» » Производство стали и заготовок для производства проката (слябов)
24.01.2015

Задача металловеда — предложить (разработать) состав стали, причем речь идет не только о базовом составе, но и о содержании вредных примесей, газов, неметаллических включений (НВ), а также об определении требуемого интервала содержания элементов.
Как уже упоминалось, наверное, первая важная задача металловеда (по ходу металлургических переделов): определить требования к исходной заготовке (слябу) для производства проката и чем они обоснованы. Качество заготовки в основном определяют процессы обработки жидкой стали в ковше, в агрегате вакуумирования, установке ковш-печь, в промежуточном ковше и кристаллизаторе машины непрерывного литья заготовок (МНЛЗ) и далее до полной кристаллизации заготовки. Эти стадии производства определяют внутреннюю чистоту, осевую химическую неоднородность, центральную пористость, качество поверхности, формирование трещин, загрязненность HB и в целом сплошность проката, ударную вязкость, сопротивление сероводородному растрескиванию и др. Другими словами, все, что перечислено, определяет, применим ли конкретной сляб для производства металлопродукции данного типа.
И последнее: все, что происходит в МНЛЗ в процессе кристаллизации стали и после ее завершения, также необходимо исследовать и оптимизировать с точки зрения процессов формирования структуры и получаемого результата: структуры слитка, ликвационной неоднородности, качества поверхности.
Непрерывнолитой сляб в настоящее время — основная заготовка для производства высококачественного листового и рулонного проката различного назначения. С металловедческой точки зрения в слябе важны:
— химический состав (базовый состав и содержание примесей) и разброс по содержанию элементов (от сляба к слябу, от плавки к плавке и др.);
— металлургическое качество сляба (в первую очередь — наличие поверхностных и внутренних трещин, пор и др.);
— структура литого металла;
— размеры сляба (с точки зрения последующего его обжатия при прокатке);
— загрязненность HB и их распределение;
— ликвационная неоднородность в заготовке.
Внепечная обработка определяет внутреннюю чистоту готового проката, его свойства — вязкость, сопротивление сероводородному растрескиванию, разброс свойств, сплошность и др. Разливка, в свою очередь, в определенной мере влияет на общую чистоту, определяет химическую неоднородность, вязкость, сопротивление сероводородному растрескиванию (HIC), центральную пористость (возможное последующее осевое расслоение), качество поверхности.
В большинстве случаев стадия сталеплавильного передела с точки зрения реализации заложенной в сталь идеи обеспечивает только получение заданного химического состава. Ho в ряде случаев она может обеспечивать реализацию основной идеи, например:
— формирование в стали дисперсных оксидов Ti2O3, которые способны тормозить рост зерна аустенита при высоких температурах или служить местами зарождения феррита внутри зерен аустенита;
— уменьшение осевой сегрегационной неоднородности при разливке стали с низким содержанием углерода за счет кристаллизации через δ-феррит.
Иными словами, металловедческая идея может быть реализована на стадии сталеплавильного передела, и дальнейшая технологическая схема производства металла принципиально уже не отличается от традиционной.
Основные требования, предъявляемые к металлургическому процессу:
• обеспечение требуемого химического состава стали:
— содержание элементов в заданных узких пределах,
— низкое содержание серы и фосфора,
— низкое содержание азота, водорода, кислорода,
— ограничение содержания хрома, никеля, меди,
— низкое содержание легкоплавких примесей: свинца, олова, сурьмы и др.;
• чистота стали по HB и их модифицирование;
• требуемая макроструктура сляба, отсутствие поверхностных и внутренних дефектов;
• воспроизводимость процесса.
Ковшовая металлургия как способ обработки жидкой стали ведет свое начало с 50-х годов прошлого века. До этого доводка стали осуществлялась в ходе основного металлургического процесса. В настоящее время благодаря быстрому развитию технологии производства стали и сокращению цикла плавки в кислородных конвертерах и электродуговых печах в них производится только выплавка жидкой нерафинированной стали. Кроме того, создание новых сталей, более сложного состава с высочайшей степенью чистоты требует особой точности при доводке. Это возможно только при использовании современных технологий ковшовой металлургии, позволяющей достигать однородного химического состава, точного соблюдения температуры разливки и обеспечения требуемой степени чистоты. Решаемые задачи обычно относятся к одной из указанных ниже категорий:
— достижение заданного химического состава;
— гомогенизация плавки по температуре и химическому составу, а также управление температурой;
— глубокое обезуглероживание;
— десульфурация;
— дефосфорация;
— удаление примесей;
— дегазация;
— раскисление;
— сфероидизация включений;
— повышение степени чистоты;
— контроль структуры, образующейся при кристаллизации.
Ковшовая металлургия охватывает все процессы обработки жидкой стали в разливочном ковше, в агрегате вакуумирования или установке ковш-печь, а также в промежуточном ковше и кристаллизаторе MHJI3. Основные стадии технологических процессов и средства, применяемые в ковшовой металлургии, представлены ниже:
— отсечка шлака в производственных агрегатах — кислородном конвертере и электродуговой сталеплавильной печи;
— перемешивание и гомогенизация жидкой стали в ковше путем продувки инертным газом;
— подача твердых веществ (легирующих), вдувание порошкообразных веществ через фурмы и введение проволоки с помощью трайб-аппаратов;
— вакуумирование;
— корректировка температуры металла в установке ковш-печь;
— защита струи жидкой стали в ковше и промежуточном ковше МНЛЗ.
Разнообразные средства и технологические процессы ковшовой металлургии часто комбинируются, образуя четкие цепочки, необходимые в производстве стали специальных марок и обеспечивающие соответствие определенным требованиям по содержанию легирующих элементов или других добавок. Реально достигаемые содержания нежелательных примесей составляют (ppm): 80-100 фосфора; 10 серы; 30 азота; 10 общего кислорода; 1-2 водорода.
Раскисление происходит путем введения специальных добавок или с помощью шлаков. Наиболее важными с технической точки зрения раскислителями являются вещества, имеющие особое сродство к кислороду (глубинное раскисление), к примеру, ферросилиций, алюминий и силикокальций. Продукты раскисления либо поглощаются шлаком, либо остаются в мелкодисперсной и, следовательно, безвредной для стали форме. Все чаще раскисление проводится совместно с другими операциями по доводке жидкой стали. В качестве примера стоит отметить раскисление в сочетании с вакуумированием или перемешиванием инертным газом под слоем абсорбирующего шлака. Раскисление достигается введением различных элементов таких, как углерод, марганец, алюминий, кремний, кальций и др. Большинство раскислителей образует твердые оксиды, которые после затвердевания стали приводят к появлению нежелательных включений. Большинство этих оксидов выводится через шлак, поскольку их плотность меньше плотности стали, или при обработке аргоном.
