автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Моделирование и оптимизация структурообразования при непрерывной горячей прокатке листовых сталей

.) Г - - "I

На правах рукописи

ШКАТОВ Валерий Викторович

МОДЕЛИРОВАНИЕ И ОПТИМИЗАЦИЯ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ ПРИ НЕПРЕРЫВНОЙ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКЕ ЛИСТОВЫХ СТАЛЕЙ

Специальность 05.16.01 - "Металловедение и термическая обработка металлов"

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Липецк - 1998

Работа выполнена в Липецком государственном техническом университете и на Новолипецком металлургическом комбинате

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор КАЗАДЖАН Л.Б. доктор технических наук, профессор ДОБАТКИН C.B. доктор технических наук, профессор ОДЕССКИЙ П.Д.

Ведущая организация: ГНЦ ЦНИИчермет им. И.П.Бардина

Защита состоится 10 апреля 1998 года в 14 часов в ауд. К-601 на заседании диссертационного совета Д 064.22.01 Липецкого государственного технического университета.

Ваши отзывы, заверенные печатью, просим направлять на имя ученого секретаря диссертационного совета по адресу:

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке университета. Автореферат разослан марта 1998 г.

Ученый секретарь

398055, г. Липецк, ул. Московская, 30.

диссертационного совета канд. техн. наук, доцент

КАРИХ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Современной тенденцией на рынке листовых сталей является расширение их номенклатуры при одновременном ужесточении требований к качеству (прежде всего по структуре и механическим свойствам). Горячекатаная листовая сталь производится на непрерывных широкополосных станах (НШС) - высокопроизводительных агрегатах непрерывного действия, для контроля и управления технологическим процессом которых в настоящее время широко используется вычислительная техника. Масса прокатываемых на отечественных НШС слябов достигает 36 т, производительность - 6,5 млн.т в год. Удовлетворить в полном объеме требования к структуре и свойствам производимой на НШС листовой стали при минимальных дополнительных затратах, а следовательно, повысить ее конкурентоспособность, возможно путем организации контроля и управления формированием структуры и свойств стали в технологической линии стана. Оперативна реагировать на запросы рынка, существенно сократив при этом сроки и затраты на освоение новых видов металлопродукции, позволит автоматизированное проектирование технологических режимов производства проката. Не вызывает сомнений, что координальное решение проблемы повышения качества и конкурентоспособности лежит на пути создания гибкого автоматизированного производства горячекатаных листовых сталей, необходимыми условиями реализации которого являются управление структурой проката и автоматизированное проектирование режимов производства.

Происходящие по мере движения металла в линии НШС структурные и фазовые превращения сложным образом зависят от деформационно-скоростных и температурных параметров прокатки в клетях стана, режимов последующего охлаждения полосы на отводящем рольганге

и в рулоне. Учитывая, что механические свойства горячекатаной стали регламентируются обычно 3-5 показателями, а режим деформации и охлаждения проката задается как минимум 10-15 независимыми переменными, установить достоверную связь между свойствами и режимом посредством многомерной регрессионной модели в условиях реального производства не представляется возможным. Поэтому как управление структурой, так и проектирование оптимальных технологий должно базироваться на математических моделях структурных и фазовых превращений стали в линии стана. Создание таких моделей потребовало решения ряда металловедеских проблем, связанных с установлением закономерностей структурных превращений проката при многократной горячей деформации с большими скоростями и секундными интервалами между обжатиями, последующем ступенчатом охлаждении при температурах ¡/-»а-превращения, длительном отжиге в подкри-тическом интервале температур, а также разработкой аппарата количественного описания всех этих превращений. Учитывая возможность разделения процесса структурообразования проката на физически независимые стадии (рекристаллизации аустенита, распада переохлажденного аустенита, превращений в подкритическом интервале температур), константы моделей можно получить из независимого лабораторного эксперимента.

Цель работы. Установление закономерностей формирования структуры углеродистых и низколегированных сталей в условиях, моделирующих деформационно-скоростные и температурные параметры прокатки и охлаждения полос на НШС; изучение влияния химического состава, параметров скоростной горячей деформации, режимов регулируемого охлаждения на кинетику структурных и фазовых превращений проката. Разработка на этой основе математических моделей формирования структуры при многократной деформации в клетях стана, распаде переохлажденного аустенита на отводящем рольганге,

превращений феррито-перлитной структуры в рулоне и создание комплексной математической модели формирования структуры и механических свойств горячекатаных полос из углеродистых и низколегированных сталей на НШС. Конечной целью работы является разработка теоретических основ, принципов и алгоритмов автоматизированного управления структурой и свойствами листового проката, проектирования технологических режимов производства новых марок сталей.

На защиту выносятся следующие основные положения:

1. Результаты экспериментальных исследований кинетики рекристаллизации и преобразования зеренной структуры аустенита углеродистых и низколегированных сталей при скоростной многократной деформации.

2. Закономерности формирования феррито-перлитной структуры при распаде переохлажденного аустенита в зависимости от структуры аустенита, режима охлаждения и -химического состава стали, превращений феррито-перлитной структуры при последующем отжиге в подк-ритическом интервале температур.

3. Механизм образования структурно-свободного цементита при распаде аустенита, математическая модель прогноза условий его реализации.

4. Математические модели кинетики рекристаллизации и структу-рообразования аустенита при прокатке в клетях НШС, формирования феррито-перлитной структуры при распаде переохлажденного аустени-

-та на отводящем рольганге стана, структурных превращений при охлаждении рулонов горячекатаных полос.

5. Принципы и алгоритмы управления структурой и свойствами проката, проектирования технологических режимов производства новых марок сталей.

Научная новизна. В работе получены новые научные результаты:

1. Построены многомерные диаграммы кинетики рекристаллизации

аустенита в виде границ областей структурных состояний аустенита (наклепанное, частично рекристаплизованное, рекристаллизованное) в пространстве определяющих процесс факторов. На основе полученных диаграмм разработано единое для углеродистых и низколегированных сталей математическое описание кинетики рекристаллизации аустенита при многократной горячей деформации, позволяющее учитывать наряду с параметрами деформации и размером зерна влияние содержания химических элементов в стали.

2. Экспериментально выявлены закономерности преобразования зеренной структуры аустенита при первичной рекристаллизации. Показано, что независимо от причины возникновения разнозернистости (незавершенная первичная или вторичная рекристаллизация) деформация с последующей первичной рекристаллизацией формирует практически однородную структуру. Разработана математическая модель структурообразования аустенита (прогнозируемые характеристики -размер зерна и разнозернистость) и сформулированы принципы формирования мелкого однородного зерна при многократной деформации.

3. Установлены и количественно описаны закономерности образования феррито-перлитной структуры при распаде переохлажденного аустенита в зависимости от параметров зеренной структуры и наклепа аустенита, режима охлаждения при ^-»«-превращении, химического состава стали. Разработана математическая модель формирования структуры углеродистых и низколегированных сталей при ступенчатом режиме охлаждения в интервале температур распада аустенита.

4. Построены многомерные диаграммы сфероидизации пластинчатого цементита перлита в углеродистых и низколегированных сталях при отжиге в подкритическом диапазоне температур. Установлено, что кинетика сфероидизации цементита в изотермических условиях подчиняется уравнению Аврами с показателем степени при времени равным единице.

5. Показано, что влияние химического состава и предшествующих сфероидизации режимов обработки горячекатаной стали на кинетику сфероидизации цементитных пластин перлита может быть однозначно учтено через величину межпластиночного расстояния в перлите. Рассчитана обобщенная диаграмма сфероидизации в координатах "температура" - "время" - "межпластиночное расстояние в перлите" и разработано единое для углеродистых и низколегированных сталей математическое описание кинетики сфероидизации пластинчатого перлита.

6. Установлен механизм образования структурно свободного цементита в ходе аустенито-перлитного превращения. Разработана математическая модель, позволяющая прогнозировать кинетику образования структурно свободного цементита в зависимости от условий охлаждения в интервале температур эвтектоидного распада аустени-та.

7. Развиты теоретические и технологические основы методологии разработки и оптимизации режимов производства горячекатаных листовых сталей, базирующейся на компьютерном моделировании структурообразования проката. Разработаны принципы и программные средства для управления структурой при деформации раската в клетях стана, охлаждении горячекатаных полос на отводящем рольганге и в рулоне, автоматизированного проектирования технологических режимов производства проката на НШС.

Практическая ценность и реализация результатов работы. Работа выполнялась в рамках пункта 3.1. Новые металлургические технологии "Перечня межвузовских научно-технических и инновационных программ"; в соответствии с планами научно-исследовательских работ отраслевой лаборатории МЧМ СССР при ЛипПИ и Научно-производственного института АО НЛМК.

Полученные в работе модели структурных и фазовых превраще-

ний, алгоритмы прогнозирования и управления структурой, проектирования технологических режимов производства проката, а также программные средства для их реализации дают возможность повысить надежность выходного контроля структуры и механических свойств горячекатаных полосовых сталей, оптимизировать действующие технологические режимы, разрабатывать технологию производства новых видов листового проката при минимальных затратах на эксперименты.

Разработаны способы горячей прокатки и охлаждения полос, на которые получены три авторских свидетельства на изобретения. Режимы обжатий в чистовой группе клетей при прокатке полос из малоуглеродистых сталей (а.с. Ii 902375) внесены в технологическую карту на прокатку металла на НШС 2000 АО НЛМК.

Опытно-промышленная проверка комплексной математической модели формирования структуры и свойств горячекатаных сталей на Н1НС 2000 АО НЛМК показала, что ошибка прогноза размера зерна феррита и характеристик механических свойств не превышает 8%. В границах области применения модели находится не менее 90% от общего объема производства стали на стане 2000.

Совокупность разработанных моделей и алгоритмов составила основу математического обеспечения автоматизированных систем прогнозирования структуры и механических свойств проката, проектирования технологических режимов горячей прокатки. Система прогнозирования интегрирована в АСУ ТП стана 2000 и в настоящее время находится в стадии внедрения в опытно-промышленную эксплуатацию. Автоматизированная система проектирования технологии горячей прокатки внедрена на АО НЛМК и используется в системе сертификации комбината на соответствие ISO 9002.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на Всесоюзных науч.-техн. конференциях: "Современные проблемы повышения качества металла" (Донецк, 1978); "Новое в металловедении

и термической обработке металлов" (Тольятти, 1979); "Экономия металлов и энергии на основе прогрессивных процессов термической и химико-термической обработки" (Пенза, 1984); "Прогрессивные технологические процессы в производстве холоднокатаного листа" (Липецк, 1985); "Повышение качества металлопроката путем термической и термомеханической обработки" (Днепропетровск, 1988); "Повышение надежности и долговечности материалов и деталей машин на основе новых методов термической и химико-термической обработки" (Хмельницкий, 1988); "Новые технологические процессы прокатки как средство интенсификации производства и повышения качества продукции" (Челябинск, 1989); "Новые материалы и ресурсосберегающие технологии термической и химико-термической обработки деталей машин и инструментов" (Махачкала, 1989), а также на Всесоюзном науч. -техн. симпозиуме "Термическая и химико-термическая обработка в машиностроении" (Саратов, 1978); Международной науч.-техн. конф. "Прогрессивные методы получения и обработки конструкционных материалов и покрытий, повышающих долговечность деталей машин" (Волгоград, 1996); Науч.-техн. конф. "Теория и технология процессов пластической деформации -96" (Москва, 1996).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 46 печатных работ, получено 3 авторских свидетельства на изобретения.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 6 глав, общих выводов, списка литературы из 230 наименований и приложений. Работа изложена на 399 страницах машинописного текста, включая 182 рисунка и 35 таблиц.

