали в процентах.

Для хорошо свариваемых высокопрочных сталей значения углеродного эквивалента и коэффициента трещиностойкости не должны превышать 0,45 и 0,25 % соответственно.

Выплавку стального полупродукта осуществляли в 300-тонных кислородных конвертерах АО «АрселорМиттал Темиртау» из фосфористых чугунов двухшлаковым процессом [21]. Стальной полупродукт, содержащий 0,03 – 0,05 % C, не более 0,05 % Mn, 0,009 – 0,012 % P и 0,010 – 0,015 % S, при температуре 1630 – 1640 °С и окисленности не боле 850 ppm сливали в сталь-ковш. Прямое микролегирование трубной стали бором и глубокую десульфурацию металла осуществляли на установке ковш-печь (УКП) под основными экологически чистыми борсодержащими шлаками [11; 22 – 25]. Трубную сталь после ковшевой обработки разливали на МНЛЗ на слябы размерами 180×1500×8500 мм.

Микроструктурный анализ образцов горячекатаного проката до и после травления выполнен с помощью оптического микроскопа Olympus GX-51 c системой анализа изображений SIAMS-700. Количественный состав неметаллических включений определяли локальным рентгеноспектральным методом с использованием энергодисперсионного рентгеновского спектрометра INCA Energy 200 и растрового электронного микроскопа (JSM-59000 LV). Определение количества неметаллических включений всех типов и их содержания в объемных процентах проведено по ГОСТ 1778 (метод П) на 375 полях зрения с точностью до 0,0001. Величина зерна феррита и аустенита определена в соответствии с ГОСТ 5639. Механические свойства образцов горячекатаного проката определены в лаборатории механических испытаний АО «АрселорМиттал Темиртау» по стандартной методике.

Результаты и их обсуждение

В изученных образцах трубной стали выделены три основные группы неметаллических включений: оксидно-сульфидные и оксисульфидные (ОСВ), оксидные (ОВ), сульфидные (СВ) включения. Самостоятельные борсодержащие включения в образцах трубной стали не выявлены.

Трубная сталь, микролегированная бором в количестве 0,006 – 0,011 %, характеризуется повышенной объемной концентрацией оксидных и комплексных оксидно-сульфидных включений до 0,015 – 0,029 % против 0,006 % в металле без бора и снижением объемной доли сульфидных включений до 0,001 – 0,004 % против 0,029 % соответственно. При легировании стали бором увеличивается доля мелких включений (до 5 мкм) до 98,7 % против 80,6 % в стали без бора (рис. 1). Содержание неметаллических включений размером более 10 мкм в борсодержащей стали не превышает 0,6 %, в то время как в металле без бора их доля достигает 13,6 %.

В трубной стали без бора (образец 1) обнаружены комплексные преимущественно деформированные оксидно-сульфидные включения сложного состава размером более 4 мкм, силикатные включения и отдельные пленочные сульфидные включения (табл. 2). Комплексные оксидно-сульфидные включения имеют угловато-округлую форму и состоят из оболочки сульфидов марганца и кальция (рис. 2, а, точка 1), внутри которой расположена алюмомагниевая шпинель (рис. 2, а, точка 2) или сульфиды марганца (рис. 2, б, точка 3) в силикатной оболочке (рис. 2, б, точка 4) и силикатное стекло (рис. 2, б, точка 5). В центре горячекатаной полосы встречаются отдельные сульфидные включения в виде пленок толщиной 1,5 мкм длиной от 4 до 100 мкм, вытянутых в направлении прокатки, состоящих из сульфида марганца и алюмомагнезиальной шпинели. На рис. 2, в представлено характерное пленочное включение, в центре которого алюмомагнезиальная шпинель MgAl2O4 (точки 6 и 7) и сульфид марганца MnS (точка 8).

Микролегирование трубной стали бором обеспечивает преимущественное формирование мелких округлых оксидных включений, комплексных оксидно-сульфидных и оксисульфидных включений (табл. 3).

На рис. 3, а представлен образец стали 2 (0,006 % В, 1,6 % Mn, 0,011 % S), который характеризуется силикатными включениями (точки 1, 3, 4), в точке 2 – сульфидное включение в оксидной оболочке, образовавшееся в процессе коалесценции, основу которого составляют сульфиды марганца и кальция с оксидной фазой в центре системы Al2O3 – MgO. Поскольку в процессе затвердевания произошло взаимодействие сульфидной и оксидной частей и в сульфидной части присутствует кислород, то такое включение можно считать оксисульфидным.

В образце стали 3 (0,006 % B, 1,4 % Mn, 0,003 % S) также образуется большое количество силикатных включений размером 1 – 2 мкм (рис. 3, б, точки 6, 7), оксисульфидных включений, состоящих из сульфидной и оксидной фаз, и однородные включения на основе Al2O3 – MgO с небольшим (1 – 2 %) содержанием серы, которые также можно отнести к оксисульфидным (рис. 3, б, точка 5).