Сульфидные включения ухудшают ударную вязкость стали даже при самых малых содержаниях. По этой причине сталь необходимо подвергать десульфурации. Большая часть серы удаляется уже в ходе доменного процесса и последующей десульфурации жидкого чугуна. Добиться сверхнизкого содержания серы можно только десульфурацией жидкой стали в ковше, что осуществляется с использованием реагентов, обладающих высоким сродством к сере, — соды, магния, извести, соединений кальция и редкоземельных металлов. Десульфурация стали, которая по большей части проводится в ковше, осуществляется путем вдувания кальция, его сплавов или синтетических шлаков на основе оксидов кальция, алюминия или фторидов кальция в расплав, либо путем их введения каким-либо иным способом. Для обоих процессов необходимы интенсивное перемешивание ванны, которое обеспечивается дополнительной продувкой инертным газом, а также повышение температуры жидкой стали. После окончания процесса соединения серы, оставшиеся в металле, принимают сферическую форму и не оказывают вредного воздействия на вязкость, коррозионную стойкость или последующий процесс формообразования.
Дефосфорацию следует проводить по большей части в конце процесса плавления стали в конвертере. В ковше или установке ковш-печь содержание фосфора можно снизить с помощью синтетического шлака в сочетании с интенсивным перемешиванием. Обязательным условием предотвращения рефосфорации после выпуска стали из плавильных агрегатов является отсечка шлака.
Поскольку азот попадает в расплав при контакте последнего с воздухом, то необходимо избегать его вовлечения как во время продувки (включая комбинированную), так и при выпуске жидкой стали. Для удаления азота обработка плавки в ковше проводится под слоем защитного шлака. Азот также может удаляться под вакуумом с дополнительным перемешиванием аргоном.
Низкое содержание водорода достигается вакуумированием с интенсивным перемешиванием.
Такие элементы, как медь, олово, мышьяк и сурьма, не могут быть удалены с помощью обычных средств ковшовой металлургии. Поэтому тщательный отбор скрапа, основного источника этих, как правило, вредных элементов в расплаве, является единственной возможностью свести к минимуму их содержание в стали.
Принцип, лежащий в основе всех технологий вакуумирования, заключается в понимании того, что в процессе затвердевания растворенные в стали газы выделяются лишь частично. Наряду с уменьшением содержания водорода и азота в расплаве процесс дегазации в ковше позволяет получить минимальное содержание серы. Кроме дегазации, в вакууме проходят и другие металлургические реакции, например, «тонкое» обезуглероживание, легирование, раскисление и удаление включений, необходимые для повышения степени чистоты стали. По этой причине более уместно говорить о «вакуумной металлургии». Вакуумирование жидкой стали обеспечивает высокую степень чистоты, низкое содержание газов и небольшие отклонения по содержанию легирующих.
В установке ковш-печь жидкая сталь может подогреваться за счет энергии электрической дуги со скоростью, достигающей 4,5°/мин, с помощью графитовых электродов. Подогрев стали дает дополнительное время на операции по доводке стали методами ковшовой металлургии, не увеличивая при этом температуру на выпуске. Интенсивное перемешивание стали в ковше важно с точки зрения поглощения тепла шлаком, обеспечения эффективного теплопереноса между шлаком и металлом, а также уменьшения износа футеровки. Перемешивание осуществляется при вдувании инертного газа через пористые пробки в днище ковша, а также через вертикальную верхнюю фурму. Ковшовые шлаки могут быть химически активными и обладать сильным десульфурирующим действием. Они позволяют уменьшить количество включений и получить особо чистую сталь.
Чтобы разработать систему легирования и определить «целевой» базовый состав стали, обычно необходимо ответить на ряд вопросов:
— базовый химический состав;
— допустимый интервал разброса содержания углерода и легирующих элементов;
— допустимое содержание вредных примесей;
— допустимое содержание газов;
— допустимая загрязненность неметаллическими включениями;
— насколько необходимо вакуумирование этой стали.
Для решения этих вопросов необходимо учитывать:
— заданные требования заказчика (обычно — широкий интервал, часто даже только ограничения по верхнему пределу с допущением введения некоторых элементов, решение об использовании которых необходимо принимать разработчику в зависимости от технологии, состава оборудования, сортамента и др.);
— требования к конечной продукции по вязкости, трещиностойкости, коррозионной стойкости, сплошности, свариваемости и др.;
— допускаемый разброс свойств (в пределах плавки, в пределах всего заказа);
— влияние легирующих элементов и примесей на свойства и другие характеристики проката.
Иными словами, должна работать основная металловедческая схема: «состав-структура-свойства».
В целом это делается на стадии разработки стали, результатом которой является нормативно-техническая документация: технические условия, спецификация и др. Эти требования могут быть сужены с учетом дополнительных требований к металлу, особенностей конкретной технологии и др.
Известно, что азот, находящийся в твердом растворе, существенно снижает сопротивление хрупкому разрушению стали. В отличие от термически обработанных сталей после горячей прокатки, по данным работ, только часть азота связана алюминием, что вызывает необходимость применения более сильных карбонитридообразующих элементов, в первую очередь титана.
Основными механизмами влияния фосфора на свойства стали являются интенсивное упрочнение за счет образования твердого раствора и ослабление межфазных и межзеренных границ вследствие образования сегрегаций.
Влияние содержания фосфора на свойства конструкционной стали в состоянии после закалки с последующим высоким отпуском подробно рассмотрено в работах. Данных, относящихся к низколегированным сталям, существенно меньше, в отдельных работах рассмотрено влияние фосфора на сопротивление разрушению сталей, подвергнутых контролируемой прокатке. Полагают, что охрупчивающая роль фосфора должна понижаться с уменьшением в стали содержания углерода. Имеются данные о том, что на характеристики вязкого разрушения стали фосфор оказывает влияние только в состоянии отпускного охрупчивания. Эффект ослабевает с измельчением зерна; минимален для сталей, подвергнутых контролируемой прокатке, однако вредное влияние может проявиться в околошовной зоне при сварке из-за формирования грубой структуры. В целом эффект улучшения хладостойкости от снижения содержания фосфора, по данным работы, возрастает с укрупнением зерна: чем более благоприятная структура, тем меньше влияние фосфора. Наиболее вредное влияние фосфор оказывает в состояниях, усиливающих вероятность межзеренного разрушения, например в состоянии отпускного охрупчивания.
Обработка большого массива данных по свойствам сталей различного уровня прочности (при неизменном содержании углерода и микролегирующих добавок) после прокатки по постоянной схеме показала, что переходная температура хрупкого разрушения (определяется по наличию вязкой составляющей в изломе ударных образцов 50%) описывается зависимостью, отражающей факт влияния уровня прочности (типа структуры) на характер зависимости T50 от содержания фосфора:
T50 = 0,454σвР,

где P — содержание фосфора, мас. %.
Сопротивление вязкому разрушению снижается с повышением содержания фосфора и прочности стали:
ΔKCVmax = -0,257σd - 374Р.

Влияние содержания фосфора (0,002-0,040%) на T50 зависит от типа структуры и условий охлаждения (характера разрушения). В низколегированной стали фосфор слабо снижает KCVmax (упрочнение твердого раствора), для более легированной стали влияние возрастает. После изотермической выдержки при 550 °C (имитация смотки в рулон) влияние фосфора и зависимость от состава (типа структуры) усиливаются (отпускное охрупчивание).