- 10 -

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

1. Кинетика рекристаллизации аустенита при скоростной горячей прокатке. Многомерные диаграммы кинетики рекристаллизации

При прокатке в чистовой группе клетей непрерывных широкополосных станов металл подвергается многократной горячей деформации с обжатиями в отдельных клетях от 10 до 45% и паузами между обжатиями от нескольких секунд до долей секунды. Скорость движения полосы в последних клетях стана достигает 20 м/с, скорость деформации - 150 с"1. С целью разработки количественного описания процессов структурообразования полосы при деформации в клетях стана было проведено исследование кинетики рекристаллизации аустенита углеродистых и низколегированных сталей в условиях, моделирующих температурные и деформационно-скоростные параметры прокатки в клетях НШС. Образцы из сталей 08пс, 15пс, 09Г2 и 17ГС прокатывали на скоростном лабораторном стане при температурах Г=880-1160°С с относительным обжатием £=ДЬ/Ь от 10 до 45% при скорости деформации ¿=60-90 с"1 (в зависимости от величины обжатия). Для имитации междеформационых пауз прокатанные образцы после выдержки х в течение 0, 3-60 с, задаваемой блоком автоматики с точностью ±0,1 с, закаливались в водном растворе щелочи. Количество вариантов прокатки образцов каждой марки стали (варьируемые переменные Т, г, х) составляло от 48 до 80.

Границы бывших аустенитных зерен выявляли травлением закаленных образцов в насыщенном водном растворе пикриновой кислоты. Зерно измеряли методом ориентированных секущих и рассчитывали средний условный диаметр зерна (средняя хорда) й, вариацию распределения хорд У^а/й (отношение среднего квадратичного отклоне-

- и -

ния Ба к средней хорде д.), коэффициент вытяжки £=3ц /й± (отношение средних хорд в направлениях параллельном и перпендикулярном плоскости прокатки). Вариацию использовали в качестве обобщенной характеристики степени однородности зеренной структуры. По измерениям 1000 случайных хорд установлено, что для идеально однородной зеренной структуры эталонных шкал ГОСТ 5639-82 вариация =0,50±0,01. В структуре, содержащей зерна двух-трех смежных номеров (соответствует требованиям к реально однородной структуре), значения не превышают 0,60. Признаком структурного состояния аустенига служили значения й, и Е, а также знак их изменения при увеличении времени последеформационной выдержки.

Установлено, что в зависимости от температуры деформации, относительного обжатия и химического состава стали временной интервал прохождения первичной рекристаллизации существенно различается. При высоких значениях температуры и обжатия (например, в стали 08пс при Г)930°С и £>30%) первичная рекристаллизация завершается менее чем за 0,3 с (до момента первого наблюдения), а при низких температуре и обжатии (в стали 08пс при IX880°С и £420%) не получает развития и за 9 с. Развитие первичной рекристаллизации сопровождается формированием разнозернистой структуры (вариация Уд возрастает до 0,9-1,1) за счет образования новых мелких зерен по границам исходных деформированных. Рекристаллизованное зерно мельче исходного, однородно (вариация Уй=0, 51-0,60) и изотропно. В образцах, прокатанных с обжатием е<10%, с увеличением времени выдержки зерно и разнозернистость монотонно растут - это диапазон критических степеней деформации.

Для количественного описания кинетики рекристаллизации аус-тенита был использован разработанный в соавторстве с М. А. Штреме-лем и В.И. Лизуновым метод построения многомерных диаграмм кинетики превращений, принципиальная схема которого заключается в еле-

дующем. Для каждой экспериментальной точки, соответствующей заданной совокупности к переменных, по микроструктуре или изменениям некоторого свойства опознается состояние стали (например, "до", "во время" и "после" превращения). Отбираются все точки, принадлежащие одной области (с одинаковым структурным состоянием). Затем в к-мерном пространстве переменных находятся разделяющие эти области границы.

В линеаризующих координатах ъ-у, хг, ... , оск каждая граница имеет вид гиперплоскости

к

ао + Е ^ = 0. (1)

¡-1

Для нахождения оптимального положения разделяющей два точечных множества гиперплоскости (соответствует наибольшему её удалению от точек этих множеств) используется рекуррентный алгоритм разделения множеств.

Многомерные диаграммы кинетики превращений обеспечивают высокую надежность прогноза структурного состояния стали при умеренном объеме эксперимента при их построении и позволяют проводить объективную интерполяцию по нескольким переменным при автоматизированном расчете технологических режимов.

Полученная при изучении рекристаллизации аустенита после горячей деформации структура принадлежит четырем структурным областям: 1 - до начала первичной рекристаллизации (наклепанное состояние), 2 - после её начала (стадия первичной рекристаллизации), 3 - после её окончания (рекрисгаллизованное состояние), 4 - рекристаллизация в диапазоне критических степеней деформации. Поэтому должны существовать три границы между объединениями областей: граница начала первичной рекристаллизации А между 1 и (2,3); граница окончания рекристаллизации В между (1,2) и 3; граница диапазона критических степеней деформации С между (1-3) и 4.

В линеаризующих координатах X, х2 =3/Г и х3=1§ е урав-

нения границ структурных состояний аустенита имеют вид:

ад + а! ^ х + а2/Т + а31§ е = 0. (2)

Результаты расчета уравнений границ (2) для исследованных сталей приведены в таблице 1.

В уравнение (2) не включена скорость деформации ё, поскольку при проведении экспериментов по прокатке образцов при 930°С со скоростью деформации в три раза ниже и три раза выше базовой ¿=60-90 с-1 ее влияния на кинетику рекристаллизации не удалось зафиксировать.

Таблица 1

Коэффициенты уравнений границ структурных областей диаграмм кинетики рекристаллизации аустенита

Марка стали Тип границы Коэффициенты уравнения (2) Полоса неопред., бгр

До Ог • Ю" 4 аз

А 62,69 1,0 -6, 25 12.75 0,14

08пс В 28,28 1,0 -2, 78 8,03 0, 09

С 0, 85 0,0 0, 00 1,00 0, 50

А 10,11 1,0 -0, 77 4,49 0,13

15пс В 11,45 1,0 -1,08 4,48 0,17

С 0, 85 0,0 0, 00 1,00 0, 50

А 18, 67 1,0 -1,77 6, 55 0,10

17ГС В 10, 60 1,0 -1,06 5,13 0, 09

С 0, 85 0,0 0, 00 1,00 0, 50

09Г2С А 9, 97 1,0 -2, 27 6,02 0.0 2

В 9, 86 1,0 -0, 82 3, 65 0,04

Содержащаяся в уравнениях границ (2) информация позволяет не только предсказать структурное состояние аустенита после деформации с заданными параметрами, но и выполнить количественный прог-

ноз кинетики первичной рекристаллизации интерполяцией по уравнению Аврами. Результаты прогноза хорошо согласуются с экспериментально определенными значениями доли рекристаллизованного объема.

Увеличение степени легированности стали приводит к замедлению первичной рекристаллизации аустенита. Используя экспериментально найденные значения коэффициентов сц уравнений границ диаграмм рекристаллизации для исследованных сталей, а также сталей СтЗсп, 50, 10Г2, 10 ХГС (Лизунов В. И., Моляров В.Г.), методом множественного регрессионного анализа были найдены зависимости а4 от содержания химических элементов и размером зерна аустенита перед деформацией с^ (диапазон изменения 50-330 мкм). Соответствующие зависимости для коэффициентов границы начала рекристаллизации (/4) имеют вид:

сто - 7,038 + 0.723ЕСГ1 + 6,070[Мп] - 1,089-Ю"2^; 1 аг = -1,377 + 1.973[С] - 0,539[Мп]; (3)

а3 = 3,461 - 7,100[С] + 3,182[Мп]. для границы окончания рекристаллизации (В):

Оо = 12,786 + 4,682 [С] + О.ЗббСМп]"1 - 6,438 [Б1]; а2 = -1, 405 + 0,684[81]; } (4)

а3 = 2, 799 + 14,128[С]. Статистически значимое влияние на кинетику рекристаллизации оказывает углерод, марганец и кремний, содержание которых, собственно, и определяет марочность исследованных сталей, а также размер зерна аустенита. В интервале времени от 0,1 до 10 с средняя абсолютная ошибка прогноза по уравнениям (3)-(4) времени начала рекристаллизации равна 0,1 с, времени окончания рекристаллизации -0,3 с.

Учитывая, что металл в клетях НШС подвергается серии последовательных обжатий, было проведено исследование рекристаллизации аустенита после двухкратной прокатки образцов по режимам, обеспе-

чивающим получение после каждого обжатия всех четырех типов структурных состояний аустенита. Установлено, что построенные по результатам изучения структуры после однократной деформации многомерные диаграммы рекристаллизации позволяют правильно прогнозировать структурное состояние аустенита и после многократной деформации.

Таким образом, разработанное математическое описание кинетики рекристаллизации аустенита позволяет выполнять прогноз структурного состояния аустенита после деформации на 10-45% со скоростью 20-300 с"1 при температурах 870-1160°С в углеродистых и низколегированных сталях широкого спектра марок (содержащих 0,08-0,47% С, 0,27-1,67% Мп, 0,01-0,65% БП и может быть использовано для оптимизации режимов непрерывной горячей прокатки полосовой стали.

2. Формирование зеренной структуры аустенита при многократной горячей деформации

Для прогнозирования структурообразования аустенита в клетях НШС полученное описание кинетики рекристаллизации должно быть дополнено моделью формирования зеренной структуры при многократной деформации. В литературе до последнего времени практически полностью отсутствовали данные по влиянию параметров горячей деформации на степень однородности зеренной структуры аустенита, которая наряду с размером зерна в значительной мере определяет механические свойства горячекатаных сталей. Поэтому в работе были исследованы закономерности совместного преобразования зерна и разнозернистости структуры аустенита в цикле "деформация - первичная рекристаллизация", а полученные результаты использованы для разработки математической модели структурообразования.

