автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка математической модели формирования структуры и механических свойств для оптимизации и проектирования технологических режимов горячей прокатки полосовых сталей

НАУЧНО - ПРОИЗВОДСТВЕННЫЙ ИНСТИТУТ ОАО НОВОЛИПЕЦКИЙ МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ КОМБИНАТ

На правах рукописи УДК 621.771

ГГо ОД

Богомолов Игорь Викторович 2 2 ДЕН 7;)ПЗ

РАЗРАБОТКА МАТЕМА ТИЧЕСКОЙМОДЕЛИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ДЛЯ ОПТИМИЗАЦИИ И ПРОЕКТИРОВАНИЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ РЕЖИМОВ ГОРЯЧЕЙ ПРОКА ТКИ ПОЛОСОВЫХ СТАЛЕЙ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и

термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Липецк 2000

Работа выполнена в научно-производственном институте ОАО «НЛМК»

НАУЧНЫЙ РУКОВОДИТЕЛЬ

доктор технических наук Франценюк Людмила Ивановна НАУЧНЫЙ КОНСУЛЬТАНТ

доктор технических наук Шкатов Валерий Викторович ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ доктор технических наук Лизунов Владимир Иванович кандидат технических наук Гребенник Николай Петрович ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ ОАО «Черметавтоматика»

Защита состоится «»¿^» (¿¿¿(¿¿Ъ^сР 2000 года в ч„ ауд. 601

на заседании диссертационного совета Д.064.22.01 при Липецком

государственном техническом университете. Ваши отзывы, заверенные печатью, просим направлять на имя ученого секретаря диссертационного совета по адресу: г. Липецк, ул. Московская, 30.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Липецкого технического университета.

Автореферат разослан « № » /¿ОсЯО/^я^ 2000 года.

Ученый секретарь

кандидат технических наук

диссертационного совета

/СаП Па гло J уУ/-

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Развитие листопрокатного производства на современном этапе предусматривает широкое использование вычислительной техники для управления технологическим процессом, разработки новых и оптимизации существующих технологических режимов производства горячекатаной стали, Решение задачи управления структурой и механическими свойствами стали при горячей прокатке на непрерывных широкополосных станах (НШС) должно базироваться на математических моделях структурных и фазовых превращений в линии стана, позволяющих более точно и полно оценить влияние технологических параметров на конечные свойства проката. Поскольку разработка и освоение технологических режимов производства на НШС новых марок стали является длительным и трудоемким процессом, то становится актуальным вопрос создания системы автоматизированного проектирования технологии горячей прокатки (САПР ТГП), объединяющей модели струкгурообразования проката с моделями технологического оборудования.

Цель работы. Разработка и использование математической модели формирования структуры и механических свойств проката для оптимизации и проектирования технологических режимов производства горячекатаной полосовой стали на НШС.

Задачи исследования.

1. Изучить закономерности формирования разнозернистости лруктуры аустенита при первичной рекристаллизации и разработать модель :труктурообразования аустенита в многократных циклах "деформация -тервичная рекристаллизация".

2. Изучить и количественно описать влияние режима ускоренного >хлаждения в температурном интервале у-»а-превращения на параметры |)еррито-перлитной структуры проката.

3. Разработать комплексную математическую модель формирования труктуры и механических свойств при горячей прокатке углеродистых и [изколегированных сталей и на ее основе создать систему прогноза труктуры и механических свойств горячекатаных сталей по фактическим [араметрам прокатки и охлаждения.

4. Разработать алгоритмы и программные средства для втоматизированного проектирования технологических режимов горячей рокатки стали на НШС ГП 2000 АО НЛМК.

Научная новизна.

1. Разработана математическая модель формирования структуры устенита в многократных циклах "деформация - первичная екристаллизация", позволяющая прогнозировать изменение размера зерна

и разнозернистости аустенита в зависимости от параметров деформации.

2. Установлены закономерности формирования феррито-лерлитной структуры низкоуглеродистой стали в зависимости от размера зерна и разнозернистости аустенита, скорости охлаждения при у->а-превращении. Предложено единое для углеродистых и низколегированных сталей уравнение связи размера зерна феррита с размером зерна аустенита, скоростью охлаждения при у—ж-превращении и объемной долей перлита в стали.

3. Экспериментально выявлены закономерности преобразования зерна при ступенчатом режиме охлаждения в интервале температур превращения переохлажденного аустенита, разработано математическое описание формирования феррито-перлитной структуры при ступенчатом охлаждении полосовой стали на отводящем рольганге НШС.

4. Разработана и адаптирована к условиям НШС ГП 2000 АО HJIMK комплексная математическая модель формирования структуры и механических свойств при горячей прокатке углеродистых и низколегированных сталей.

5. Разработаны алгоритмы и программные средства для управления структурой аустенита при деформации полосы в клетях стана, автоматизированного проектирования технологии горячей прокатки на НШС 2000 АО НЛМК.

Практическая ценность. Опытно-промышленное опробование комплексной математической модели на НШС 2000 АО НЛМК показало, что ошибка прогноза размера зерна феррита и характеристик механических свойств не превышает 10%. В границах области применения модели находится не менее 90% от общего объема производства стали на НШС 2000, Разработанная на ее основе система прогноза позволяет осуществив оперативный (в режиме реального времени) контроль структуры г механических свойств по длине полосы, что обеспечивает значительно« повышение надежности выходного контроля качества полосовой стали Автоматизированная система проектирования технологии горячей проката может быть использована для оптимизации существующих технологически; режимов и разработки технологии производства новых видо] металлопродукции.