Неметаллические включения (например, сульфиды) практически не изменяют прочностные характеристики стали вследствие значительных размеров (обычно1 мкм) и малой объемной доли (<0,1%), но оказывают значительное влияние на сопротивление разрушению. Основными механизмами влияния недеформируемых HB на характеристики вязкого разрушения считаются негомогенность деформации и соответствующая концентрация напряжений, которые обусловливают разрушение частиц или декогезию по границе с матрицей, а последующее скопление дислокаций одного знака вблизи образовавшейся несплошности приводит к образованию пор, размер которых растет с увеличением напряжения. Данные о влиянии HB на различные стадии разрушения противоречивы. Авторы работы полагают, что сульфиды влияют преимущественно на стадию зарождения трещины, в то время как, по данным статей, уменьшение количества сульфидов (или их глобуляризация) в большей степени повышает работу развития трещины. Данные о влиянии серы на критическую температуру хрупкости также противоречивы, что, вероятно, связано с явлением «сульфидного парадокса», заключающегося в одновременном снижении вязкости и критической температуры хрупкости при повышении содержания серы.
В работах на основе систематических исследований низколегированных сталей с ферритно-перлитной структурой сделаны следующие заключения: повышение содержания серы приводит к монотонному снижению KCWmax, влияние серы в основном обусловлено снижением работы зарождения трещины, зависимость T50 от содержания серы носит экстремальный характер, что обусловлено влиянием двух противоположных факторов — возникновения локальной концентрации напряжений, инициирующих образование трещин, и релаксации напряжений при взаимодействии фронта трещины с сульфидом, что способствует увеличению стабильного микровязкого подрастания трещины.
Анализ свойств сталей с временным сопротивлением 520-1075 Н/мм2 после контролируемой прокатки по стандартному режиму показал, что сопротивление вязкому разрушению не зависит от содержания легирующих элементов, а определяется только прочностью и содержанием серы:
ΔKCVmax = -0,208σв - 2440,8S.

Значимого влияния содержания серы на сопротивление хрупкому разрушению не установлено. При дисперсной структуре сопротивление вязкому разрушению снижается в рамках общей зависимости с повышением прочности стали и содержания серы, относительное влияние сульфидов возрастает при неблагоприятной структуре (крупнозернистый феррит и грубая бейнитно-мартенситная смесь).
Требования чистоты по примесям обычно ужесточаются при повышении класса прочности стали (сужение технологического окна), толщины проката и при наличии дополнительных требований к прокату, в частности стойкости к сероводородному растрескиванию и др. (табл. 2.1).
Производство стали и заготовок для производства проката (слябов)

Точность химического состава стали определяется с учетом требований по разбросу прочностных свойств (например, от листа к листу), которые могут выдвигать, например, производители оборудования по производству труб. Указанные требования определяются на основе известных зависимостей между содержанием элементов и прочностными свойствами. Пример современных требований к трубной стали по точности химического состава приведен ниже (разброс от плавки к плавке, %):
Производство стали и заготовок для производства проката (слябов)

Общие требования к трубным сталям различного назначения можно оценить по данным табл. 2.2.
Производство стали и заготовок для производства проката (слябов)

Размеры сляба напрямую не относятся к металлургическим характеристикам, однако весьма важны в следующем переделе и в ряде случаев определяют возможность изготовления данного вида продукции. Размер (толщина) сляба критичен при изготовлении листа больших толщин. При этом следует учитывать, что толщина сляба не улучшает ситуацию автоматически, а позволяет использовать появляющиеся возможности деформации для измельчения зерна.
В наиболее часто применяемом подходе для расчета необходимой толщины сляба используется минимальное отношение его толщины к толщине готового листа для хладостойких труб большого диаметра, но находится в пределах 8-10. При этом на черновую стадию прокатки приходится не менее двукратной вытяжки (суммарное обжатие не менее 50%). Простой расчет показывает, что из сляба толщиной 350 мм прокат для труб с высокими требованиями может быть изготовлен толщиной 35-43 мм.
Практически изготовление проката класса прочности Х70 толщиной более 30 мм с гарантией ИПГ (DWTT) при температуре испытания -20 °C и ниже является весьма сложной технической задачей вследствие необходимости получения равномерной мелкодисперсной структуры по всей толщине листа.
Ограничения обусловлены следующими факторами.
— Увеличение толщины листа повышает требования к дисперсности структуры вследствие действия масштабного фактора. Например, дисперсность структуры, достаточная для обеспечения требуемых результатов при ИПГ в прокате толщиной 12 мм, в прокате толщиной 30 мм приведет к отрицательным результатам испытаний.
— Физический предел измельчения микроструктуры (~4 мкм для ферритного зерна и ~1 мкм для бейнитной структуры) не достигается при изготовлении толстых листов из-за ограничений по деформации и скорости охлаждения, дальнейшее повышение вязких свойств возможно только за счет легирования никелем, однако в этом случае действуют ограничения, установленные нормативно-технической документацией (обычно содержание Ni не более 0,3 или 0,4%), а также увеличивается себестоимость.
— С повышением толщины проката увеличивается разница в условиях деформации приповерхностных слоев и средней части листа. Ситуация улучшается при увеличении относительных обжатий за проход и увеличении диаметра рабочих валков. При неоптимальных параметрах прокатки возрастают размер зерна в центре листа, разнозернистость, и, как следствие, ухудшаются показатели ИПГ (DWTT).
— Низкая скорость охлаждения в средней части листа в процессе ускоренного охлаждения. Переохлаждение поверхности не позволяет достигнуть необходимой скорости охлаждения в центре листа для измельчения структуры ввиду ограничения по теплопроводности стали. Этот недостаток компенсируется дополнительным легированием молибденом, бором и т.д., что приводит к повышению углеродного эквивалента, ухудшает технологичность, а также повышает себестоимость.
Общее измельчение структуры обеспечивается на всех стадиях термомеханической прокатки. В центральной части ввиду действия вышеуказанных факторов дисперсность ограничивается в значительной степени условиями черновой прокатки, а именно получением мелкозернистой равномерной структуры аустенита после черновой стадии прокатки в подкате большой толщины (например, 150-160 мм).
К сожалению, для подката таких больших толщин суммарное обжатие 50% в черновой стадии может оказаться недостаточным для обеспечения мелкозернистой равномерной структуры аустенита. Расчеты с помощью компьютерного моделирования показывают, что каждый дополнительный проход с относительным обжатием не менее 12% обеспечивает дальнейшее измельчение зерна (особенно важно обеспечивать большие относительные обжатия в последних 4-5 проходах).
При затвердевании жидкого металла образуются структуры различного типа в зависимости от химического состава металла, температуры и технологии разливки. В стальных слитках можно выделить три основные зоны: наружная корковая зона мелких разориентированных «замороженных» кристаллов; зона столбчатых кристаллов; зона разориентированных равноосных кристаллов. Во многих работах, посвященных строению непрерывнолитого слитка, авторы выделяют, наряду с зоной разориентированных кристаллов, зону глобулярных, мелких кристаллов, в которых не просматривается четкое дендритное строение.