По результатам количественного металлографического анализа зеренной структуры аустенита до и после горячей прокатки при 870-1160°С с обжатием 10-50% образцов из сталей 08пс, 15пс, 09Г2С и 17ГС методом множественного регрессионного анализа установлено, что размер рекристаллизованного зерна (йг, мкм) связан с размером исходного зерна (¿0=12-330 мкм), температурой (Г, К) и степенью деформации (с, доли) общим для всех сталей соотношением

В,. = 7,139 е"0-530 ¿Л471 ехр(-1210/Т), (5)

согласующимся с экспериментом с достоверностью не ниже 99% (по критерию Фишера). Независимо от режима деформации образцов вариация для рекристаллизованной структуры изменяется в пределах 0,51-0,60 (среднее значение ^=0,55), а распределение длинн хорд по размерам следует логарифмически нормальному закону (проверка распределения выполнена по критерию Пирсона на 10%-ном уровне значимости).

Разнозернистость аустенита может образовываться без предшествующей деформации в результате развития вторичной рекристаллизации, либо после деформации при незавершенной первичной рекристаллизации. В первом случае для структуры характерно наличие двух групп зерен резко различных размеров, во втором структура состоит из крупных деформированных зерен, окруженных мелкими не-наклепанными. В обеих случаях кривые распределения п1(сЦ ) имеют два максимума или размыты по оси й (Горелик С.С.).

Согласно уравнению (5) при фиксированных температуре и степени деформации крупное зерно более сильно измельчается при первичной рекристаллизации, чем мелкое. Так, если исходная структура содержит две группы зерен, средний размер которых различается в ¡¿о'/(^ " = М раз, то после цикла "деформация - первичная рекристаллизация" отношение размеров рекристаллизованных зерен уменьшится до йр'/[^ ''= '471. Поэтому следует ожидать, что деформа-

ция с последующей рекристаллизацией неоднородной структуры приведет к снижению ее разнозернистости. Действительно, результаты экспериментов по прокатке образцов из наследственно мелкозернистой стали 15пс с неоднородной зеренной структурой (Vdo=0,82-0,89), полученной при развитии вторичной рекристаллизации в процессе нагрева образцов при 1000°С в течении 20-60 мин, показали, что деформация с последующей первичной рекристаллизацией привела к формированию практически однородной структуры с Vdr=0, 58-0, 62.

Количественный прогноз разнозернистости, образующейся при первичной рекристаллизации, и ее преобразования в цикле "деформация - рекристаллизация" дает модель формирования зеренной структуры аустенита. В основу модели положено математическое описание кинетики рекристаллизации аустенита и соотношение (5) между размером зерна до деформации dp и после первичной рекристаллизации йр. Для описания однородной зеренной структуры использован логарифмически нормальный закон распределения d по размерам. Неоднородная структура рассматривалась как совокупность нескольких групп однородных зерен, имеющих разный средний размер зерна.

Принимали, что на стадии первичной рекристаллизации размер образующихся новых ненаклепанных зерен d* с ростом степени рекристаллизации Хг линейно увеличивается от размера зародыша рекристаллизации до размера конечного рекристаллизованного зерна дг. Размер деформированных зерен d^ определяли из условия сохранения объема с учетом уменьшения их количества в ходе рекристаллизации. Плотность распределения зерен по размерам в частично рекристаллизованной структуре <p(d) определяли как средневзвешенное плотностей распределения деформированных <pox(d) и новых не-наклепанных зерен <рх (d) с весами wox=(l-Xr)/dox и wx=Xr/dx, характеризующими количество исходных и новых зерен на единице длины

секущей, соответственно. Полученное распределение зерен по размерам использовали для расчета значений й и частично рекристал-лизованной структуры.

Способ и результат прогноза структуры после нескольких последовательных деформаций зависел от того, на какой стадии рекристаллизации начинается новая деформация. Если первичная рекристаллизация завершилась, то в следующем цикле "деформация - первичная рекристаллизация" предшествующая деформация учитывалась только через размер зерна. Если за время между деформациями рекристаллизация не началась, то формирование структуры при последующей рекристаллизации определяет накопленный за два обжатия суммарный наклеп е1.2= + сг - сг. При деформации частично рекристалли-зованной структуры одновременно реализуются оба рассмотренных варианта: первый - для новых ненаклепанных зерен, второй - для старых деформированных.

Проверку адекватности модели выполнили по результатам количественного металлографического анализа зеренной структуры аусте-нита после однократной и двухкратной прокатки образцов по режимам, обеспечивающим изменение степени рекристаллизации аустенита

от 0 до 100%. Ошибка прогноза размера зерна й и вариации для всех режимов прокатки не превысила 15%.

Расчетами на модели показано, что формирующаяся при первичной рекристаллизации разнозернистость аустенита интенсивно возрастает при увеличении размера зерна и степени деформации. Вместе с тем для используемых на НШС параметрах горячей деформации (температура 800-1200°С, относительное обжатие за проход 15-50%) при размере зерна аустенита перед деформацией менее 100 мкм для устранения разнозернистости частично рекристаллизованной структуры достаточно одного цикла "деформация - первичная рекристаллизация". Если во время междеформационных пауз рост зерна не получает

существенного развития (что характерно для прокатки в чистовой группе клетей НШС), то независимо от размера исходного зерна через три-четыре цикла "деформация - первичная рекристаллизация" зерно измельчается до предельной величины:

йр = 45,276 е"1'109 ехр(-2734/Т). (6)

При постоянной суммарной деформации режим с возрастающими обжатиями дает большее измельчение зерна, чем с убывающими. Тот же эффект может быть достигнут за счет предотвращения первичной рекристаллизации между последними проходами и объединения наклепа перед заключительной рекристаллизацией.

Таким образом, если режим многократной деформации предусматривает более четырех циклов "деформация - первичная рекристаллизация", то задача минимизации конечного размера зерна и разнозер-нистости структуры аустенита сводится к регламентации параметров деформации только в последних проходах. Хотя в технологическом процессе непрерывной горячей прокатки время между между обжатиями и суммарная деформация заданы заранее, существует возможность перераспределения обжатий между проходами для управления величиной зерна и разнозернистостыо структуры на основе разработанной модели.

3. Закономерности формирования феррито-перлитной структуры при распаде переохлажденного аустенита

После горячей прокатки в клетях широкополосного стана ^й-превращение происходит при охлаждении полосы на отводящем рольганге стана и условия регулируемого охлаждения влияют на структуру и свойства сталей. В связи с этим были изучены закономерности формирования феррито-перлитной структуры в зависимости от химического состава сталей, размера зерна и наклепа аустенита.

режима охлаждения в интервале температур распада аустенита.

Установлено, что при охлаждении со скоростями У1=0,1-16°С/с из аустенита с крупным зерном образуется более крупное зерно феррита и при одной скорости охлаждения их размеры связаны линейными зависимостями йц/й^а + Ь!^ с коэффициентами парной корреляции г)0,98. При фиксированной величине зерна аустенита с ростом скорости охлаждения № зерно феррита измельчается пропорционально 1п V. Независимо от размера зерна и скорости охлаждения разнозер-нистость аустенита наследуется ферритом: между вариациями распределения хорд аустенита и феррита Уй существует тесная линейная связь (г>0,80), значимая с вероятностью 99,9%.

С ростом скорости охлаждения в образовавшейся из крупного зерна аустенита структуре появляются вытянутые ферритные зерна, вследствие однонаправленного роста феррита от границ Й-зерна в условиях истощения мест зарождения феррита в крупнозернистом аус-тените. Так в стали 08пс с увеличением № от 6 до 16°С/с коэффициент формы зерна феррита АГ=Ь/йо1 (отношение среднего периметра зерна I к средней хорде В.а) значимо вырастает от 4,0±0,2 до 4,6±0, 3 при мелком исходном зерне аустенита (¿1^=29 мкм) и с 4,9±0, 4 до 5,5±0,4 при крупном зерне (¿^=84 мкм). Для изотропного зерна в эталонных шкалах ГОСТ 5939-82 Л=4,0±0,2. Дальнейшее увеличение скорости охлаждения в структурах с крупным зерном аустенита приводит к образованию игольчатого феррита.

В феррито-перлитной структуре всех исследованных сталей (08пс, СтЗсп, 17ГС) размер зерна перлита йр определяется объемной долей перлита Р и размером зерна феррита - отношение йр/йй увеличивается с ростом величины Р и не зависит от размера зерна аустенита и скорости охлаждения в температурном интервале распада аустенита.

При неизменной величине зерна аустенита и скорости охлажде-

ния коэффициент преобразования зерна при ^-превращении увеличивается с ростом содержания углерода и легирующих элементов, что может быть обусловлено увеличением объемной долей перлита в структуре стали. Действительно, если в единице объема аусте-нита образовалось п^ зародышей феррита, то конечный размер зерна феррита Йд в феррито-перлитной структуре связан с объемной долей перлита Р соотношением рг^с1С(3=1-Р (здесь коэффициент формы зерна л:/6<р<1, если в предельных случаях зерно имеет вид шара или куба), а отношение должно изменяться пропорционально

(1-Р)"1/3.

Объединив все полученные в работе, а также известные из литературных источников данные по преобразованию зерна в один массив, методом множественного регрессионного анализа получили уравнение связи коэффициента преобразования зерна Йу/Й^ с размером зерна аустенита (¿у=9-136 мкм), скоростью охлаждения Ш= 0,1-16°С/с) и объемной долей перлита (Р=0,08-0,24) в углеродистых и низколегированных сталях

йу/й^ 0,840 + 0,087 1п (С + (-0,384 + 0,692'10~г1п VI +

+ 0,395(1-Р)"1/3)-йу , (7)

согласующееся с экспериментом с достоверностью не ниже 99%.

Уравнение (7) обеспечивает адекватный прогноз с^ и для наклепанного аустенита (экспериментально проверено при с<0,2), если вместо значений использовать эффективный размер -зерна =2йу/[1/(1-е)+0,429(1-е)+0, 571], отражающий увеличение удельной поверхности границ ^-зерна при деформации прокаткой.

На отводящем рольганге стана полоса подвергается ступенчатому охлаждению (воздух - вода - воздух). В связи с зтим было исследовано влияние температурного интервала ускоренного охлаждения при ^-^-превращении на зеренную структуру феррита. Установлено, что при двухступенчатом режиме охлаждения зависимость между раз-

мером зерна феррита ¡^(я) и долей феррита ж, образовавшегося к моменту смены скорости охлаждения, является нелинейной. Значение й^Сх) определяется главным образом скоростью охлаждения в начале превращения, когда формируются центры роста феррита. Величина нормированного на единицу изменения зерна феррита ^=[йс((х)-йс(2]/[йсл1-йс(2] (здесь с^! и ¿^ - размер зерна феррита, образующийся при непрерывном охлаждении со скоростями К^ и _ соответственно) не зависит от соотношения скоростей и связана с долей образовавшегося на первой ступени охлаждения феррита х со-

О

отношением £ = х * . В общем случае конечный размер зерна феррита при режиме охлаждения из к ступеней определяется как

к

йа = Е "4«, Ц0'37 - я,.;37). (8)

¡-1

где Я; - доля феррита, образовавшегося к моменту окончания г-ой ступени охлаждения; ¿си - размер зерна, образующийся при непрерывном охлаждении со скоростью (У,.