Реализация работы в промышленности. Система прогноза структуры i механических свойств проката интегрирована в АСУ ТП НШС 2000 АС НЛМК и в настоящее время находится в стадии внедрения в опытно промышленную эксплуатацию. Автоматизированная систем: проектирования технологии горячей прокатки внедрена на АО НЛМК : передана для использования в системе сертификации комбината н соответствие ISO 9002.

Апробация работы. Основные положения работы были представлены л обсуждены на международной научно-технической конференции 'Прогрессивные методы получения и обработки конструкционных материалов и покрытий, повышение долговечности деталей машин" г.Волгоград, 1996); Областной научно-практической конференции 'Изобретательское и инновационное творчество в решении проблем эазвития Липецкой области" (г. Липецк, 1996); всероссийской научно-гехнической конференции, посвященной 40-летию Липецкого государственного технического университета (г. Липецк, 1996); областной тучной конференции «Молодежь и наука на рубеже XXI века» (г. Липецк, 1997).

Публикации. Основное содержание диссертации опубликовано в 13 течатных работах.

Объем работы . Диссертация состоит из введения, пяти глав, >сновных выводов, списка использованной литературы, включающего 172 тименований. Объем диссертации составляет 198 страниц, включая 73 >исунка, 24 таблицы.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Первая глава посвящена литературному обзору, в котором »ассмотрены процессы, протекающие при горячей деформации в металлах и плавах, особенности структурообразования при распаде переохлажденного :устенита. Проанализировано влияние технологических параметров [рокатки на непрерывных широкополосных станах на структуру и 1еханические свойства горячекатаной стали. Сформулированы цели и адачи исследования.

Во второй главе описана методика проведения исследования. При :роведении лабораторных исследований использовали методику юделирования условий горячей прокатки и охлаждения проката на НШС. Структуру стали изучали методами количественной металлографии, ентгеноструктурного и электронномикроскопического анализа, методами омпьютерного моделирования.

В третей главе представлены результаты изучения закономерностей юрмирования зеренной структуры стали при горячей деформации и оследующем ускоренном охлаждении. Влияние степени рекристаллизации еформированного аустенита на разнозернистость аустенитной структуры зучали при двукратной прокатке образцов из стали 15пс на двухклетевом абораторном стане в условиях, моделирующих деформационно-скоростные температурные параметры прокатки в чистовой группе клетей НШС. В

качестве характеристики степени однородности зеренной структуры использовали вариацию распределения хорд Ус1 = Я^/З.

По результатам количественного металлографического анализа зеренной структуры аустенита горячекатаных образцов установлено, что развитие первичной рекристаллизации аустенита сопровождается уменьшением среднего размера зерна и увеличением разнозернистости структуры (вариация Уа возрастает до 0,8-0,9). Для эталонной однородной зеренной структуры (ГОСТ 5639-82) = 0,50±0,01). Повторное обжатие с последующей первичной рекристаллизацией дополнительно измельчает зерно аустенита и в значительной мере понижает степень неоднородности зеренной структуры. Для рекристаллизованной аустенитной структуры среднее значение коэффициента вариации У^=0,55.

Для организации прогноза структурообразования аустенита в клетях НШС была разработана математическая модель формирования зеренной структуры аустенита в многократных циклах "деформация - первична* рекристаллизация". В ее основу положена полученная при моделирование условий прокатки в клетях НШС многомерная диаграмма кинетика рекристаллизации аустенита стали 15пс и уравнение связи рекристаллизованного зерна аустенита с размером исходного и параметрам! деформации [Шкатов В.В.]. Кинетику первичной рекристаллизации межд] границами диаграммы описывали уравнением Аврами. Разнозернистук структуру аустенита на стадии частичной рекристаллизации рассматривал! как совокупность нескольких групп однородных зерен, имеющих разньи средний размер. Для описания однородной структуры использовалос] логнормальное распределение зерен по размерам. Средний разме{ образующихся при первичной рекристаллизации новых ненаклепанны; зерен определяли при допущении, что он линейно увеличивается с ростоь степени рекристаллизации от размера зародыша рекристаллизации д< размера конечного рекристаллизованного зерна.

Процедура расчета характеристик зеренной структуры в ход первичной рекристаллизации заключалась в следующем. По заданны* параметрам деформации рассчитывали степень рекристаллизации аустенита Для исходных деформированных и новых ненаклепанных зерен находил соответствующие параметры логарифмически нормальных распределени) зерен по размерам. Плотность распределения зерен по размерам в частично рекристаллизованной структуре определялась как средневзвешенно плотностей распределений исходных деформированных и новы ненаклепанных зерен. Полученное таким путем распределение зерен п размерам использовалось для расчета среднего размера зерна 5 коэффициента вариации ^ в частично рекристаллизованной структуре.

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 -рекристаллизация", предшествующая деформация, учитывалась только через размер зерна аустенита. Если рекристаллизация не началась, то после очередной деформации накапливается суммарный наклеп, величина которого и определяет формирование структуры при последующей рекристаллизации. При наложении деформации на частично рекристаллизованную структуру для каждой группы зерен реализуется соответствующий вариант: первый - для новых ненаклепанных зерен, второй - для старых деформированных.