Изучение влияния теплофизических параметров на соотношение структурных зон необходимо ввиду прямой связи между структурой литого металла и дефектами внутреннего строения, а значит, качеством металлопродукции. Главной особенностью макроструктуры слитка, полученного на криволинейной МНЛЗ, является ее асимметричность. Различная протяженность зоны столбчатых кристаллов по противоположным сторонам криволинейных участков является результатом действия определенных физико-химических закономерностей, и устранить эту разницу полностью невозможно. В известных пределах ее можно уменьшить, снижая температуру и скорость разливки. В непрерывнолитых слябах в значительной степени проявляются центральная ликвация и пористость. Зона осевой ликвации располагается, как правило, по тепловому центру сляба, отклонение составляет от 0,5 до 4 мм от геометрической оси. Исследования осевой химической неоднородности в условиях осуществления процесса показали, что в непрерывнолитом слитке ликвация может иметь существенное развитие, соизмеримое с ликвацией в обычном слитке. Содержание примесей в ликвационных зонах может в 4-5 раз превышать их содержание в жидком металле. Большие колебания интенсивности ликвации в слитках одной и той же толщины, определяющей время затвердевания, доказывают, что избирательный характер кристаллизации не может считаться единственной и определяющей причиной химической неоднородности слитка в целом. Важным фактором, определяющим развитие зональной неоднородности, является перераспределение ликватов, концентрация их в локальных зонах вследствие процессов массопереноса, вынужденного и естественного движения металла, вызванного гидродинамическими и конвективными потоками, силами капиллярного массопереноса, явлением выпучивания-обжатия оболочки слитка. При развитой зоне разориентированных дендритов и ограниченной протяженности зоны транскристаллитов естественные конвективные потоки имеют меньшее развитие и скорость. Снижается степень обогащения остаточного расплава примесями вследствие механического воздействия на оболочку заготовки. Ликваты распределяются в большом объеме, зональная неоднородность менее ярко выражена. С уменьшением зоны столбчатых дендритов в 2-3 раза осевая ликвация снижается в 1,8-2,0 раза. В осевой зоне слитка наблюдается максимальное количество неметаллических включений, главным образом сульфидов, которые располагаются по границам зерен. В некоторых слитках в осевой зоне наряду с сульфидами, расположенными по границам зерен, встречается большое количество глобулярных силикатов.
При производстве непрерывнолитой заготовки существуют три основных проблемы: ликвация, неметаллические включения, растрескивание сляба.
В процессе кристаллизации стали происходит сегрегация различных легирующих элементов, обогащающих зоны, затвердевающие в последнюю очередь, в частности зоны, расположенные вдоль осевой линии непрерывнолитых слябов. В соответствии с диаграммой системы Fe-C в стали, содержащей менее 0,09% С, не происходит перитектической реакции, что само по себе способствует уменьшению сегрегаций. Дальнейшее снижение содержания углерода имеет двойной положительный эффект: во-первых, уменьшает интервал температур кристаллизации и, во-вторых, расширяет интервал температур существования δ-феррита, т.е. способствует интенсивной гомогенизации структуры металла при высоких температурах, поскольку коэффициент диффузии в феррите примерно в 100 раз выше, чем в аустените. Снижение содержания углерода уменьшает коэффициент сегрегации одного из основных легирующих элементов — марганца.
Процессы затвердевания и кристаллизации металлов играют важнейшую роль в формировании их свойств. Они влияют на зарождение центров кристаллизации, форму и распределение кристаллов в слитке, ликвацию примесей и развитие дендритной неоднородности, конвективное движение в объеме затвердевающего расплава и возникновение в нем зональной структурной и химической неоднородности. Учитывая решающее влияние развития сегрегации на качественные показатели листового проката, в первую очередь на величину пластических свойств, ударную вязкость, свариваемость и склонность к образованию дефектов сплошности, разрабатывают целый комплекс мер, направленных на снижение сегрегации. К ним в первую очередь относятся:
— оптимизация скорости разливки;
— низкий перегрев металла при разливке относительно температуры солидуса;
— интенсивное вторичное охлаждение;
— мягкое обжатие;
— повышение жесткости МНЛЗ и ее настройка, включая разрезные ролики, меньшие зазоры между ними и другие средства предотвращения выпучивания;
— термообработка (отжиг) сляба;
— оптимизация химического состава стали.
Большинство производителей ведут разливку с перегревом менее 20-25 °C и жестким регулированием температуры в промежуточном ковше. Эта характеристика является важным средством снижения ликвации и должна быть включена в контролируемые параметры технологии.
Интенсивное вторичное охлаждение на MHJI3 является важным дополнением к понижению скоростей разливки для уменьшения степени ликвации, это особенно важно для слябов большой толщины.
Перегрев определяет конечную микроструктуру во взаимодействии с толщиной сляба и составом стали. Все больше применяется обжатие частично затвердевшего сляба (soft reduction) с целью физического удаления ликвационной жидкости.
Композиции легирования должны быть оптимизированы в каждом случае с целью снижения степени и последствий ликвации. Содержание углерода, марганца и фосфора должно быть снижено до оптимального уровня, тогда ликвация не будет сказываться на эксплуатационных свойствах изделия.
Требования по ликвационной однородности должны повышаться примерно в следующем порядке: трубы классов прочности Х60-Х70, далее трубы класса прочности Х80 и еще выше — трубы для сварки токами высокой частоты, трубы для работы в среде H2S.
Установлено, что макротравление является полезным средством контроля, определяющим годность изделия. Данные показывают, что испытания в среде H2S по методу NACE ТМ-0284 хорошо коррелируют с ранжированием по результатам макротравления. Например, для достижения показателя длины трещин (CLR) на уровне менее 10% в испытательном растворе NACE (pH = 3,0) балл ликвации не должен превышать единицы.
Включения оксидов вызывают весьма серьезные проблемы, особенно если они расположены очень близко к поверхности. Эти включения действуют как «поглотители водорода», создающие при рекомбинации высокие давления, что в результате приводит к растрескиванию и охрупчиванию металла. Конструкция MHЛЗ существенно влияет на удаление включений оксидов: вертикальная МНЛЗ обеспечивает лучшие возможности, чем криволинейная.
Низкое содержание углерода снижает тенденцию к ликвации, как показано на схеме, приведенной на рис. 2.1. Наиболее вредным для сталей является междендритное обогащение в ходе перитектической реакции, когда происходит дополнительная усадка из-за образования аустенита (ГЦК) из 5-феррита (ОЦК). Так как в этой реакции также участвует жидкая сталь, она, естественно, обогащается легирующими элементами, которые концентрируются и затем остаются в междендритных участках.