Для прогнозирования параметров феррито-перлитной структуры, формирующейся на отводящем рольганге стана, полученное математическое описание преобразования зерна было дополнено моделью кинетики распада переохлажденного аустенита. Для прогноза кинетики превращения аустенита при произвольном режиме охлаждения по данным о кинетике изотермического распада аустенита использован "принцип аддитивности". Температурную кривую охлаждения полосы представляли в виде совокупности изотермических участков малой длительности, а кинетику превращения на каждом изотермическом участке описывали уравнением Аврами, коэффициенты которого определялись по С-кривым диаграммы изотермического распада аустенита. Используемая процедура расчета предусматривала учет влияния размера зерна и степени наклепа аустенита на кинетику его распада.

Выполненные расчеты показали, что при одинаковой температуре конца прокатки и смотки полосы в рулон изменение температурного интервала ускоренного охлаждения (путем перемещения работающих секций установки душирования полосы водой вдоль рольганга) дает разницу в размере зерна феррита до 1,5 раза.

Разработанная математическая модель позволяет прогнозировать формирующуюся на отводящем рольганге широкополосного стана структуру полос из углеродистых и низколегированных сталей широкого спектра марок, может быть использована как для оптимизации структурообразования проката при разработке технологических режимов охлаждения (в том числе с учетом эффекта температурного интервала душирования полосы водой), так и для следящей корректировки их от управляющей ЭВМ в реальном времени.

4. Кинетика структурных превращений в процессе охлаждения рулонов горячекатаных полос

После охлаждения на отводящем рольганге НШС полоса сматывается в рулон массой до 36 тонн, где охлаждается со скоростью ~10°С/ч в течение 2-3 суток. Ес^ температура смотки рулона ниже критической точки Аг1 , то при охлаждении горячекатаной стали в рулоне происходят процессы собирательной рекристаллизации феррита, сфероидизации цементитных пластин перлита, диффузионного выделения избыточных фаз. Степень развития этих процессов зависит от многих факторов (химического состава стали, температуры смотки полосы в рулон, массы рулона и др.) и оказывает влияние на конечные свойства металла. Для количественной оценки этого влияния требуются соответствующие математические модели структурообразования горячекатаных сталей в рулоне.

Исходное состояние феррито-перлитной структуры, соответству-

ющее началу охлаждения полосы в рулоне, получали на стане 2000 АО HJ1MK путем отбора проб от хвостовой части полос (внешний виток рулона) через 2-3 мин после смотки рулона, а также после прокатки образцов на лабораторном стане при 880°С с обжатием 30% и последующего охлаждения в интервале температур превращения аустенита со скоростями 3-24°С/с. Затем образцы отжигали при температурах 450-700°С в течение 1-27 час.

Во всех исследованных сталях (08пс, СтЗсп, 09Г2, 17ГС) за 27 часов отжига зерно феррита 2 вырастало менее, чем на один-пол-тора балла. Рост зерна равномерный: вариация Vd <0, 6 и значимо не увеличивается по сравнению с исходным состоянием. Независимо от химического состава стали, размера исходного зерна феррита ((10=6-15 мкм), режима прокатки и охлаждения перед отжигом кинетика роста зерна феррита при отжиге с доверительной вероятностью 99% описывается уравнением:

а3 = а30 + 4,06-109 í ехр(-18006/Г), (9)

где Г - абсолютная температура, К; X - время отжига, ч. Энергия активации роста зерна равна 150 кДж/моль (что близко к энергии активации зернограничной диффузии Fe в a-Fe, равной 167,2 кДж/моль). [,

В процессе отжига стали наблюдается понижение плотности дислокаций в феррите, происходит деление и сфероидизация цементитных пластин перлита. Степень сфероидизации пластинчатого цементита перлита (е) определяли по количеству пластинчатого перлита в структуре отожженного образца (Р) по сравнению с исходным количеством перлита (Р0) как е=1-Р/Р0. Начало превращения соответствовало моменту образования первых мелких глобулей цементита в результате деления и коалесценции цементитных пластин, окончание - формированию цементита только глобулярной формы с отношением максимального размера к минимальному не более 2-3. Структуру об-

разца относили к следующим пяти типам: только с пластинчатым перлитом (е=0), только с глобулярным цементитом (е=1) и трем типам смешанной структуры - 0<е<0,5; е*0,5; 0,5<е<1.

В линеаризующих координатах л^^т;, х2=1/Т, а так же ж3 = IV (для учета влияния скорости охлаждения в интервале температур распада аустенита) разделяющие множества экспериментальных точек с разной степенью сфероидизации границы (контуры равной степени сфероидизации) для прокатанного на НШС 2000 металла описывали уравнениями

ао + а^ X + а2/Г = 0 (10)

и для металла с исходным состоянием, полученным на лабораторном стане, уравнениями вида

ао + ^^ X + а2/Г + а31в IV = 0, (11)

где х - время отжига, ч; Т - абсолютная температура. К; 1С - скорость охлаждения в интервале температур распада переохлажденного аустенита. К/с.

Расчитанные по изложенной ранее методике значения коэффициентов а1 уравнений границ (10) и (И) приведены в табл. 2.

Использование в диаграммах сфероидизации параметра (С (х3 = ^ НО, являющегося характеристикой режима охлаждения полосы перед смоткой в рулон, удобно для технологических расчетов кинетики сфероидизации перлита в рулоне. Вместе с тем известно, что скорость сфероидизации в значительной мере определяется величиной межпластиночного расстояния в перлите I, которое зависит не только от величины 1С, но и от содержания химических элементов в стали, состояния аустенита (наклепанное или рекристаллизованное) и других факторов. Поэтому область применения построенных диаграмм сфероидизации ограничена условиями предшествующей обработки и конкретным составом стали. Это определяет целесообразность включения в диаграмму сфероидизации координаты, непосредственно ха-

- 26 -

растеризующей межпластиночное расстояние в перлите.

Таблица 2

Значения коэффициентов уравнений контуров равной степени сфероидизации

Уравнение Марка стали е Коэффициенты Полоса неопр.

ао 02 "Ю-4 аг

0 15, 94 1 -1, 37 0,0 0,18

СтЗсп 0,5 11,59 1 -1,11 0,0 0,19

1,0 13, 86 1 -1,43 0,0 0,17

0 12, 69 1 -1,07 0,0 0,12

(10) 17ГС 0,5 10, 89 1 -1,00 0.0 0,14

1.0 12, 20 1 -1,20 0,0 0, 08

0 13, 57 1 -1,07 0.0 0,12

09Г2 0,5 И, 46 1 -1,01 0,0 0,20

1,0 10, 05 1 -0, 99 0,0 0,10

0 13, 81 1 -1, 33 1,04 0,05

08пс 0,5 13,16 1 -1,33 1,03 0,14

1,0 13, 37 1 -1, 40 0,88 0, 03

0 14, 69 1 -1,33 1,56 0,17

(И) СтЗсп 0.5 10, 63 1 -1,12 1,77 0,13

1,0 13, 49 1 -1,47 1.57 0,16

0 12, 23 1 -1,07 1,20 0, 20

09Г2 0,5 9, 99 1 -1,00 1,32 0,16

1,0 10, 34 1 -1,12 1,27 0,04

Для построения единой для углеродистых и низколегированных сталей диаграммы сфероидизации перлита в линеаризующих координатах Я!=1§ х., хг=\/Т, х3=1/Х. экспериментальные данные по сфероидизации перлита были объединены в один сводный массив, содержащий

156 точек. Граничные плоскости между множествами точек с разной степенью сфероидизации существуют и найдены в виде е=0 X - 14281/Г + 0,327/Х + 14,610 = 0 (6=0,010); (12)

е=0, 5 X - 10755/Г + 0,229/Х + 9,599 = 0 (6=0,070); (13) е=1,0 ^ X - 15062/Г + 0,286/Х + 12,728 = 0 (6=0,028). (14) Сфероидизация цементитных пластин перлита происходит путем деления пластин на части с последующей коалесценцией больших"осколков" цементита (центров сфероидизации) за счет более мелких (Долженков В. И.). Поэтому было предположено, что кинетика сфероидизации как и всякого другого процесса, идущего путем зарождения центров и их последующего роста, подчиняется уравнению Аврами:

е = 1 - ехр(-Л -с"). (15)

Оценка надежности описания кинетики сфероидизации уравнением (15) проводилась методом регрессионного анализа в линеаризующих координатах ц=Шп[1/(1-е)] и х. Для расчета коэффициентов регрессии были использованы полученные в работе результаты, а так же взятые из литературных источников экспериментальные данные по сфероидизации углеродистых доэвтектоидных (0,15-0,60% С) и эвтек-тоидных сталей. Для всех использованных массивов данных уравнения регрессии согласуются с результатами эксперимента с достоверностью не ниже 90%, при этом показатель степени п в (15) статистически значимо не отличаются от единицы.

В уравнении (15) коэффициент А увеличивается с температурой как А = Л0ехр(-£2/ЙТ) (здесь Аа- предэкспоненциальный множитель; 0 - энергия активации; й- газовая постоянная; Г- абсолютная температура). Из совместного рассмотрения уравнений (12)-(14) и (15) следует, что кинетика сфероидизации между границами описывается единым для углеродистых и низколегированных сталей соотношением:

э/Х О

е = 1 - ехр[-со10 х ехр(--)] , (16)

ЙГ

где среднее по трем границам (12)-(14) значение s=a3/a1=0,281, а средняя по границам энергия активации сфероидизации пластинчатого перлита Q равна 256 кДж/моль, что значимо не отличается от энергии активации самодиффузии Fe в ct-Fe (250,8 кДж/моль).

Диаграммы кинетики структурных превращений могут строиться как по изотермическим измерениям (например, диаграммы сфероидизации перлита), так и при непрерывном охлаждении с постоянной скоростью (диаграммы рекристаллизации аустенита). Вместе с тем для большой группы структурных превращений (в том числе для первичной рекристаллизации аустенита и сфероидизации перлита ), скорость которых монотонно зависит от параметра tn"1exp(-Q/fiD, возможен пересчет кинетики изотермического процесса к неизотермическим условиям и наоборот. Время такого превращения t при охлаждении от температуры Tt до Г2 со скоростью V можно привести к эквивалентному времени изотермического превращения й- при температуре Т0 с помощью соотношения:

0П= q"r(n+l) [( ехр(20-2)/ Z2n) (1- n(R+l)/Z)]Zl, (17) где Z=Q/(RT); q=Q/(IK); Г(п+1) - гамма-функция.

Выполненные по (17) расчеты показали, что при охлаждении рулонов массой 30-35 тонн рост зерна феррита в исследованных сталях незначителен - менее, чем на 0,25 балла, в то время как превращение пластинчатого цементита в глобулярный может полностью завершиться. При остывании рулона до температуры ниже 500°С процессы сфероидизации цементита и роста зерна феррита практически полностью прекращаются.