Проверка адекватности разработанной модели была выполнена путем сопоставления результатов количественного металлографического анализа структуры аустенита после двукратной прокатки образцов из стали 15пс с расчетными данными. Для всех вариантов прокатки относительная ошибка прогноза размера зерна <1 и коэффициента вариации Ул не превысила 15%.

Расчеты на модели показали, что образующаяся при первичной рекристаллизации разнозернистость аустенита интенсивно возрастает при увеличении размера зерна, степени деформации, и слабее при понижении температуры деформации. Вместе с тем установлено, что для используемых на НШС параметрах горячей деформации (температура 800-1100?С, относительное обжатие 10-50%) для устранения разнозернистости частично рекристаллизованной структуры достаточно одного цикла "деформация -первичная рекристаллизация".

Влияние режима охлаждения в температурном интервале у->а-превращения на формирующуюся ферритно-перлитную структуру исследовали на образцах из стали СтЗсп. Размер аустенитного зерна варьировали путем нагрева образцов размером 3x15x20 до 900-1100°С с выдержкой от 10 до 40 мин. Используемые режимы нагрева образцов обеспечили получение зерна аустенита размером от 9 до 136 мкм. После охлаждения со скоростями у=0,1-6,3°С/с образуется феррито-перлитная структура с зерном феррита размером с1а от 44,2 до 7,5 мкм и объемной долей перлита 14,8-19,6%.

Установлено, что из аустенита с крупным зерном образуется более крупное зерно феррита, и при одной скорости охлаждения их размеры связаны линейными зависимостями вида с!/с1а- а+Ьс1г с коэффициентом парной корреляции г>0,9Р. Зависимость кратности преобразования с1/с1а от размера зерна аустенита йг и скорости охлаждения в температурном интервале распада переохлажденного аустенита V имеет вид :

¿/<4=0,530+(0,039+0,011Ьп(у)Ц, , (Д=0,98, ^=39,3>/7т(5%,32,30)) (1) Независимо от размера зерна аустенита и скорости охлаждения разнозернистая структура аустенита наследуется ферритом: вариации распределения хорд аустенита Уф и феррита Уа„ линейно связаны между собой (г-0,19). При всех скоростях охлаждения в образующейся феррито-перлитной структуре отношение размеров зерен перлита и феррита остается постоянным и равно ¿п/йа = 0,53±0,02. Постоянство отношения означает, чтс в момент начала перлитного превращения размер участков аустенита е промежутках между ферритными зернами определяется только объемной долей не распавшегося аустенита и размером самих зерен феррите независимо от величины зерна аустенита и температуры превращения.

Сопоставление полученных данных с данными из литературные источников для стали 08пс и низколегированной С-Мп стали (типа 17ГС показало, что при неизменной величине зерна аустенита и скоросп охлаждения кратность ..преобразования зерна <Иу1с1а увеличивается с ростол со держания, углерода и легирующих элементов. Такое влияние химическогс состава может быть обусловлено увеличением объемной доли перлита I стали. Методом множественного регрессионного анализа было полученс единое для углеродистых и низколегированных сталей уравнение связывающее размер исходного зерна аустенита (й?г = 9-136 мкм), скоросп охлаждения (V = 0,1-16?С/с) и объемную долю феррита {Vг - 0,76-0,92) I кратностью преобразования с1^с1а при у-»а - превращении (#=0,98 ^=23,7>^т(5%,87,82)):

= 0,840+0,0871т>+(-0,384+0,00691пу+0,395Г/!''3)^ (2)

Результаты прогноза кратности преобразования зерна п<

уравнению (2) в сталях СтЗсп, 08пс и 17ГС сопоставлены экспериментальными данными на рис.1.

Для изучения влияния ступенчатого режима охлаждения 1 температурном интервале у-ж-превращения, образцы из стали СтЗсп поел нагрева при 1100°С в течение 20 мин попарно охлаждали от 900°С в печи а скоростью у;=0,1°С/с. По достижении температуры, соответствующе] заданной степени распада аустенита, один образец извлекали из печи 1 охлаждали до завершения превращения со скоростью \'2, равной 1,1 ил 2,2°С/с, а другой - закаливали в 10%-ом растворе КаС1 для контроля степен: распада аустенита в момент смены скорости охлаждения.

Рост степени превращения аустенита перед началом ускоренного охлаждения сопровождается укрупнением зерна феррита, однако связ между размером образующегося зерна и значениями X не является линейно{ Величина йа(Х) определяется главным образом скоростью охлаждени

С) г мкм

Рис.1. Сравнение экспериментальных данных по преобразованию зерна при распаде переохлажденного аустеннта с рассчитанными по уравнению (2): 1 - СтЗсп (у=6,3°С/с); 2 - 08пс (у=6°С/с); 3 -17ГС (у=0,25°С/с); 4 - СтЗсп (у = 0, РС/с)

шачале превращения, когда формируются центры роста феррита. Смена жорости охлаждения при распаде аустенита не оказала влияния на :оотношение между размерами зерен перлита и феррита в образующейся [)еррито-перлитной структуре. Величина нормированного на единицу вменения зерна феррита 1=[йа(X) -с1а7]/[¿а1 -с1а2] (с1а! и с1а2 - размер зерна зеррита, образующийся при непрерывном охлаждении со скоростями V, и у2, оответственно) не зависит от соотношения скоростей на первом и втором тапе охлаждения (рис.2) и связана с долей образовавшегося на первом этапе 'хлаждения феррита X соотношением