Производство стали и заготовок для производства проката (слябов)

Наличие центральной химической неоднородности непрерывнолитой заготовки определено самой сущностью протекающих процессов затвердевания и кристаллизации непрерывнолитого слитка. Как было сказано выше, развитие процессов центральной сегрегации определяется суммой разнообразных факторов — перегревом стали выше температуры ликвидус, скоростью разливки стали, конструкцией кристаллизатора и системой вторичного охлаждения и т.д. В течение последних 30 лет усилия специалистов были направлены на разработку технологических решений, позволяющих минимизировать негативное воздействие центральной сегрегации химических элементов на потребительские свойства листового проката. Был разработан и достаточно успешно внедрен в поточное производство ряд решений, из которых следует выделить систему «мягкого» обжатия литой заготовки в зоне смыкания двух фронтов кристаллизации. Система «мягкого» обжатия (soft reduction) нашла широкое применение в 90-х годах после внедрения новых конструкций роликовой проводки МНЛЗ. Обжатие сляба производится перед окончательным его затвердеванием при наличии двухфазной зоны в осевой части сляба. Система автоматически отслеживает температуру металла в промежуточном ковше, скорость разливки и на основе этих данных рассчитывает участок, на котором завершается процесс кристаллизации заготовки. На основе расчетов доли жидкой фазы в осевой части сляба по длине роликовой проводки определяется место начала и окончания зоны «мягкого» обжатия. Величина обжатия обычно составляет несколько миллиметров. Применение системы требует высокого уровня автоматизации и компьютеризации процесса разливки и очень скрупулезного исполнения технологии. Протекание ликвационных процессов при затвердевании непрерывнолитой заготовки оказывает решающее влияние на качество как самой заготовки, так и на качество проката. Наличие развитой центральной сегрегации влечет за собой развитие внутренних дефектов — осевых трещин, несплошностей, пористости литой заготовки.
Требования к чистоте по HB максимальны к сталям для труб, транспортирующих сероводородсодержащий газ. Наиболее опасными с этой точки зрения являются вытянутые HB (сульфиды) или строчки HB. Степень удаления HB из формирующегося слитка зависит от скорости разливки, типа MHЛЗ и промежуточного ковша, состава шлака.
Распределение HB по толщине сляба неоднородно. Зона с наиболее локализованным скоплением HB совпадает с зоной осевой ликвации (HB + повышенное содержание углерода, марганца и фосфора способствуют образованию твердых структурных составляющих). Это наиболее опасно для стойкости к сероводородному растрескиванию (HIC). В осевой зоне — в основном сульфиды (до 84% общего количества HB), причем доля крупных (более 40 мкм) достигает 98%. Они имеют форму пленочных скоплений. Доля сульфидов в осевой зоне уменьшается со снижением содержания серы, что является обязательным требованием для таких сталей.
В слитках, производимых на МНЛЗ криволинейного типа, всегда существуют скопления HB (более рассеянные по сравнению с осевой зоной) со стороны малого радиуса. В основном это оксиды. Причина их локализации — флотация включений в жидкой лунке и дальнейшее осаждение на фронте кристаллизации со стороны малого радиуса. Из-за меньшего количества HB в этой зоне степень их влияния на неоднородность свойств слабее, чем в осевой зоне. С увеличением скорости разливки эффект локализации включений увеличивается. Более благоприятные условия для удаления HB из слитка создаются на МНЛЗ с вертикальным участком (зона скопления HB находится на большем расстоянии от поверхности). Минимальное количество включений и наиболее равномерное их распределение обеспечиваются при разливке на МНЛЗ вертикального типа. HB, образующиеся в процессе кристаллизации, мелкие, и хотя тоже образуют скопления у малого радиуса, существенного влияния на качество не оказывают. Оно определяется чистотой стали перед разливкой, достигаемой применением ковшовой обработки, исключением вторичного окисления.
Выход дефектов на малый радиус сляба (пузырьки аргона и оксиды) — серьезная проблема для производства автолиста. Пузырьки аргона в тонком металле раскатываются в длинные дефекты и могут выходить на поверхность, но для листа большой толщины это не опасно. Однако это не относится к оксидам (их необходимо удалять в процессе выплавки и внепечной обработки, а не во время разливки). Второй вид дефектов — крупные включения, которые при УЗК выявляются как дефекты сплошности. Для их устранения необходимо избегать попадания шлака или алюминатов из разливочного стакана. Для производства стали с повышенными требованиями к чистоте по HB применяют комплекс технологических мер, которые известны из специальной литературы. Для гарантированного всплывания оставшихся в металле включений и их ассимиляции покровным шлаком в кристаллизаторе необходимо жесткое соблюдение температурного режима разливки.
Применение современной технологии и четкое соблюдение параметров позволяют получать заготовку высокой чистоты по HB и уменьшать зависимость качества от конфигурации МНЛЗ. Окончательное уменьшение общего содержания кислорода должно происходить в течение процесса непрерывной разливки. Оставшиеся в металле оксиды могут быть удалены в промежуточном ковше или при разливке. Расчетные и экспериментальные результаты удаления оксидов в процессе непрерывной разливки в зависимости от типа машины показывают: удаление улучшается в ряду — криволинейная машина, машина с вертикальным участком, лучшие результаты получены при разливке стали на вертикальной машине.
Значительно изменяющееся распределение кислорода по толщине сляба отмечено при разливке на криволинейной машине, на вертикальной достигается однородное распределение кислорода по толщине сляба (рис. 2.2).
Производство стали и заготовок для производства проката (слябов)

Когда непрерывная разливка стала основным способом разливки стали, главная идея состояла в получении преимущества по сравнению с разливкой в слиток по производительности, снижению затрат, повышению выхода годного при более высоком качестве металла. Однако при производстве непрерывнолитого металла очень важно устранить поверхностные и внутренние дефекты, так как иначе необходимы дорогостоящие и затратные по времени операции ремонта слябов, иначе конечная продукция будет с дефектами, и на их устранение также требуется время и средства. В последнее время технология непрерывной разливки и прямой прокатки находит все более широкое применение в целях экономии энергии и снижения затрат труда. Однако для управления этим процессом еще более важно предотвратить образование трещин на слябах, так как в этом случае нет возможности произвести осмотр поверхности сляба и при необходимости — ремонт.
Все типы трещин классифицируют по расположению в теле слитка, морфологии и температурной области их образования. Высокотемпературные трещины — кристаллизационные. Образование трещин в среднетемпературной области (700-1200 °С) обычно связывают с температурным интервалом пониженной пластичности.
Продольные трещины, направленные вдоль слитка, располагаются произвольно по его ширине. Глубина их может достигать 40 мм. Внутренняя полость трещин окислена, линия трещин проходит по междендритным пространствам. В их вершинах, как правило, обнаруживают включения сульфидов.
Поперечные трещины обычно располагаются по следам качания кристаллизатора. В приповерхностном слое трещины пересекают оси дендритов, а далее, в глубине слитка, распространяются по границам аустенитных зерен. Как правило, складки с трещинами в своих впадинах имеют ликвационные лунки. Многие считают, что причина образования таких трещин — низкий уровень механических свойств стали при околосолидусной температуре.
Сетчатые трещины представляют собой сетку взаимопересекающихся извилистых трещин глубиной до 25 мм. Некоторые из них не имеют выхода на поверхность и залегают на глубине 8-10 мм от поверхности.