Испытания на растяжение образцов горячекатаных сталей СтЗсп, 09Г2 и 17ГС, подвергнутых изотермическому отжигу при 650°С, показали, что отжиг приводит к снижению предела текучести бг и временного сопротивления разрыву бв на 10-30 и 40-50 МПа, соответс-

твенно, и практически не влияет на величину относительного удлинения б5. С доверительной вероятностью не ниже 95% все изменение прочностных характеристик проката определяется степенью сфероиди-зации перлита е и описывается зависимостями вида

б = б0 - Ь е (18)

где Ь - коэффициент; б0 и б - исходное и текущее значение прочностных характеристик проката (бт и б,).

Разработанная модель формирования структуры и свойств горячекатаной полосы в рулоне, включающая многомерные диаграммы кинетики сфероидизации перлита и определяемые по ним уравнения кинетики сфероидизации, кинетическое уравнение роста зерна феррита, уравнения связи параметров структуры с механическими свойствами проката, а так же методику эквивалентного времени для перехода к неизотермическим условиям позволяет прогнозировать изменение структуры и свойств проката в зависимости от уровня температуры смотки и скорости охлаждения рулона.

С целью проверки адекватности модели в условиях НШС ГП 2000 АО НЛМК было выполнено экспериментальное исследование влияния массы рулонов (диапазон изменения 12-34 т) и способа их складирования (вертикальное и горизонтальное положение рулона) на структуру и механические свойства проката. Для проверки модели и уточнения границ области ее применения были так же использованы литературные данные о промышленных экспериментах по изучению влияния условий охлаждения рулона (естественное воздушное и принудительное охлаждение водой с торца). Во всех случаях сопоставление экспериментальных данных с результатами прогноза по модели формирования структуры и свойств полосы в рулоне показало их полную адекватность.

- 30 -

5. Механизм и кинетика образования структурно свободного цементита при эвтектоидном распаде аустенита

После смотки горячекатаных полос в рулоны при температуре выше критической точки Аг1 эвтектоидный распад аустенита происходит (полностью или частично) в процессе охлаждения полосы в рулоне со скоростью в ~103 раз ниже, чем на отводящем рольганге. Медленное охлаждение в интервале температур эвтектоидного превращения вызывает образование структурно свободного цементита (ССЦ) и феррита. Такое превращение называют абнормальным, в отличие от нормального, идущего с образованием пластинчатого перлита.

Поскольку скорость сфероидизации увеличивается с ростом температуры по экспоненциальному закону, то при температурах близких к температуре эвтектоидного равновесия время сфероидизации це-ментитных пластин перлита может быть сопоставимо со временем эвтектоидного распада аустенита. При этом образование глобулей ССЦ по двухступенчатой схеме (аустенит -+ пластинчатый перлит ССЦ и феррит) может оказаться кинетически более вероятно, чем без образования пластинчатого перлита (по схеме аустенит -> ССЦ).

В работе были изучены кинетические условия образования ССЦ при эвтектоидном распаде гомогенного аустенита в сталях СтЗсп, 17ГС и 09Г2. На основе сопоставления кинетики эвтектоидного распада аустенита и сфероидизации пластинчатого перлита в подкрити-ческом интервале температур определены условия образования ССЦ по схеме аустенит пластинчатый перлит ССЦ и феррит.

Образцы из сталей нагревали в печи дериватографа 0-15000 до 900°С и выдерживали при этой температуре 30 мин (до полной гомогенизации аустенита). После охлаждения со скоростью 20°С/мин до температуры на 10-15°С выше температуры начала эвтектоидного превращения образцы охлаждали со скоростями 1С=0,06-10,0°С/мин до

температуры Arзатем извлекали из печи и охлаждали на воздухе. Кинетику эвтектоидного распада аустенита изучали методом дифференциального термического анализа. Степень структурного обособления феррита и цементита в процессе эвтектоидного распада аустенита характеризовали отношением Р/Рравн' гДе Р ~ объемная доля пластинчатого перлита; РраЕН- его равновесная объемная доля.

В результате исследования структуры образцов, охлажденных с разными скоростями охлаждения в температурном интервале эвтектоидного распада аустенита, установлено, что во всех сталях при скорости охлаждения №>2°С/мин реализуется нормальный механизм превращения - отношение Р/Рравн значимо (с доверительной вероятностью 98%) не отличается от единицы. В интервале скоростей охлаждения 0,1-2°С/мин отношение P/PpaBt<i и в структуре образцов наряду с пластинчатым перлитом присутствуют глобули ССЦ. При ИКО,1°С/мин образуется только ССЦ глобулярной формы и феррит.

Дифференцируя уравнение (15) по времени и учитывая, что объемная доля сфероидизированного перлита Рсф = Р0 - Р (здесь Р0- исходная объемная доля пластинчатого перлита, Р - объемная доля пластинчатого перлита в структуре отожженного образца), получим

dPct/dt = (Р0- Рсф) А (19)

Если сфероидизация перлита получает развитие в ходе эвтектоидного распада аустенита, когда объемная доля образующегося пластинчатого перлита P(t) изменяется от 0 до Р0, то кинетика сфероидизации следует зависимости:

dPci/dt = (P(t) - Рсф) А (20)

Принимая во внимание, что во время эвтектоидного распада аустенита степень сфероидизации перлита определяется как е = Рсф/Р0 = (Pit) - Р)/Р0, уравнение (20) приводим к виду:

de/dt = (х - е) А (21)

где х = P(i)/P0.

Полученное дифференциальное уравнение, описывающее сфероиди-зацию цементита в ходе эвтектоидного распада аустенита, решали численно - методом улучшенной ломаной. Результаты расчетов адекватно описывают экспериментальные зависимости степени сфероидизации в момент завершения эвтектоидного распада аустенита е=1-Р/Рравн от скорости охлаждения VI, что подтверждает предложенный механизм образования ССЦ.

6. Прогнозирование и оптимизация структурообразования проката, проектирование технологических режимов производства на НШС

Математическое описание рекристаллизации аустенита при деформации в клетях НШС, формирования феррито-перлитной структуры при распаде переохлажденного аустенита на отводящем рольганге стана, структурных превращений при охлаждении рулонов горячекатаных полос было положено в основу комплексной модели формирования структуры и механических свойств проката на НШС.

Прогноз кинетики выделения нитридов алюминия при охлаждении рулонов из раскисленных алюминием автолистовых сталей реализован в модели на основе литературных данных для изотермических условий с переходом к реальным условиям охлаждения аналогично описанному выше. Для расчета механических свойств проката по химическому составу и параметрам структуры использовали известные эмпирические зависимости (Pickering F.B.). Расчет параметров прокатки и охлаждения полосовой стали проводили по разработанным в Липецком государственном техническом университете (Третьяков В. И., Бобров М.А.) деформационно-скоростным и температурным моделям проката в линии НШС. Схема комплексной модели, отражающая последовательность и содержание расчетов, а также основные связи между программными модулями, приведена на рис. 1.

Деформация в клетях стана

Структурные превращения Входные параметры Выходные параметры

1. Наклеп 2. Возврат и рекристаллизация 3. Рост зерна 1.Хим. состав стали 2.Деформационный и темп.-скор, режим прокатки 1.Размер зерна 2.Остаточный наклеп

1

*

Охлаждение на отводящем рольганге

Структ. и фаз. превращ. Входные параметры Выходные параметры

1.Распад переохлажденного аустенита 2 . Формирование феррито-перлитной(бейнигной) структуры 1.Температурно-скоростной режим охлаждения 1.Объемные доли структ. составл. 2.Размер зерна 3.Межпластиночное расст. в перлите

|

1

Охлаждение в рулоне

Структ. и фаз. превращ. Входные параметры Выходные параметры

1.Сфероидизация пластинчатого перлита 2.Рост зерна 3.Выделение избыточных фаз 1.Температурное поле остывающего рулона 1.Степень сфероидизации перлита 2.Размер зерна 3.Степень выделения избыточных фаз

_1

Механические свойства

1. Предел текучести

2. Предел прочности

3. Относит, удлинение

Рис. 1. Схема модели формирования структуры и механических свойств горячекатаной полосовой стали

Адекватность модели проверяли путем сопоставления результатов расчета характеристик структуры и механических свойств с экспериментальными данными, полученными при прокатке на стане 2000 АО НЛМК более 150 полос толщиной 3-10 мм из углеродистых и низколегированных сталей. Средняя ошибка расчета размера зерна феррита составила 3%, предела текучести и временного сопротивления разрыву - 4-6%, относительного удлинения - 8%. В границах области применения модели находится не менее 90% от общего объема производства сталей стана 2000 АО НЛМК. Пример расчета структуро-образования в центральном участке по длине полосы 3x1400 мм из стали 10 приведен на рис. 2-3.

Комплексная модель была использована при разработке автоматизированной системы прогноза структуры и механических свойств по фактическим параметрам его прокатки и охлаждения на стане 2000 АО НЛМК. Система прогноза программно реализована на языке С++, интегрирована в АСУ ТП стана и в настоящее время внедряется в опытно-промышленную эксплуатацию. Ее использование позволит осуществлять оперативный прогноз структуры и механических свойств, повысить надежность выходного контроля качества горячекатаной стали.

Расчетами по разработанной модели показано, что при прокатке в черновой группе клетей (температура раската Г>1050°С, обжатия в клетях Ej >20-40%) за время прохождения раскатом межклетьевых промежутков (20-40 с) первичная рекристаллизация полностью завершается и получает развитие рост рекристаллизованного зерна. Изменения параметров прокатки в черновой группе клетей не оказывают воздействия на конечную структуру аустенита (на выходе из последней клети стана).

По результатам изучения влияния размера зерна аустенита, толщины и температуры раската перед чистовой группой клетей, ско-

Номер клети

Рис. 2. Температурно-деформационный режим прокатки (а), изменение размера зерна (б) и кинетика рекристаллизации аустенита (в) в чистовой группе клетей:

Г - температура; Ь. - толщина раската; е - относительное обжатие

Рис. 3. Кинетика превращения аустенита при охлаждении полосы на отводящем рольганге (а) и сфероидизации пластинчатого перлита при охлаждении в рулоне (б):

Г - температура; А - аустенит; Ф - феррит; П - перлит; е - степень сфероидизации

рости прокатки и режима обжатий в клетях на структурообразование показано, что структура аустенита на выходе из последней клети стана зависит главным образом от режима деформации в двух-трех последних клетях. Предложен способ распределения обжатий в последних клетях стана при прокатке полос из низкоуглеродистых сталей (а.с. 902375), разработан алгоритм и программа оптимизации режима обжатий полосы в клетях чистовой группы по структуре, обеспечивающие получение мелкого однородного зерна аустенита (йц<20 мкм, Уй<0, 60) к моменту начала ^«-превращения.