% = Iй37. (3)

1оказано, что при режиме охлаждения из ¿-этапов размер зерна феррита пределяется как :

, (4)

1С (¡1 - размер зерна, образующийся при непрерывном охлаждении со скоро гью V,; X, - доля феррита, образовавшегося к моменту окончания /-го этапа,

Рис.2. Зависимость нормированного на единицу изменения размера зерна феррита 4 от доли феррита X, образовавшегося к моменту смены скорости охлаждения: 1-У1=0,1°С/с,У2=1,1°С/с; 2-У|=0,ГС/с,У2=2,2°С/с

В четвертой главе приведены результаты разработки комплексной математической модели формирования структуры и механических свойств в углеродистых и низколегированных сталях при горячей прокатке на НШС ГП 2000 АО НЛМК.

Для прогноза кинетики рекристаллизации аустенита после деформации в клетях стана использовали многомерные диаграммы рекристаллизации аустенита углеродистых и низколегированных сталей. В линеаризующих координатах диаграммы области наклепанного аустенита, первичной рекристаллизации и рекристаллизованного аустенита разделень: границами (плоскостями) вида:

ао + + аг!Т = 0. (5)

где а- коэффициенты, зависящие от химического состава (марки) стали Сопоставление диаграмм рекристаллизации сталей разных марок показало что увеличение степени легированности стали приводит к замедленик первичной рекристаллизации аустенита. Используя значения коэффициенте! а( для углеродистых и низколегированных сталей методом множественной регрессионного анализа, были найдены уравнения связи этих коэффициенте) с содержанием химических элементов в стали (^=1). Полученные уравнени: регрессии для начала то,<н и окончания рекристаллизации то,99 имеют вид:

аа = 7,038 + 0,723[С]' + 6,070[Мп]-1,08910-2 а2 = (-1,377 + 1,973[С] -0,539[Mn]) 104, (6)

аз = 3,461 - 7,100[С] + 3,182[Мп] для границы начала рекристаллизации и

ао = 12,786 + 4,682[С] + 0,355[Mn]-> - 6,438[Si], аг = (-1,405 + 0,684[Si]) 104, (7)

оз = 2,799+ 14,128 [С] для границы окончания рекристаллизации. В интервале времени от 0.1 до 10 с средняя абсолютная ошибка расчета времени начала рекристаллизации равна 0.1 с, времени окончания рекристаллизации - 0.3 с.

Расчет фазовых превращений при охлаждении полосы на отводящем рольганге стана основан на использовании аналитического описания диаграмм изотермического распада аустенита в углеродистых и низколегированных сталях [Saito Y.]. Переход от изотермических условий к фактическим условиям охлаждения полосы осуществляли на основе допущения о правомерности "принципа аддитивности". Температурная кривая охлаждения полосы аппроксимировалась ступенчатой функцией. Кинетика превращения в каждом временном интервале (на изотермической ступеньке) описывали уравнением Аврами, кинетические 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.

Параметры зеренной структуры, формирующейся при многократной деформации в клетях стана и при распаде переохлажденного аустенита на отводящем рольганге, рассчитывали по математическим моделям, описанным в главе 3. Для прогноза изменения структуры горячекатаных сталей при охлаждении в рулоне использовали математическое описание сфероидизации пластинчатого перлита и роста зерна феррита в углеродистых и низколегированных сталалях [Шкатов, Чернышев]. Прогноз кинетики выделения A1N в рулоне был организован на основе литературных данных о результатах изучения этого процесса в изотермических условиях.

Расчет характеристик механических свойств проката проводили по данным о химическом составе стали и параметрам образующейся структуры (размере зерна и объемным долям структурных составляющих, степени сфероидизации пластинчатого перлита) в приближении линейной аддитивности действующих в горячекатаных сталях механизмах упрочнения (твердорастворного, зернограничного, дисперсионного и т.д.) по известным эмпирическим зависимостям [Pickering F.B.].

Кроме "структурного" блока, комплексная модель формирования структуры и свойств проката включает в себя модели соответствующего технологического оборудования. Расчет энерго-силовых параметров

прокатки в клетях стана и температурного режима охлаждения проката на отводящем рольганге НШС 2000 АО HJTMK осуществлялся по соответствующим математическим моделям, разработанным в Липецком государственном техническом университете [Третьяков В.А., Бобров М.А.]. Температурное поле в остывающем рулоне рассчитывали по модели плотносмотонного рулона ИЧМ.

Математическая модель была реализована на алгоритмическом языке "PASCAL 7.0". Входными параметрами являются химический состав стали, деформационно-скоростной и температурный режим прокатки и охлаждения полосы не НШС 2000. Выходными - кинетические кривые образования структурных составляющих, параметры образующейся структуры ( объемные доли и размеры зерна феррита и перлита, межпластиночное расстояние в перлите), характеристики механических свойств горячекатаной полосы.

Проверку адекватности комплексной математической модели формирования структуры и механических свойств проката проводили путем сопоставления результатов расчета механических свойств с экспериментальными данными, полученными при прокатке на стане 2000 АО НЛМК более 150 полос из углеродистых и низколегированных сталей сталей толщиной 3-10 мм (08Ю, Юсп, СтЗсп, 09Г2С, 10Г2С1, 17ГС). Ошибка прогноза размера зерна и характеристик механических свойств проката (предела текучести от, временного сопротивления разрыву ав и относительного удлинения 5) не превышала 10%.