Паукообразные трещины обычно располагаются на поверхности слитка отдельными очагами диаметром до 30 мм. Относительно глубины этих трещин нет единого мнения, есть данные, что их глубина не более 5 мм, в другом случае до 15-18 мм. Паукообразные трещины расходятся из одной точки в нескольких направлениях и располагаются по границам аустенитных зерен. Часто отмечается наличие меди в их полости.
Гнездообразные, (внутренние) трещины располагаются обычно на расстоянии 30-40 мм от поверхности и, прорастая в глубь слитка, могут достигать осевой зоны. Направление роста трещин перпендикулярно поверхности слитка. Полости трещин заполнены ликватами, в результате чего легко выявляются, например, серными отпечатками. Есть мнение, что трещины образуются в температурном интервале минимальной пластичности кристаллизующего расплава, у фронта кристаллизации, когда под действием ферростатического давления движущаяся оболочка слитка совершает периодические прогибы при прохождении поддерживающей системы. При этом по фронту кристаллизации возникают растягивающие напряжения, которые могут превышать предел прочности металла при околосолидусных температурах. Естественно, что повышение скорости разливки сопровождается ростом скорости деформации, что способствует охрупчиванию металла. С точки зрения химического состава сера оказывает наиболее вредное влияние, ослабляемое повышением содержания марганца.
Осевые трещины («расслой») располагаются по линии осевой ликвации. Ширина раскрытия может достигать нескольких миллиметров. Причиной их образования служат напряжения между внутренней и внешней частями сляба, возникающие при определенных условиях разливки, когда внутренняя зона, охлаждаясь, сокращается в объеме, очагами образования трещин служат неметаллические включения и несовершенства структуры.
Разливка сталей с содержанием углерода 0,08-0,12% затруднительна вследствие их высокой чувствительности к трещинообразованию. Перитектическая точка на диаграмме состояния Fe-C находится при 0,09% С. По приведенным данным, численный показатель склонности к трещинообразованию относительно невысок при содержании углерода менее 0,08%, резко возрастает при 0,08-0,12% и далее снижается примерно в два раза до содержания 0,18%, потом практически снижается до нуля. Близкие данные (рис. 2.3) приводятся в работе.
Производство стали и заготовок для производства проката (слябов)

Наиболее критичными являются зона кристаллизатора и переход криволинейного участка в прямой (разгиб сляба):
— в зоне кристаллизатора на склонность к трещинообразованию оказывает влияние плотность теплового потока, и могут возникнуть трещины ликвации;
— в зоне перехода криволинейного участка в прямой решающее значение имеет температурный режим. Температура поверхности заготовки должна выдерживаться за пределами критической, при которой образуются трещины.
В многочисленных работах показано, что влияние содержания углерода является наиболее критичным с точки зрения зарождения продольных поверхностных трещин из-за повышенной усадки сталей, претерпевающих (δ-γ)-превращение. В работе показано, что твердая корочка малоуглеродистой стали имеет явно волнистый характер и большие колебания по толщине, тогда как для более высокоуглеродистой стали (примерно 0,25%) корочка имеет более ровную поверхность и меньшие колебания по толщине. В работе сделано предположение, что такое явление — результат сжатия твердой оболочки около мениска вследствие (δ-γ)-превращения в твердом состоянии. Многочисленные работы по изучению зависимости между формированием продольных поверхностных трещин и содержанием углерода приводили к разным результатам по содержанию углерода, при котором растрескивание максимально. Это может быть связано с различными значениями технологических факторов и различным составом стали. Чтобы точнее изучить данный процесс, необходима псевдобинарная диаграмма состояния Fe-C.
При низких концентрациях углерода (менее 0,09%) (δ-γ)-превращение происходит после полного затвердевания стали, тогда как при более высоком содержании углерода, когда происходит перитектическая реакция, (δ-γ)-превращение происходит в процессе кристаллизации. Расчетные температуры полного затвердевания для псевдобинарной диаграммы находятся в хорошем соответствии с измеренной экспериментально температурой нулевой пластичности, что позволяет заключить, что горячие разрывы главным образом зависят от наличия междендритных жидких пленок из-за микроликвации растворенных элементов. Прочность и пластичность стали имеют малую величину ниже температуры солидуса из-за существования жидкой пленки. Потеря пластичности жидкотвердой зоны связана с микроликвацией на затвердевающих поверхностях раздела дендритов. В результате локально снижаются температура солидус междендритной жидкости и, следовательно, температура нулевой пластичности стали. Деформация растяжения жидкотвердой зоны вызывает разделение дендритов. Жидкотвердую зону можно разделить на зону подачи жидкости и зону трещинообразования. В первой зоне формирующиеся трещины снова заполняются жидкостью, во втором случае трещина не может заполниться жидкостью, так как ветви дендритов достаточно уплотнены и препятствуют подаче жидкости. Деформация в температурном диапазоне хрупкости представляет собой сумму деформации, связанной с изменением температуры деформации, и наведенной внешними технологическими факторами (потоком кристаллизатора, кривизной участка MHЛЗ и т.д.), в свою очередь, первая часть обычно представляется как сумма деформаций, вызванных охлаждением и фазовым превращением.
При анализе неравновесной псевдобинарной диаграммы состояния Fe-C можно выделить несколько интервалов содержания углерода: при изменении содержания углерода от нуля до C1 деформация зависит только от термического сжатия (вторая часть отсутствует), потому что (5 - у)-превращение происходит после того, как сталь полностью закристаллизуется. При изменении содержания углерода от C-, до C3 деформация также зависит только от термического сжатия, потому что (δ-γ)-превращение заканчивается до того, как доля твердой фазы достигает критической величины — 0,85-0,9. Следовательно, влияние (δ-γ)-превращения на деформацию и температурный диапазон хрупкости доминирует между C1 и C2 и становится максимальным при Cmax, потому что полное (δ-γ)-превращение происходит в температурном интервале хрупкости. Поскольку температура полного затвердевания (температура невозможности проникновения жидкости) и (δ-γ)-превращение зависят от химического состава, то C1, C2 и Cmax также меняются с изменением состава стали. Поэтому тенденция к растрескиванию может быть предсказана с учетом псевдобинарной диаграммы, анализа микроликвации и расчета деформации в температурном интервале хрупкости. Экспериментальное значение содержания углерода, при котором наблюдается максимальное количество трещин, составляет 0,10-0,14% в зависимости от состава стали. Повышение содержания серы снижает Cmax, потому что температурный диапазон хрупкости расширяется в область более низких температур из-за сегрегации серы.
Некоторые высокопрочные микролегированные стали особенно подвержены определенным видам дефектов разливки, существует много обзоров по вопросу горячей пластичности и дефектов непрерывнолитого металла. Показано, что только формирование поверхностных поперечных трещин связано с наличием в стали микролегирующих элементов. Некоторые другие поверхностные дефекты, такие как продольные поверхностные трещины, также связаны с составом стали: повышение содержания фосфора и серы и снижение соотношения Mn/S ведут к повышенному растрескиванию. На формирование внутренних трещин также влияет химический состав стали, важно и содержание С, S и P.