Режим охлаждения горячекатаной стали на отводящем рольганге НШС задается семью независимыми переменными: температурами начала охлаждения (конца прокатки) Гк„_ начала душирования Гнд, конца душирования Гкд, смотки рулона Тсм и тремя скоростями охлаждения (до-, во время- и после душирования). Даже при постоянных Гкп и Гс|| по длине полосы (как предусмотрено действующей технологией) ускорение при прокатке приводит к изменению Тнд, Гкд и скорости охлаждения в зоне душирования. С использованием модели выполнен количественный анализ возможной неравномерности структуры и механических свойств по длине полосы, проведена количественная оценка эффективности технологических методов стабилизации свойств горячекатаной полосовой стали при охлаждении на отводящем рольганге.

Расчетами на модели показано, что при температуре смотки полосы в рулон выше определенного граничного значения (зависит от химического состава стали, режима охлаждения полосы и рулона) неравномерность структуры и механических свойств по длине полосы будет дополнительно возрастать в связи с градиентом скорости охлаждения по сечению рулона. Выполнен анализ влияния температуры смотки, массы рулона, условий его охлаждения (естественное воздушное и принудительное ускоренное) и схемы складирования рулонов

(вертикальное и горизонтальное положение) на структуру и свойства горячекатаной стали. Предложен способ управления процессом охлаждения горячекатаных полос, сматываемых в рулоны разной массы (а.с. 1337160), и разработаны режимы охлаждения, позволяющие стабилизировать свойства проката.

Технология производства на НШС горячекатаной полосовой стали заданной марки и типоразмера назначается указанием разрешенных диапазонов для контролируемых технологических параметров (вектор х= (а^, ... ,хп)) соотношениями типа:

Хц | ^ ^ ¡св 1 (22)

и должна обеспечивать стабильное получение свойств проката (вектор У=(У1, ... ,Цт)) в заданных стандартами или техническими условиями границах. Соотношения (22) для нового вида металлопроката находятся путем проведения дорогостоящих и трудоемких промышленных экспериментов и уточняются по мере освоения новой технологии.

Оперативно и при минимальных затратах разработать новую технологию позволяет система автоматизированного проектирования технологии горячей прокатки (САПР ТГП), в основу которой положена связывающая технологию и конечные свойства горячекатаной стали комплексная математическая модель у(х). В условиях массового производства с неизбежными и существенными помехами на входе (в частности, колебаниями химического состава стали в пределах марочного) целью оптимизации режимов х является не достижение максимума свойств у, а обеспечение наибольшей устойчивости технологического процесса по возмущениям. Поэтому задачей САПР ТГП определили расчет разрешенных диапазонов технологических параметров, обеспечивающих выход отвечающей требованиям стандартов продукции с заданной вероятностью РВЬ1Х.

Алгоритм поиска границ разрешенных технологических диапазонов х„ =(зсн1 , ..., янп ), хв =(жв1 , ..., явп ) предусматривает

получение множества технологических режимов Х=(х> и соответствующего ему множества свойств У={у) путем расчетов по модели у(х) при вариации технологических параметров и марочного химического состава стали в предельно допустимых интервалах в соответствии с заданными законами их распределения. Вероятность того, что расчетное значение у1 превышает нормированную стандартом границу У1(0} определялась вычислением интеграла вероятностей

где ф Суi) - плотность нормального распределения ошибки прогноза с математическим ожиданием У[ и дисперсией бу,2, учитывающей погрешности моделей, средств измерения технологических параметров, химического состава и механических свойств проката. Вероятность соответствия требованиям стандарта всех компонентов вектора свойств у проката р(у>у(о)) находилась при допущении, что характеристики свойств являются независимыми величинами.

На основе полученной информации множество X разбивалось на подмножества по признаку соответствия механических свойств проката стандарту Затем в многомерном пространстве технологических параметров путем решения задачи оптимизации находили гиперпарал-лепипед, ограничивающий множество допустимых (по критерию РВЬ1Х) технологий Х*={х/х„*< х <хв*>. САПР ТГП программно реализована на языке PASCAL 7.0. Предусмотрена возможность увеличения размерности вектора х за счет включения контролируемых, но не учитываемых действующей технологией параметров: номера первой включенной секции установки ускоренного охлаждения полосы на отводящем рольганге, массы рулона и др.

Учитывая, что действующие технологические режимы для сталей основного сортамента стана 2000 АО НЛМК (СтЗсп, 09Г2С и др.) ба-

(0)

(23)

—СО

зируются на накопленном более чем за двадцатилетний период опыте их производства, по этим режимам была проверена адекватность проектных решений САПР ТГП. Путем сопоставления расчетных и действующих технологических режимов показана высокая надежность расчетных технологий.

САПР технологии горячей прокатки внедрена на АО НЛМК и использована в системе сертификации комбината на соответствие ISO 9002 для описания и идентификации схем и точек контроля затрат и потребительских свойств металлопродукции.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Получены многомерные диаграммы кинетики рекристаллизации аустенита углеродистых и низколегированных сталей после горячей деформации, аналитическим описанием которых являются уравнения границ структурных состояний аустенита в пространстве определяющих процесс параметров.

2. Количественно оценено влияние скорости деформации, кратности деформации, химического состава сталей на положение границ структурных состояний аустенита диаграмм рекристаллизации. Разработано единое для углеродистых и низколегированных сталей математическое описание кинетики рекристаллизации аустенита при многократной деформации в клетях НШС.

3. Разработана математическая модель прогноза размера зерна и разнозернистости аустенита в многократных циклах "деформация -рекристаллизация". Предложены принципы управления величиной зерна и разнозернистостью структуры аустенита при деформации в клетях НШС.

4. Экспериментально выявлены и количественно описаны закономерности формирования феррито-перлитной структуры при распаде пе-

реохлажденного аустенита в зависимости от размера зерна и наклепа аустенита, скорости охлаждения при ^-превращении и химического состава стали.

5. Установлены закономерности влияния температурного интервала ускоренного охлаждения при ¡/-»«-превращении на зерно феррита и разработана математическая модель формирования феррито-перлит-ной структуры при ступенчатом режиме охлаждении полосовой стали на отводящем рольганге НШС.

6. Количественно описана кинетика роста зерна феррита и построены диаграммы сфероидизации пластинчатого перлита при изотермическом отжиге горячекатаных сталей в диапазоне температур смотки полос в рулоны (450-700°С). Рассчитана обобщенная диаграмма сфероидизации цементитных пластин перлита в виде контуров равной степени сфероидизации в координатах "температура" - "время" -"межпластиночное расстояние в перлите", на основе которой разработано единое для углеродистых и низколегированных сталей математическое описание кинетики сфероидизации перлита при охлаждении рулонов горячекатаных полос.

7. Установлен механизм образования структурно свободного цементита в ходе аустенито-перлитного превращения. Разработана математическая модель, позволяющая прогнозировать кинетику образования структурно свободного цементита в зависимости от условий охлаждения в интервале температур эвтектоидного распада аустенита.

8. Разработана комплексная математическая модель формирования структуры и механических свойств проката на НШС. В границах области применения модели находится не менее 90% от общего объема производства горячекатаных сталей на стане 2000 АО НЛМК. На базе модели разработана и интегрирована в АСУ ТП стана 2000 автоматизированная система прогноза структуры и свойств горячекатаных по-

лосовых сталей по фактическим параметрам их прокатки и охлаждения.

9. Расчетами на модели выполнен анализ структурообразования сталей в линии НШС, проведена количественная оценка влияния параметров деформации и охлаждения на конечную структуру и свойства проката, их равномерность по длине полос. Предложены принципы и алгоритмы управления структурой при деформации раската в клетях стана, охлаждения горячекатаных полос на отводящем рольганге и в рулоне.

10. Разработаны алгоритмы и программное обеспечение системы автоматизированного проектирования технологии горячей прокатки на НШС 2000. САПР ТГП решает задачу параметрической оптимизации, используя для описания функциональных связей математические модели формирования структуры и механических свойств горячекатаной стали, деформационно-скоростные и температурные модели прокатки в линии НШС 2000. Алгоритмы поиска проектного решения учитывают технические возможности стана, колебания химического состава стали в пределах марки, погрешности моделей и обеспечивают высокую надежность расчетных технологических режимов. САПР ТГП внедрена на АО НЛМК в системе сертификации продукции комбината.

Основное содержание диссертации опубликовано в работах:

1. Штремель М.А., Лизунов В.И., Шкатов В.В. Преобразование зерна при У->с(-превращении в малоуглеродистой стали// Металловед, и терм, обработ. мет. -1979. -№ 10. -С. 8-10.

2. Штремель М.А., Лизунов В.И., Шкатов В.В., Рябчиков O.A. Оптимизация структуры горячекатаной малоуглеродистой стали//Сталь. -1983. -№ 3. -С. 69-71.

3. Мухин Ю.А., Шкатов В.В., Бобров М.А. Влияние параметров горячей прокатки на кинетику рекристаллизации аустенита низкоугле-

родистой стали //Тонколистовая прокатка: Межвузовск. сб. -Воронеж: ВПИ, 1983. -С. 50-54.

4. Штремель М.А., Лизунов В. И., Шкатов В. В. Многомерные диаграммы кинетики превращений для прогноза состояния сплава//Заводская лаборатория. -1983. 12. -С. 40-44.

5. Штремель М. А., Лизунов В. И., Шкатов В. В., Алдунин А. В. Преобразование зерна при первичной рекристаллизации//Металловед. и терм, обработ. мет. -1984. -№ 6. -С. 2-5.

6. Штремель М.А., Лизунов В.И., Шкатов В. В. Количественное описание формирования структуры автолиста для управления качеством при непрерывной горячей прокатке//Новое в металловедении и термической обработке металлов: Тез. докл. Всесоюзн. науч.- техн. конф. -Тольятти, 1979. -С. 60-61.

7. Штремель М.А.,Лизунов В.И., Шкатов В.В., Моляров В.Г. Представление многомерных диаграмм превращений для управления технологическими процессами с помощью АСУ ТП //Экономия металла и энергии на основе прогрессивных процессов термической и химико-термической обработки: Тез. докл. Всесоюзн. науч.- техн.конф. - Пенза,

1984.'-С. 18-20.

8. Лизунов В. И., Моляров В. Г., Шкатов В. В., Дубовенко М. Ю. Особенности формирования структуры при горячей прокатке стали 09Г2 //Изв. вузов. Черная металлургия. -1985. -№ 7. -С. 129-122.

9. Алдунин А.В., Шкатов В.В., Мухин Ю.А. Преобразование разно-зернистости аустенита при горячей прокатке полосовой стали // Прогрессивные технологические процессы в производстве холоднокатаного листа: Тез. докл. Всесоюзн. науч. -техн.конф. - Липецк,

1985. -С. 9-10.

10. Мухин Ю. А., Лосев К. Ф., Шкатов В.В., Данилец З.Д. Влияние температурно-скоростных условий горячей прокатки и охлаждения подката на структуру и свойства автолистовой стали 08Ю //Там же.