В пятой главе рассмотрено практическое использование комплексной математической модели для анализа процессов структурообразования при горячей прокатке на НШС и оптимизации существующих технологических режимов.

При горячей прокатке конструкционных сталей на НШС одним из условий получения однородной феррито-перлитной структуры с мелким зерном является формирование мелкого однородного зерна аустенита, так как и размер зерна и разнозернистость зеренной структуры наследуется при последующем у-»а-превращении. Влияние размера зерна аустенита на входе в чистовую группу клетей на формирующуюся в процессе многократной горячей деформации аустенитную структуру изучали при компьютерном моделировании прокатки полосы 3x1500 мм из сталей 08Ю, СтЗсп и 09Г2С по действующим в настоящее время технологическим режимам. Установлено, что изменение исходного (на входе в чистовую группу клетей) размера зерна аустенита в 10 раз (от 50 до 500 мкм) практически не сказывается на размере зерна аустенита на выходе из чистовой группы клетей. Для получения к моменту начала у-»а-превращения мелкого

однородного зерна аустенита достаточно регламентировать обжатия в двух-трех последних клетях стана.

Одним из каналов управления зеренной структурой аустенита является перераспределение обжатий в чистовой группе клетей. Учитывая, что режим обжатий назначается из условия равномерной загрузки клетей и получения требуемой геометрии полосы, на величину перераспределяемых обжатий необходимо наложить ограничения для исключения аварийных ситуаций и ухудшения плоскостности полосы. Поскольку режим обжатий должен обеспечивать получение мелкой однородной аустенитной структуры при сохранении заданной суммарной деформации (толщины полосы), то задачу поиска оптимального режима представили как поиск минимума функции вида:

и(г) = иа+их+и„-+ ТШП; Ршт — ^ — Ртах > (8)

где V - целевая функция; I - вектор обжатий в клетях чистовой группы; Ршт' Ртах ~ вектора нижних и верхних ограничений на обжатия в каждой из клетей стана; V,/ - зависит от размера зерна аустенита перед у-ж-превращением и учитывает увеличение удельной поверхности границы зерна при деформации прокаткой; 17х - учитывает влияние степени рекристаллизации аустенита после деформации в трех последних клетях стана на разнозернистости структуры; £4 - характеризует отклонение суммарной деформации от заданной. Поиск минимума целевой функции осуществлялся численным методом. Описанная методика была использована для оптимизации технологических режимов горячей деформации в клетях чистовой группы НШС ГП 2000 АО НЛМК полос из сталей СтЗСп, 09Г2С и 08Ю. Рассчитаны режимы обжатий полос из углеродистых и низколегированных сталей, обеспечивающие получение мелкого однородного зерна аустенита перед у->а-превращением.

Технология производства горячекатаной полосовой стали задается назначением диапазона допустимых изменений технологических параметров х,:

х," <*,<**, (9)

где хн ,хв - нижняя и верхняя граница разрешенного диапазона. На НШС 2000 АО НЛМК технологической картой на прокатку металла регламентируется : температура и толщина подката после черновой группы клетей (Т5,Н5), температура конца прокатки и смотки полосы в рулон (Ткп,Тсм), номер первой включенной секции установки ускоренного охлаждения Одним из путей повышения качества горячекатаных

сталей является снижение неравномерности структуры и механических свойств проката, возникновение которой связано с изменением

технологических параметров в допустимых диапазонах, а также колебаний химического состава стали в пределах марочного.

С использованием комплексной математической модели структурообразования при горячей прокатке выполнена оценка влияния колебаний химического состава и регламентированных технологической картой параметров прокатки на структуру и механические свойства горячекатаной стали. Показано, что наибольшее влияние оказывает изменение температуры смотки полосы в рулон Тсм и колебание химического состава стали (рис.3).

4 3 2

е>

1 1 <и X О)

« О

0

X

ё -1 О)

1 о

-3 -4

Рис. 3. Влияние колебания химического состава в пределах марочного и технологических параметров производства в допустимых диапазонах на временное сопротивление разрыву Си в стали СтЗсп

Комплексная математическая модель формирования структуры и механических свойств при горячей прокатке была использована при разработке системы прогноза структуры и механических свойств проката по фактическим параметрам его производства на НШС ГП 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 горячекатаной стали, повысить надежность выходного контроля качества.

На основе математической модели формирования структуры и

механических свойств, адаптированной к условиям производства горячекатаной стали на НШС ГП 2000, была разработана система автоматизированного проектирования технологии горячей прокатки (САПР ТГП).

Технология, задаваемая соотношениями типа (9) должна обеспечивать получение свойств проката в заданных границах. Стандарты или технические условия задают требования к свойствам проката путем назначения границ допустимых значений характеристик свойств yj (обычно задаются нижние границы у" < у,, реже двухсторонние у" < >■. < у'). Вероятность соответствия требованиям стандарта всех компонент вектора свойств находится при допущении, что характеристики свойств являются независимыми величинами. Задачу проектирования технологии производства проката можно сформулировать следующим образом: из всего множества возможных технологических режимов в пространстве технологических параметров необходимо выделить замкнутую область (гиперпараллепипед ограниченный условиями (9)), обеспечивающую получение назначенных стандартом свойств проката с заданной верочтностью P/jf.