Известно много публикаций, в которых сообщается о том, что добавки ниобия способствуют формированию поперечных трещин в непрерывнолитых слябах, и растрескивание резко возрастает уже при содержании ниобия 0,01%. Большинство авторов считают, что для ниобийсодержащих сталей повышение содержания алюминия также повышает склонность к растрескиванию. Однако другие авторы сообщают, что влияние алюминия на растрескивание ниобийсодержащих сталей отсутствует. Повышенное содержание азота также способствует растрескиванию ниобийсодержащих сталей, но влияние может быть минимизировано, если содержание азота ниже 0,004%. Содержание углерода, как известно, оказывает существенное влияние на поперечные трещины, и сталь с содержанием углерода в интервале 0,10-0,17% особенно предрасположена к возникновению поперечных трещин.
Элементы, снижающие появление трещин в ниобийсодержащих сталях: Ti, P, Ce, Zr. Добавки 0,02-0,04% титана приводили к уменьшению количества поперечных трещин, а для их полного устранения необходимо 0,15% титана. Предыдущие результаты относятся к обычным толстым слябам (более 225 мм), также есть сообщение о том, что ниобий приводит к возникновению трещин в тонких слябах (толщиной 50 мм).
В работе сообщается, что при содержании азота менее 0,005% ванадий имеет небольшое влияние на возникновение поперечных трещин, однако при содержании азота более 0,02% поперечные трещины могут появляться при 0,15%V. Если сляб имеет толщину 50 мм, VN-стали имеют лучшее качество поверхности, чем стали, содержащие Nb. В работе сообщается, что зачистка слябов потребовалась для сталей, содержащих 0,01-0,06% Ti, предполагая, что при таком содержании титана могут возникнуть некоторые поверхностные дефекты, в этих сталях содержание углерода было менее 0,09%, а марганца — в интервале 0,3-0,8%.
Поперечные трещины могут образовываться на широкой, узкой гранях и в углах непрерывнолитого сляба, но не всегда заметны при визуальной инспекции. Они связаны с нижней частью следов качания и преимущественно обнаруживаются на верхней поверхности сляба. Сами трещины могут быть длиной до десятков миллиметров и обычно следуют по границам аустенитных зерен. Наблюдаются небольшое обезуглероживание и небольшое окисление на внутреннем конце трещины. Исследование поверхности разрушения поперечных трещин показало вязкое разрушение, зарождающееся на частицах различного типа, но преимущественно на частицах MnS и AlN.
В процессе непрерывной разливки напряжения могут возникать по множеству причин: вследствие превращения, термических эффектов (изменение теплопередачи внутри кристаллизатора), температурного градиента внутри сляба, влияния форсунок охлаждения, контакта с роликами и др., трения между слябом и кристаллизатором, выпучивания слитка вследствие ферростатического давления, механических эффектов из-за несоосности машины и напряжений при разгибе сляба и др. Исследования показывают, что поперечные трещины наиболее многочисленны на верхней поверхности сляба (т.е. поверхности, которая растягивается в процессе разгиба), предполагается, что в основном распространение трещин обусловлено напряжениями, внесенными в процессе разгиба слябов.
Растрескивание наиболее вероятно в области низкой пластичности стали. Можно выделить четыре области низкой пластичности в условиях непрерывной разливки (рис. 2.4) за счет: 1 — появления жидкости; 2а — появления частиц второй фазы (Mn, Fe) S; 2б — частиц второй фазы Nb(CN), AIN, V(CN); 3 — (γ-α)-превращения.
Производство стали и заготовок для производства проката (слябов)

Область 1 проявляется при высоких температурах, обычно на 20-50 °C ниже температуры солидуса. Поверхности разрушения характеризуются междендритным разрушением и присутствием частиц MnS. Эта область низкой пластичности связана с появлением жидкости на междендритных границах и границах зерен и важна с точки зрения формировании дефектов многих типов в непрерывнолитом продукте, в том числе продольных поверхностных трещин. Сегрегация элементов, таких как сера, в междендритные области в процессе кристаллизации важна для этого типа разрушения. Эта область низкой пластичности может быть ответственной за зарождение поперечных поверхностных трещин, связанных со следами качания. Следы качания сами по себе — области, в которых может наблюдаться высокая степень сегрегации таких элементов, как S, Р, Mn. Теплопередача в кристаллизаторе вблизи следов качания также снижена, что приводит к сохранению высокой температуры в пределах зоны охрупчивания.
Область 2 соответствует температурному интервалу 1200-900 °C в зависимости от состава и условий испытания, и поверхность разрушения обычно проходит вдоль границ аустенитных зерен и иногда в ней обнаруживается присутствие частиц второй фазы. Эти области низкой пластичности связаны с выделениями (Mn, Fe)S для области 2а и Nb(CN), V(CN), Ti(CN) и AlN для области 26 (разделение области 2 определяется стабильностью различных типов частиц). Низкая пластичность в области 2а наблюдается при относительно высоких скоростях деформации; при низких скоростях деформации или в случае выдержки перед испытаниями пластичность хорошая. Вместе с тем, потеря пластичности типа 2б максимальна, если скорость деформации снижается. Потеря пластичности в области 2а в значительной степени зависит от состава, особенно от соотношения Mn/S. Также есть предположение о том, что потеря пластичности в области 2а связана с выделением жидкой фазы FeS и зернограничной декогезией вследствие сегрегации серы. Поперечные трещины обычно наблюдаются в высокопрочных микролегированных сталях с высоким содержанием Mn и поэтому высоким соотношением Mn/S. Скорость деформации в процессе производства непрерывнолитых слябов также слишком мала для потери пластичности 2а, и можно предположить, что она не ответственна за образование поперечных трещин.
Потеря пластичности 2б инициирована проскальзыванием по границам зерен аустенита, что приводит к формированию трещин области, и связана с присутствием частиц второй фазы, таких как Nb(CN), V(CN), AlN. Эти частицы могут задерживать начало рекристаллизации и уменьшать деформацию, необходимую для разрушения. Высокотемпературный предел этого провала пластичности, вероятно, связан с началом рекристаллизации. Известно, что микролегирующие элементы, в первую очередь Nb, могут задерживать рекристаллизацию, находясь или в растворе, или в виде выделяющихся частиц. Это торможение рекристаллизации, как предполагается, отвечает за расширение области провала пластичности 2б в сторону высоких температур. Ванадий, как известно, намного менее эффективен, чем ниобий, с точки зрения торможения рекристаллизации. Присутствие частиц микролегирующих элементов также может снизить деформацию разрушения за счет нескольких возможных механизмов: зоны, свободные от выделений, часто наблюдаются в областях, прилегающих к границам зерен аустенита, и это может приводить к концентрации напряжений по границам зерен; частицы или группы частиц у границ зерен могут действовать как места зарождения трещин, либо выделение их в матрице просто повышает прочность и, соответственно, снижает пластичность.