-С. 9.

11. Лосев Е. Ф., Мухин Ю. А., Шкатов В. В., Шаповалов А. П. Совершенствование режимов горячей прокатки автолистовой стали//Черная металлургия. Бюл. НТИ. -1986. 8(1021). -С. 49-50.

12. Бобров М. А., Басуров В.М., Шкатов В.В., Ермолаев В.Г. Исследование и промышленное опробование на НШС 2000 НЛМК технологии горячей прокатки тонколистовой низколегированной стали// Теория и практика тонколистовой прокатки: Межвузовск. сб. -Воронеж: ВПИ, 1986. -С. 4-9.

13. Шаповалов А.П., Ермолаев В.Г., Бобров М. А., Шкатов В.В. Разработка и освоение технологии прокатки на НШС 2000 НЛМК тонких полос из свариваемых низколегированных сталей //Сталь. -1986. -Ш 12. -С. 70-72.

14. Мухин Ю. А., Шкатов В. В., Алдунин A.B. Моделирование условий горячей прокатки на непрерывном стане //Металловед, и терм, обра-бот. мет. -1987. 2. -С. 44-48.

15. Лизунов В.П., Шкатов В. В., Чернышев А. П., Бугаенко Н. Б. Прогнозирование формирования структуры и свойств в процессе охлаждения рулонов горячекатаных полос //Повышение качества металлопроката путем термической и термомеханической обработки: Тез. докл. Всесоюзн. науч.-техн.конф. -Днепропетровск, 1988. -С. 27-28.

16. Бобров М. А., Шкатов В. В., Каретный 3.П., Ермолаев В. Г. Влияние массы рулона на структуру и свойства горячекатаной стали// Там же. -С. 94.

17. Штремель М.А., ЗКелезнов Ю. А., Лизунов В. И. и др. Использование обобщенных диаграмм структурных превращений для управления структурой металла при горячей прокатке //Сталь. -1988. 8. -С. 79-82.

18. Лизунов В.П., Шкатов В.В., Чернышев А.П. Прогнозирование

структуры при охлаждении горячедеформированных сталей //Повышение надежности и долговечности материалов и деталей машин на основе новых методов термической и химико-термической обработки: Тез.докл. Всесоюзн. науч.-техн.конф. -Хмельницкий, 1988. -С. 12-13.

19. Шкатов В. В., Мухин Ю. А., Чернышев А. П. Модель формирования структуры и свойств при охлаждении горячекатаной полосовой стали //Новые технологические процессы прокатки как средство интенсификации производства и повышения качества продукции: Тез. докл. Всесоюзн. науч.-техн. конф. -Челябинск, 1989. ч. 1. -С. 110-111.

20. Шкатов В.В., Лизунов В.И., Чернышев А.П. Методика количественного сопоставления кинетики изотермических и неизотермических превращений// Изв. вузов. Черная металлургия. -1990. 7. -С. 109-110.

21. Шкатов В.В., Чернышев А.П. Формирование структуры и механических свойств при охлаждении горячекатаной полосовой стали 17ГС //Изв. вузов. Черная металлургия. -1990. 8. -С. 48-50.

22. Шкатов В.В., Чернышев А.П., Лизунов В. И. Кинетика сфероидизации перлита в углеродистой стали//ФММ -1990. 10. -С.122-128.

23. Шкатов В. В., Чернышев А. П., Лизунов В. И., Гвоздева М. А. Превращения феррито-перлитной структуры при охлаждении рулонов горячекатаных полос //Изв. вузов. Черная металлургия. -1990. -№ И. -С. 61-63.

24. Шкатов В.В., Чернышев А.П. Кинетика и механизм образования структурно свободного цементита при эвтектоидном распаде аустенита в низкоуглеродистой стали // ФММ -1991. 10. -С. 168-172.

25. Шкатов В.В., Бобров М.А., Чернышев А.П. и др. Влияние условия охлаждения рулонов на структуру и свойства горячекатаной полосовой стали //Сталь. -1991. И. -С. 55-59.

26. Шкатов В.В., Франценюк Л.И., Богомолов И.В. Математическое

моделирование структурообразования при горячей прокатке стали // Сталь. -1995. -№ 8. -С. 64-69.

27. Шкатов В.В., Богомолов И.В. Математическая модель структурообразования аустенита при многократной деформации//Прогрессив-ные методы получения и обработки конструкционных материалов и покрытий, повышающих долговечность деталей машин: Тез. докл. меж-дународн. науч.-техн. конф.- Волгоград, 1996. С. 118-119.

28. Франценюк Л.И., Шкатов В.В., Богомолов И.В. Система автоматизированного проектирования технологических режимов производства горячекатанных листовых стапей//Там же. С.159-161.

29. Шкатов В.В., Богомолов И.В. Преобразование зеренной структуры аустенита в цикле "деформация - первичная рекристаллизация" //ФММ -1996. т. 81. вып. 2. -С. 149-158.

30. Бобров М. А., Никитин В. Е., Шкатов В. В. и др. Модернизация установки ускоренного охлаждения полосы на отводящем рольганге стана 2000 АО НЛМК //Сб. научн. трудов. Липецк: ЛГТУ, 1996. -С. 98-102.

31. Шкатов В.В., Франценюк Л.И., Богомолов И.В. Принципы и программные средства проектирования технологических режимов производства горячекатаных сталей//Сб. тез. докл. Всероссийской науч. -техн. конф., посвященной 40-летию ЛГТУ. - Липецк, 1996. С. 23-25.

32. Шаршаков И.М., Шкатов В.В., Богомолов И. В. Преобазование зеренной структуры при распаде переохлажденного аустенита//Там же. С. 21-23.

33. Шкатов В.В., Франценюк Л.И., Богомолов И. В. Закономерности формирования феррито-перлитной структуры при распаде переохлажденного аустенита // Изв. вузов. Черная металлургия. -1997. 3. -С. 47-50.

34. А.с. СССР 902375. Способ непрерывной горячей прокатки поло-

сы из низкоуглеродистой стали. /Штремель М.А., Лизунов В.П., Поливанов А.И., Пименов А.Ф., Дейнеко А.Д., Шаповалов А.П., Белянс-кий А. Д., Шкатов В. В., Коцарь С. Л., Мухин Ю.А. Заявл. 9.07.80, зарегистр. 1.10.81.

35. A.c. СССР 1144386. Способ изготовления горячекатаных полос из малоуглеродистой стали. /Штремель М.А., Лизунов В.И., Пожива-нов A.M., Шаповалов А.П., Дейнеко А.Д., Шкатов В.В., Грузнов А.К. Заявл. 8.04.83, зарегистр. 8.11.84.

36. A.c. СССР 1337160. Способ управления процессом охлаждения горячекатаных полос /Бобров М.А., Шкатов В. В., Коцарь С.Л., Бе-лянский А.Д., Шаповалов А. П. Заявл. 23.07.85, опубл. 15.05.87, бюл. 34.

'о£>. 27- оГ/У^оЛ^

ЛИПЕЦКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИСТЕТ

ъп'1 '

• , " ' На правах рукописи ШКАТОВ Валерий Викторович'

МОДЕЛИРОВАНИЕ И ОПТИМИЗАЦИЯ СТРУКТУР00БРА30ВАНИЯ ПРИ НЕПРЕРЫВНОЙ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКЕ ЛИСТОВЫХ СТАЛЕЙ

Специальность 05.16'. 01 - "Металловедение и термическая обработка металлов"

я

Диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук

Липецк - 1998

- 2 -ОГЛАВЛЕНИЕ

Стр.

ВВЕДЕНИЕ. ........................................................................5

ГЛАВА 1. КИНЕТИКА РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ АУСТЕНИТА ПРИ СКОРОСТНОЙ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКЕ. МНОГОМЕРНЫЕ ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ............................................13

1.1. Возврат и рекристаллизация при горячей деформации металлов и сплавов..........................................13

1.2. Исследование кинетики рекристаллизации аусте-нита при моделировании условий прокатки в

клетях чистовой группы НШС......................................27

1.3. Многомерные диаграммы кинетики рекристаллизации аустенита...............................

1.4. Разработка обобщенного математического описа- 47 ния кинетики рекристаллизации аустенита углеродистых и низколегированных сталей..........

1.5. Кинетика рекристаллизации аустенита при многократной деформации..................................................68

1.6. Выводы по главе 1................................................71

ГЛАВА 2. ФОРМИРОВАНИЕ ЗЕРЕННОЙ СТРУКТУРЫ АУСТЕНИТА ПРИ

МНОГОКРАТНОЙ- ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ................................80

2.1. Влияние параметров горячей деформации на размер зерна и разнозернистость структуры аустенита..................................................................................80

2.2. Математическая модель формирования зеренной структуры аустенита при многократной горячей деформации......................................................................91

2.3. Закономерности структурообразования аустенита в многократных циклах "деформация - первичная рекристаллизация"........................................................98

2.4. Выводы по главе 2........................................................108

ГЛАВА 3. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ФЕРРИТО-ПЕРЛИТНОЙ СТРУКТУРЫ ПРИ РАСПАДЕ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИ-ТА..........................................................................................111

3.1. Фазовые превращения при охлаждении углеродистых и низколегированных сталей..............................111

3.2. Преобразование зеренной структуры при превращении переохлажденного аустенита..........................118

3.3. Формирование феррито-перлитной структуры при ступенчатом охлаждении в интервале температур

у^а-превращения............................................................144

3.4. Выводы по главе 3......................................................156

ГЛАВА 4. КИНЕТИКА СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ПРОЦЕССЕ ОХЛАЖДЕНИЯ РУЛОНОВ ГОРЯЧЕКАТАНЫХ ПОЛОС......................157

4.1. Превращения феррито-перлитной структуры сталей при отжиге в подкритическом интервале температур......................................................................157

4.2. Кинетика роста зерна феррита и сфероидизации пластинчатого перлита при. изотермическом отжиге в интервале температур смотки горячекатаных полос в рулоны............................................164

4.3. Обобщенная диаграмма сфероидизации пластинчатого перлита в углеродистых и низколегированных сталях......................................................................208

4.4. Формирования структуры и свойств при охлаждении рулонов горячекатаных полос............................214

4.5. Выводы по главе 4......................................................239

ГЛАВА 5. МЕХАНИЗМ И КИНЕТИКА ОБРАЗОВАНИЯ СТРУКТУРНО СВОБОДНОГО ЦЕМЕНТИТА ПРИ ЭВТЕКТОИДНОМ РАСПАДЕ АУСТЕНИТА..................................................................................241

5.1. Абнормальное эвтектоидное превращение в доэв-тектоидных сталях........................................................247

5.2. Закономерности сфероидизации перлита при эв~ тектоидном распаде аустенита..................................266

5.3. Выводы по главе 5 ...........................