В общем случае в пространстве технологических параметров можно выделить четыре множества режимов: X* - при соблюдении технологии получены требуемые свойства; X;- при соблюдении технологии получен брак; X! - свойства достигнуты при нарушении технологии и X: - при нарушение технологии получен брак. Введя вероятности принадлежности режима к соответствующему множеству, вероятность выхода годной продукции Реых при соблюдении технологии можно записать в виде :

Рвых{г <х <г) = р;/(р; + р;) > • (Ю)

Поскольку технология должна обеспечивать максимальную вероятность получения годной продукции при ее соблюдении и минимальную при нарушении, то выбор технологии осуществляли из условия максимума функции вида:

U(x" <х <х") = р; + Р;-ар; -Рр; max, (11)

где значения коэффициентов а и (3 выбирается из условия выполнения требования (10).

Процедура проектирования технологии горячей прокатки предусматривает получение множества технологических режимов Х={х}, равномерно заполняющих технологическое пространство. Каждый режим проверяется на соответствие ограничениям технологического оборудования. Влияние колебания химического состава стали учитывается в предположении нормальности закона распределения элементов в пределах

марочного. По комплексной математической модели структурных и фазовых превращений при горячей прокатке вычисляется соответствующее множество Y={ у} , рассчитывается вероятность соответствия свойств стандарту. Поиск технологии заключается в выборе множества режимов Х*={*'}, удовлетворяющих условиям (9)-(11).

Изложенные выше принципы были использованы при разработке системы автоматизированного проектирования технологии горячей прокатки на НШС ГП 2000 АО HJ1MK. САПР ТГП была реализована на ПЭВМ IBM PC/AT средствами языка "Turbo Pascal 7.0". Апробация САПР ТГП проведена путем расчега допустимого диапазона технологических параметров прокатки и охлаждения полос из сталей 08пс, СтЗсп и 09Г2С. Выбор марок сталей обусловлен их высокой удельной долей в общем объеме производства проката на стане НШС 2000 АО HJ1MK. Опыт производства этих марок стали отражен в эмпирически подобранном и занесенном в технологическую карту допустимом диапазоне технологических величин. Поэтому действующая технология прокатки этих сталей несомненно близка к оптимальной и была принята в качестве эталонной при оценке адекватности САПР. Расчетные диапазоны технологических параметров производства хорошо согласуются с действующей технологией, что свидетельствует об адекватности проектных решений САПР и возможности ее использования для оптимизации действующих технологических режимов, разработки технологии производства новых видов металлопродукции.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Изучены закономерности формирования зеренной структуры аустенита при первичной рекристаллизации. Разработана математическая модель, позволяющая прогнозировать размер зерна и разнозернистость аустенита при многократной горячей деформации.

2. Изучена и количественно описана связь параметров феррито-перлитной структуры с размером зерна аустенита и скоростью охлаждения при у->а - превращении в стали СтЗсп. Установлено влияние смены скоростей охлаждения в температурном интервале распада переохлажденного аустенита на размер зерна феррита. Разработано математическое описание формирования ферритно-перлитной структуры углеродистых и низколегированных сталей при ступенчатом режиме охлаждении.

3. Разработана и адаптирована к условиям прокатки на НШС ГП 2000 АО, HJIMK комплексная математическая модель формирования структуры и механических свойств в углеродистых и низколегированных сталях.

4. Методами компьютерного моделирования изучено влияние химического состава стали и технологических параметров прокатки и охлаждения на структуру и механические свойства проката. Показано, что основное влияние на неравномерность структуры и механических свойств оказывают колебания температуры смотки полосы в рулон и марочного химического состава стали.

5. Математическая модель структурообразования при многократной горячей деформации была использована для оптимизации существующих режимов прокатки с целью получения мелкого однородного зерна аустенита перед у->а-превращением. Оптимизация достигалась за счет перераспределения обжатий в чистовой группе клетей стана;

6. Разработана и адаптирована к условиям НШС ГП 2000 система прогноза структуры и механических свойств горячекатаного металла по фактическим параметрам его прокатки и охлаждения;

7. Разработаны алгоритмы и программное обеспечение системы автоматизированного проектирования технологии горячей прокатки (САПР ТГП) на НШС ГП 2000 АО НЛМК. Проведена апробация САПР ТГП при расчете допустимых диапазонов технологических параметров прокатки и охлаждения сталей 08пс, СгЗсп и 09Г2С. Показано, что расчетная технология хорошо согласуется с экспериментально определенной.

Основные результаты диссертационной работы опубликованы в следующих работах:

1. Шкатов В.В., Франценюк Л.И., Богомолов И.В. Математическая модель структурообразования при горячей прокатке стали // Сталь, 1995, №8, с.64-69.

2. Шкатов В.В., Богомолов И.В. Преобразование зеренной структуры аустенита в цикле "деформация - первичная рекристаллизация" // Физика металлов и металловедение, 1996, т.81, №2, с. 149-158.