В образце стали 4 с повышенным до 0,011 % содержанием бора (1,4 % Mn, 0,004 % S) наблюдается большое количество мелких силикатных включений и единичных комплексных включений округлой формы. На рис. 3, в показано характерное комплексное оксидно-сульфидное включение, состоящее из оксидной фазы Al2O3 – MgO (точка 8), сульфида марганца MnS (точка 9). При повышенном до 0,011 % содержании бора образуются только комплексные оксидно-сульфидные включения, оксисульфидных не образуется.

Таким образом, трубная сталь, микролегированная бором в количестве 0,006 – 0,011 %, содержащая 1,4 – 1,6 % Mn и 0,003 – 0,011 % S, характеризуется преимущественно мелкими округлыми неметаллическими включениями размером 1 – 5 мкм. Это, в основном, силикатные включения размером не более 2 мкм и комплексные включения размером преимущественно до 5 мкм, состоящие из оксидной фазы системы Al2O3 – MgO в оболочке сульфидов марганца и кальция, или сульфиды марганца в оксидной оболочке, объемная концентрация которых не превышает 0,029 %. В оксидной части комплексных включений не встречается алюмомагнезиальная шпинель MgAl2O4 , как в образцах стали без бора.

Согласно современным представлениям сталь считается «чистой», если количество неметаллических включений в ней на 1 см2 не превышает 500, максимальный диаметр каждого выделенного включения меньше 10 мкм и количество включений больше 5 мкм составляет менее 10 %. Исходя из этих требований, исследуемую трубную сталь, микролегированную бором, можно отнести к категории «чистой». При этом присутствие в микролегированной бором стали мелких округлых силикатных включений в большом количестве будет способствовать, как отмечалось выше [20], формированию благоприятной микроструктуры металла непрерывно литых заготовок и повышению ряда механических свойств проката.

Основной структурной составляющей исследованных образцов трубной стали является феррит. В образце стали, не содержащей бора, наряду с ферритной фазой присутствует небольшое количество перлита (рис. 4, а). Микролегирование трубной стали бором сопровождается образованием дисперсной ферритно-бейнитной структуры, состоящей из мелкозернистого феррита с участками бейнита (рис. 4, б – г).

Дисперсность ферритно-бейнитной структуры стали, содержащей 0,006 % B и 1,6 % Mn, составляет 5,8 мкм против 8,7 мкм в образце стали без бора (рис. 5, а). Снижение концентрации марганца до 1,4 % в трубной стали, содержащей 0,006 % B, сопровождается ростом размера зерна феррита до 6,2 мкм. Увеличение концентрации бора до 0,011 % приводит уже к увеличению размера зерна феррита до 6,8 мкм с сохранением мелкозернистой ферритно-бейнитной структуры в трубной стали.

Результаты исследований механических свойств образцов горячекатаного листового проката толщиной 10 мм показали, что микролегирование трубной стали бором обеспечивает более высокие прочностные свойства с сохранением пластических характеристик (рис. 6).

Наилучшие механические свойства получены на образце стали 3, содержащей 0,006 % B, 1,4 % Mn и 0,003 % S. Абсолютные значения предела текучести (σт ) и временного сопротивления (σв ) достигают 585 и 685 МПа соответственно. При этом относительное удлинение сохраняется на уровне 20 %, обеспечивая удовлетворительную пластичность горячекатаного металлопроката толщиной 10 мм.

В образце 2 (0,006 % В) увеличение содержания марганца до 1,6 % и S до 0,011 % (несмотря на минимальный размер ферритного зерна (5,8 мкм)) приводит к снижению абсолютных значений предела текучести, временного сопротивления и относительного удлинения до 565 и 640 МПа и 19 % соответственно. Снижение содержания марганца до 1,4 % и серы до 0,004 % при увеличении содержания бора до 0,011 % (образец 4) сопровождается незначительным увеличением прочностных свойств горячекатаного металлопроката со снижением относительного удлинения до 18 %. Абсолютные значения предела текучести и временного сопротивления повышаются до 575 и 650 МПа соответственно. При этом, несмотря на наблюдаемое снижение прочностных и пластических характеристик горячекатаного металлопроката с увеличением содержания бора до 0,011 %, марганца до 1,6 % и серы до 0,011 % в трубной стали, достигнутые абсолютные значения предела текучести и временного сопротивления обеспечивают выпуск готовой металлопродукции класса прочности Х80 без термической обработки. Образец 1 трубной стали, содержащей 1,4 % Mn и 0,010 % S, без бора относится к категории прочности Х70 [26].

Выводы

Микролегирование бором в количестве 0,006 – 0,011 % низкоуглеродистой трубной стали, содержащей 1,4 – 1,6 % Mn и 0,003 – 0,011 % S, за счет преимущественного формирования мелкодисперсной ферритно-бейнитной структуры и неметаллических включений округлой формы размером не более 5,0 мкм, обеспечивает высокие прочностные свойства и, как следствие, получение горячекатаного металлопроката толщиной 10 мм категории прочности Х80 без термической обработки.