ГЛАВА 6. ПРОГНОЗИРОВАНИЕ И ОПТИМИЗАЦИЯ СТРУКТУР00БРА30-

ВАНИЯ ПРОКАТА, ПРОЕКТИРОВАНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ РЕЖИМОВ ПРОИЗВОДСТВА НА НШС....................................268

6.1. Влияние режимов горячей прокатки на непрерывных широкополосовых станах на структуру и свойства стали .............................. 268

6.2. Разработка комплексной математической модели формирования структуры и механических свойств проката на НШС ............................................................277

6.3. Структурообразование аустенита при деформации в клетях НШС и оптимизация режима обжатий по структурному признаку ..............................................291

6.4. Влияние режима охлаждения полосы на отводящем рольганге стананаструктуру и механические свойства горячекатаных полос ................................310

6.5. Влияние массы и условий охлаждения рулонов на структуру и механические свойства горячекатаных полос ......................................................................322

6.6. Автоматизированное проектирование технологии горячей прокатки на НШС ........................................338

6.7. Выводы по главе 6......................................................370

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ............................................372

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ..............................375

ПРИЛОЖЕНИЯ. ;......................................................................400

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы. Современной тенденцией на рынке листовых сталей является расширение их номенклатуры при одновременном ужесточении требований к качеству (прежде всего по структуре и механическим свойствам). Горячекатаная листовая сталь производится на непрерывных широкополосных станах (НШС) - высокопроизводительных агрегатах непрерывного действия, для контроля и управления технологическим процессом которых в настоящее время широко используется вычислительная техника. Масса прокатываемых на отечественных НШС слябов достигает 36 т, производительность - 6,5 млн.т в год. Удовлетворить в полном объеме требования к структуре и свойствам производимой на НШС листовой стали при минимальных дополнительных затратах, а следовательно, повысить ее конкурентоспособность, возможно путем организации контроля и управления формированием структуры и свойств стали в технологической линии стана. Оперативно реагировать на запросы рынка, существенно сократив при этом сроки и затраты на освоение новых видов металлопродукции, позволит автоматизированное проектирование технологических режимов производства проката. Не вызывает сомнений, что кардинальное решение проблемы повышения качества и конкурентоспособности лежит на пути создания гибкого автоматизированного производства горячекатаных листовых сталей, необходимыми условиями реализации которого являются управление структурой проката и автоматизированное проектирование режимов производства.

Происходящие по мере движения металла в линии НШС структурные и фазовые превращения сложным образом зависят от деформационно-скоростных и температурных параметров прокатки в клетях стана, режимов последующего охлаждения полосы на отводящем рольганге

и в рулоне. Учитывая, что механические свойства горячекатаной стали регламентируются обычно 3-5 показателями, а режим деформации и охлаждения проката задается как минимум 10-15 независимыми переменными, установить достоверную связь между свойствами и режимом посредством многомерной регрессионной модели в условиях реального производства не представляется возможным. Поэтому как управление структурой, так и проектирование оптимальных технологий должно базироваться на математических моделях структурных и фазовых превращений стали в линии стана.' Создание таких моделей потребовало решения ряда металловедеских проблем, связанных с установлением закономерностей структурных превращений проката при многократной горячек, деформации с большими скоростями и секундными интервалами между обжатиями, последующем ступенчатом охлаждении при температурах К-^а-превращения, длительном отжиге в подкри-тическом интервале температур, а также разработкой аппарата количественного описания всех этих превращений. Учитывая возможность разделения процесса структурообразования проката на физически независимые стадии (рекристаллизации аустенита, распада переохлажденного аустенита, превращений в пощкритическом интервале температур), константы моделей можно получить из независимого лабораторного эксперимента.

Цель работы. Установление закономерностей формирования структуры углеродистых и низколегированных сталей в условиях, моделирующих деформационно-скоростные и температурные параметры прокатки и охлаждения полос на НШС; изучение влияния химического состава, параметров скоростной горячей деформации, режимов регулируемого охлаждения на кинетику структурных и фазовых превращений проката. Разработка на этой основе математических моделей формирования структуры при многократной деформации в клетях ста-

на, распаде переохлажденного аустенита на отводящем рольганге, превращений феррито-перлитной структуры в рулоне и создание комплексной математической модели формирования структуры и механических свойств горячекатаных полос из углеродистых и низколегированных сталей на НШС. Конечной целью работы является разработка теоретических основ, принципов и алгоритмов автоматизированного управления структурой и свойствами листового проката, проектирования технологических режимов производства новых марок сталей.

На защиту выносятся следующие основные положения:

1. Результаты экспериментальных исследований кинетики рекристаллизации и преобразования зеренной структуры аустенита углеродистых и низколегированных сталей при скоростной многократной деформации.

2. Закономерности формирования феррито-перлитной структуры при распаде переохлажденного аустенита в зависимости от структуры аустенита, режима охлаждения и химического состава стали, превращений феррито-перлитной структуры при последующем отжиге в подк-ритическом интервале температур.

3. Механизм образования структурно-свободного цементита при распаде аустенита, математическая модель прогноза условий его реализации.

4. Математические модели кинетики рекристаллизации и структу-рообразования аустенита при прокатке в клетях НШС, формирования феррито-перлитной структуры при распаде переохлажденного аустенита на отводящем рольганге стана, структурных превращений при охлаждении рулонов горячекатаных полос.

5. Принципы и алгоритмы управления структурой и свойствами проката, проектирования технологических режимов производства новых марок сталей.

Научная новизна. В работе получены новые научные результаты:

1. Построены многомерные диаграммы кинетики рекристаллизации аустенита в виде границ областей структурных состояний аустенита (наклепанное, частично рекристаллизованное, рекристаллизованное) в пространстве определяющих процесс факторов. На основе полученных диаграмм разработано единое для углеродистых и низколегированных сталей математическое описание кинетики рекристаллизации аустенита при многократной горячей деформации, позволяющее учитывать наряду с параметрами деформации и размером зерна влияние содержания химических элементов в стали.

2. Экспериментально выявлены закономерности преобразования зеренной структуры аустенита при первичной рекристаллизации. Показано, что независимо от причины возникновения разнозернистости (незавершенная первичная или вторичная рекристаллизация) деформация с последующей первичной рекристаллизацией формирует практически однородную структуру. Разработана математическая модель структурообразования аустенита (прогнозируемые характеристики -размер зерна и разнозернистость) и сформулированы принципы формирования мелкого однородного зерна при многократной деформации.

3. Установлены и количественно описаны закономерности образования феррито-перлитной структуры при распаде переохлажденного аустенита в зависимости от параметров зеренной структуры и наклепа аустенита, режима охлаждения при ^-^-превращении, химического состава стали. Разработана математическая модель формирования структуры углеродистых и низколегированных сталей при ступенчатом режиме охлаждения в интервале температур распада аустенита.

4. Построены многомерные диаграммы сфероидизации пластинчатого цементита перлита в углеродистых и низколегированных сталях при отжиге в подкритическом диапазоне температур. Установлено, что кинетика сфероидизации цементита в изотермических условиях

подчиняется уравнению Аврами с показателем степени при времени равным единице.

5. Показано, что влияние химического состава и предшествующих сфероидизации режимов обработки горячекатаной стали на кинетику сфероидизации цементитных пластин перлита может быть однозначно учтено через величину межпластиночного расстояния в перлите. Рассчитана обобщенная диаграмма сфероидизации в координатах "температура" - "время" - "межпластиночное расстояние в перлите" и разработано единое для углеродистых и низколегированных сталей математическое описание кинетики сфероидизации пластинчатого перлита.

6. Установлен механизм образования структурно свободного цементита в ходе аустенито-перлитного превращения. Разработана математическая модель, позволяющая прогнозировать кинетику образования структурно свободного цементита в зависимости от условий охлаждения в интервале температур эвтектоидного распада аустени-та.

7. Развиты теоретические и технологические основы методологии разработки и оптимизации режимов производства горячекатаных листовых сталей, базирующейся на компьютерном моделировании структурообразования проката. Разработаны принципы и программные средства для управления структурой при деформации раската в клетях стана, охлаждении горячекатаных полос на отводящем рольганге и в рулоне, автоматизированного проектирования технологических режимов производства проката на НШС.

Практическая ценность и реализация результатов работы. Работа выполнялась в рамках пункта 3.1. Новые металлургические технологии "Перечня межвузовских научно-технических и инновационных программ"; в соответствии с планами научно-исследовательских работ отраслевой лаборатории МЧМ СССР при ЛипПИ и Научно-производс-

твенного института АО "Новолипецкий металлургический комбинат".

Полученные в работе модели структурных и фазовых превращений, алгоритмы прогнозирования и управления структурой, проектирования технологических режимов производства проката, а также программные средства для их реализации дают возможность повысить надежность выходного контроля структуры и механических свойств горячекатаных полосовых сталей, оптимизировать действующие технологические режимы, разрабатывать технологию производства новых видов листового проката при минимальных затратах на эксперименты.

Разработаны способы горячей прокатки и охлаждения полос, на которые получены три авторских свидетельства на изобретения. Режимы обжатий в чистовой группе клетей при прокатке полос из малоуглеродистых сталей (а. с. № 902375) внесены в технологическую карту на прокатку металла на НШС 2000 АО HJ1MK.

Опытно-промышленная проверка комплексной математической модели формирования структуры и свойств горячекатаных сталей на НШС 2000 АО НЛМК показала, что ошибка прогноза размера зерна феррита и характеристик механических свойств не превышает 8%. В границах области применения модели находится не менее 90% от общего объема производства стали на стане 2000.

Совокупность разработанных моделей и алгоритмов составила основу математического обеспечения автоматизированных систем прогнозирования структуры и механических свойств проката, проектирования технологических режимов горячей прокатки. Система прогнозирования интегрирована в АСУ ТП стана 2000 и в настоящее время находится в стадии внедрения в опытно-промышленную эксплуатацию. Автоматизированная система проектирования технологии горячей прокатки внедрена на АО НЛМК и использована в системе сертификации комбината на соответствие ISO 9002 для описания и идентификации схем и точек контроля затрат и потребительских

свойств металлопродукции.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на Всесоюзных науч.-техн. конференциях: "Современные проблемы повышения качества металла" (Донецк, 1978); "Новое в металловедении и термической обработке металлов" (Тольятти, 1979); "Экономия металлов и энергии на основе прогрессивных процессов термической и химико-термической обработки" (Пенза, .1984); "Прогрессивные технологические процессы в производстве холоднокатаного листа" (Липецк, 1985); "Повышение качества металлопроката путем термической и термомеханической обработки" (Днепропетровск, 1988); "Повышение надежности и долговечности материалов и деталей машин на основе новых методов термической и химико-термической обработки" (Хмельницкий, 1988); "Новые технологические процессы прокатки как средство интенсификации производства и повышения качества продукции" (Челябинск, 1989); "Новые материалы и ресурсосберегающие технологии термической и химико-термической обработки деталей машин и инструментов" (Махачкала, 1989), а та