3. Шкатов В.В., Богомолов И.В. Математическая модель структурообразования аустенита при многократной деформации // в кн. тез. докладов международной научно-техн. конференции «Прогрессивные методы получения и обработки конструкционных материалов и покрытий, повышение долговечности деталей машин», - Волгоград, 1996, с. 118-119;

4. Франценюк Л.И., Шкатов В.В., Богомолов И.В. Система автоматизированного проектирования технологических режимов производства горячекатаных листовых сталей // Там же. с. 159-161;

5. Франценюк Л.И., Шкатов В.В., Богомолов И.В. Управление структурой и свойствами при горячей прокатке листовой стали. // в кн. тез. докладов областной научно-практической конференции «Изобретательское и инновационное творчество в решении проблем развития Липецкой области». -Липецк, 1996, с. 17-20;

6. Шаршаков И.М., Шкатов В.В., Богомолов И.В. Преобразование зеренной структуры при распаде переохлажденного аустенита // в кн. тез.

докладов всероссийской научно-технической конференции посвященной 40-летию Липецкого государственного технического университета. -Липецк, 1996, с.23-25;

8. Шкатов В.В., Франценюк Л.И.,Богомолов И.В. Принципы и программные средства проектирования технологических режимов производства горячекатаных сталей // там же, с.23-25;

9. Шкатов В.В., Франценюк Л.П.,Богомолов И.В. Закономерности формирования феррит о-перлигной структуры при распаде переохлажденного аустенита // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия, 1997, №3, с.47-50

1 О.Богомолов;. И.В., Шкатов В.В. Закономерности формирования зеренной структуры при у->сс превращении в низкоуглеродистой стали // в кн. тез. докладов областной научной конференции «Молодежь и наука на рубеже XXI века» -Липецк, 1997, с. 114-116.

11.Шкатов В.В., Франценюк Л.И..Богомолов И.В. Влияние режима охлаждения при распаде аустенита на размер зерна феррита в низкоуглеродистой стали. //Вестник ВГТУ. Серия металловединея. Воронеж, ВГТУ, 1997, выпуск 1 -2, с 90-92.

12. Шкатов В.В., Богомолов И.В. Влияние режима охлаждения горячекатаных полос на кристаллографическую текстуру автолистовой стали 08Ю. // Славяновские чтения. Сварка -XXI век. Сборник научных трудов. Липецк: издательство ЛЭГИ, 1999. с.46-51.

13. Франценюк Л.И., Богомолов И.В. Прогноз процессов структурообразования при горячей прокатке на непрерывных широкополосных станах. // Металлург, 1999, № 10, с.40-45.

14.Шкатов В.В., Богомолов И.В. Математическое моделирование структурообразования аустенита при многократной горячей деформации сталей. // Физическое металловедение: сборник научных трудов. -Липецк, изд-во ЛЭГИ, 2000, -144 с.

Введение

1. Литературный обзор и постановка задачи исследования

1.1. Горячая деформация металлов и сплавов

1.1.1. Структурные изменения во время горячей деформации

1.1.2. Структурные изменения после горячей деформации

1.2. Формирование зеренной структуры при горячей деформации

1.3. Фазовые и структурные превращения при охлаждении углеродистых и низколегированных сталей 1.4. Влияние технологических параметров горячей прокатки на непрерывных широкополосных станах на структуру и механические свойства стали

1.5. Постановка задачи исследования

2. Методика эксперимента

2.1. Материал исследования

2.2. Методика моделирования условий горячей прокатки на непрерывном стане

2.3. Опытно-промышленное исследование

2.4. Металлографические исследования

2.5. Рентгенографическое исследование

2.6. Электронномикроскопическое исследование

3. Закономерности формирования зеренной структуры сталей в процессе горячей деформации и последующем ускоренном охлаждении

3.1. Исследование структуры аустенита в цикле "деформация -первичная рекристаллизация"

3.2. Математическая модель формирования зеренной структуры аустенита в многократных циклах "деформация - первичная рекристаллизация"

3.3. Влияние скорости охлаждения в температурном интервале распада переохлажденного аустенита на характеристики ферритно-перлитной структуры стали СтЗсп

3.4. Формирование ферритно-перлитной структуры при произвольно заданном режиме охлаждения

3.5. Выводы

4. Разработка комплексной математической модели формирования структуры и механических свойств в углеродистых и низколегированных сталях при горячей прокатке на непрерывном широкополосном стане

4.1. Математическое описание структурных и фазовых превращений при прокатке и охлаждении горячекатаной стали

4.2. Разработка комплексной математической модели структуро-образования при горячей деформации и проверка ее адекватности

4.3 Выводы

5. Практическое использование комплексной модели формирования структуры и механических свойств горячекатаных сталей

5.1. Оптимизация структурообразования аустенита в чистовой группе клетей

5.2. Закономерности структурообразования при горячей прокатке и охлаждении сталей на НШС

5.3. Система прогноза структуры и механических свойств горячекатаных сталей по фактическим параметрам прокатки и охлаждения на НШС 2000 ОАО НЛМК

5.4 Система автоматизированного проектирования технологии горячей прокатки на НШС 2000 ОАО НЛМК

5.5. Выводы

Актуальность проблемы. Развитие листопрокатного производства на современном этапе предусматривает широкое использование вычислительной техники для управления технологическим процессом, разработки новых и оптимизации существующих технологических режимов производства горячекатаной стали. Решение задачи управления структурой и механическими свойствами стали при горячей прокатке на непрерывных широкополосных станах (НШС) должно базироваться на математических моделях структурных и фазовых превращений в линии стана, позволяющих более точно и полно оценить влияние технологических параметров на конечные свойства проката. Поскольку разработка и освоение технологических режимов производства на НШС новых марок стали является длительным и трудоемким процессом, то становится актуальным вопрос создания системы автоматизированного проектирования технологии горячей прокатки (САПР ТГП), объединяющей модели структурообразования проката с моделями технологического оборудования.