Область 3 находится примерно в интервале температур 900-600° С в зависимости от состава стали и если область 2 снижения пластичности присутствует, эти два провала пластичности могут сливаться. Предполагается, что эта область низкой пластичности связана с превращением аустенита в феррит.
При охлаждении ниже температуры (γ-α)-превращения образование феррита начинается на границах зерен аустенита, приводя к формированию пленок феррита вокруг аустенитных зерен. При температурах внутри интервала превращения феррит мягче, чем аустенит, и таким образом, когда начинается деформация, она концентрируется внутри феррита у границ зерен, и процесс вязкого разрушения, т.е. зарождение пор у частиц второй фазы и рост этих пор, продолжается внутри пленок феррита. Высокотемпературный край провала пластичности связан с началом превращения и, таким образом, определяется составом и технологическими параметрами. Проявляется тесная связь между температурой, при которой пластичность начинает падать, и температурой начала превращения Ar3. Пластичность восстанавливается при низких температурах, поскольку объемная доля феррита выше, и распределение температуры между аустенитом и ферритом становится более равномерным. При низких температурах разница прочности аустенита и феррита меньше, что также способствует более равномерному распределению деформации между аустенитом и ферритом. Представляется, что для полного восстановления пластичности примерно 50% аустенита должно превратиться в феррит (рис. 2.5).
Производство стали и заготовок для производства проката (слябов)

Микролегирующие элементы могут влиять на положение этого типа провала пластичности благодаря их влиянию на температуру превращения. Например, присутствие ниобия в растворе до превращения, как известно, снижает температуру превращения, и также было показано, что Nb снижает температуру, при которой наблюдается провал пластичности — область 3 (см. рис. 2.4).
Было предположено, что ранние стадии формирования поперечных трещин происходят в кристаллизаторе и связаны с сегрегацией в районе следов качания. Низкая температура плавления этих областей вместе с более высокой температурой металла вследствие уменьшенной теплопередачи в кристаллизатор приводит к возникновению горячих трещин (разрывов). Дальнейшее влияние процессов в кристаллизаторе на поперечные трещины предполагается вследствие сильного влияния содержания углерода на поперечное растрескивание. Когда содержание углерода соответствует перитектической кристаллизации, то количество поперечных трещин возрастает. Было сделано предположение, что это следствие деформации превращения в процессе кристаллизации.
Хотя ранние стадии формирования поперечных трещин могут быть в кристаллизаторе, можно предположить, что эти дефекты становятся больше и многочисленнее под действием напряжений ниже кристаллизатора, особенно в процессе разгиба сляба. Когда эти напряжения действуют в температурном интервале провала пластичности, поперечное растрескивание усиливается, особенно с учетом влияния микролегирования на горячую пластичность. Играя роль в зарождении поперечных трещин, следы качания будут также благоприятствовать их распространению, поскольку зерно часто может быть крупным под следом качания, и геометрия поверхности в виде надреза также будет приводить к концентрации напряжений. Последующее распространение этих трещин продолжается при низких температурах как результат деформаций, особенно в процессе разгиба сляба в области низкой пластичности.

Известно много работ по изучению влияния ванадия на горячую пластичность с использованием испытаний на растяжение. Результаты исследований сходятся в том, что добавки до 0,1% ванадия при низком содержании азота (≤0,005%) имеют только нзначительное отрицательное влияние на горячую пластичность, способствуя расширению провала пластичности. При высоком содержании азота влияние ванадия становится более заметным, и провал пластичности становится глубже и шире. Необходимо отметить, что в этом примере только при максимальном значении произведения 0,l%Vx0,01% N горячая пластичность приближается к пластичности стали с 0,028% Nb. Разница в характере горячей пластичности была связана с разницей в выделениях, сталь с ванадием показала мало выделений VN, в то время как сталь с ниобием показала многочисленные выделения NbCN как результат различной растворимости. Показано, что выделения VN крупнее, чем NbCN, в условиях, сходных с условиями в непрерывнолитом слябе и, следовательно, имеют меньшее вредное воздействие на горячую пластичность. Однако при сравнении V-Ti- и Nb-Ti-стали было установлено, что оба типа сталей имеют близкие значения пластичности. В работе, где использовали испытания на изгиб для имитации разливки в тонкий сляб, добавки 0,1%V не влияли на горячую пластичность при содержании азота 0,007%. Когда уровень азота был повышен до 0,02% пластичность снизилась, но не до уровня, наблюдаемого в стали с 0,04% Nb (рис. 2.6).
Итак, имеется большое количество исследований по влиянию ниобия на пластичность в горячем состоянии и активность исследований, вероятно, связана с отмеченным отрицательным эффектом ниобия на качество поверхности слябов. Результаты могут быть обобщены таким образом: добавки ниобия углубляют и расширяют провал пластичности в направлении повышенных температур (рис. 2.7). Даже малые добавки ниобия (0,017%) имеют вредный эффект, и пластичность продолжает снижаться до содержания по крайней мере 0,074%. Добавки алюминия в ниобийсодержащую сталь углубляют и расширяют провал пластичности, так же как и повышение содержания азота. Если использовать произведение [A1][N], то этот параметр имеет негативное влияние на пластичность ниобийсодержащей стали.
Производство стали и заготовок для производства проката (слябов)

Когда исследуется влияние титана на пластичность ниобийсодержащей стали, внимание должно быть уделено тому, чтобы термический цикл соответствовал состоянию при непрерывной разливке. Обычная практика при выполнении испытаний на пластичность в горячем состоянии — проводить термообработку, обеспечивающую получение твердого раствора при высокой температуре перед охлаждением и проведением испытаний при более низкой температуре. Для сталей, содержащих титан, это все же может привести к образованию мелкого аустенитного зерна вследствие влияния выделений TiN, которые стабильны при высокой температуре. В ряде сообщений показан положительный эффект добавок титана на пластичность в горячем состоянии, но если учитывать более мелкозернистую структуру этих сталей, преимущество не столь очевидно. Следовательно, для имитации состояния разливки для титансодержащих сталей особенно важно, чтобы испытуемые образцы подвергались плавлению. Когда испытания проводятся на образцах, которые предварительно расплавлены, добавки титана дают очень маленький положительный эффект на горячую пластичность или даже отрицательный эффект, и это, вероятно, обусловлено отношением титана к азоту, определяющим размер частиц. Если состав тщательно выбран, чтобы гарантировать, что размер выделений максимальный, то хорошая пластичность может быть достигнута в Nb-Ti-сталях. Картина еще усложняется вследствие влияния скорости охлаждения; при относительно медленной скорости охлаждения (25 °С/мин) титан может дать большое улучшение пластичности в горячем состоянии ниобийсодержащей стали также вследствие формирования грубых выделений. В присутствии титана влияние серы зависит от термического цикла, используемого при испытаниях. Для сталей, нагретых до температуры растворения перед испытанием, сера незначительно влияет на пластичность в горячем состоянии. Однако для расплавленных образцов повышение уровня содержания серы имеет тем больший отрицательный эффект, чем больше серы переведено в раствор для выделения на границах зерен.