Цель работы. Разработка и использование математической модели формирования структуры и механических свойств проката для оптимизации и проектирования технологических режимов производства горячекатаной полосовой стали на НШС.

Задачи исследования.

1. Изучить закономерности формирования разнозернистости структуры аустенита при первичной рекристаллизации и разработать модель структурообразования аустенита в многократных циклах "деформация - первичная рекристаллизация".

2. Изучить и количественно описать влияние режима ускоренного ох5 лаждения в температурном интервале у->а-превращения на параметры фер-рито-перлитной структуры проката.

3. Разработать комплексную математическую модель формирования структуры и механических свойств при горячей прокатке углеродистых и низколегированных сталей и на ее основе создать систему прогноза структуры и механических свойств горячекатаных сталей по фактическим параметрам прокатки и охлаждения.

4. Разработать алгоритмы и программные средства для автоматизированного проектирования технологических режимов горячей прокатки стали на НШС ГП 2000 АО НЛМК.

Научная новизна.

1. Разработана математическая модель формирования структуры ау-стенита в многократных циклах "деформация - первичная рекристаллизация", позволяющая прогнозировать изменение размера зерна и разнозернистости аустенгита в зависимости от параметров деформации.

2. Установлены закономерности формирования феррито-перлитной структуры низкоуглеродистой стали в зависимости от размера зерна и разнозернистости аустенита, скорости охлаждения при у—>а-превращении. Предложено единое для углеродистых и низколегированных сталей уравнение связи размера зерна феррита с размером зерна аустенита, скоростью охлаждения при у-»а-превращении и объемной долей перлита в стали.

3. Экспериментально выявлены закономерности преобразования зерна при ступенчатом режиме охлаждения в интервале температур превращения переохлажденного аустенита, разработано математическое описание формирования феррито-перлитной структуры при ступенчатом охдаждении полосовой стали на отводящем рольганге НШС.

4. Разработана и адаптирована к условиям НШС ГП 2000 АО НЛМК комплексная математическая модель формирования структуры и механических свойств при горячей прокатке углеродистых и низколегированных ста6 лей.

5. Разработаны алгоритмы и программные стедства для управления структурой аустенита при деформации полосы в клетях стана, автоматизированного проектирования технологии горячей прокатки на НШС 2000 АО НЛМК.

Практическая ценность. Опытно-промышленное опробование комплексной математической модели на HLLIC 2000 АО НЛМК показало, что ошибка прогноза размера зерна феррита и характеристик механических свойств не превышает 10%. В границах области применения модели находится не менее 90% от общего объема производства стали на НШС 2000. Разработанная на ее основе система прогноза позволяет осуществить оперативный (в режиме реального времени) контроль структуры и механических свойств по длине полосы, что обеспечивает значительное повышение надежности выходного контроля качества полосовой стали. Автоматизированная система проектирования технологии горячей прокатки может быть использована для оптимизации существующих технологических режимов и разработки технологии производства новых видов металлопродукции.

Реализация работы в промышленности. Система прогноза структуры и механических свойств проката интегрирована в АСУ ТП НШС 2000 АО НЛМК и в настоящее время находится в стадии внедрения в опытно-промышленную эксплуатацию. Автоматизированная система проектирования технологии горячей прокатки внедрена на АО НЛМК и передана для использования в системе сертификации комбината на соответствие ISO 9002. 7

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Изучены закономерности формирования зеренной структуры аусте-нита при первичной рекристаллизации. Разработана математическая модель, позволяющая прогнозировать размер зерна и разнозернистость аустенита при многократной горячей деформации.

2. Изучена и количественно описана связь параметров феррито-перлитной структуры с размером зерна аустенита и скоростью охлаждения при у^а - превращении в стали СтЗсп. Установлено влияние смены скоростей охлаждения в температурном интервале распада переохлажденного аустенита на размер зерна феррита. Разработано математическое описание формирования ферритно-перлитной структуры углеродистых и низколегированных сталей при ступенчатом режиме охлаждении.

3. Разработана и адаптирована к условиям прокатки на НШС ГП 2000 АО НЛМК комплексная математическая модель формирования структуры и механических свойств в углеродистых и низколегированных сталях.

4. Методами компьютерного моделирования изучено влияние химического состава стали и технологических параметров прокатки и охлаждения на структуру и механические свойства проката. Показано, что основное влияние на неравномерность структуры и механических свойств оказывают колебания температуры смотки полосы в рулон и марочного химического состава стали.

5. Математическая модель структурообразования при многократной горячей деформации была использована для оптимизации существующих режимов прокатки с целью получения мелкого однородного зерна аустенита перед у-»а-превращением. Оптимизация достигалась за счет перераспределения обжатий в чистовой группе клетей стана;

180

6. Разработана и адаптирована к условиям НШС ГП 2000 система прогноза структуры и механических свойств горячекатаного металла по фактическим параметрам его прокатки и охлаждения;

7. Разработаны алгоритмы и программное обеспечение системы автоматизированного проектирования технологии горячей прокатки (САПР ТГП) на НШС ГП 2000 АО НЛМК. Проведена апробация САПР ТГП при расчете допустимых диапазонов технологических параметров прокатки и охлаждения сталей 08пс, СтЗсп и 09Г2С. Показано, что расчетная технология хорошо согласуется с экспериментально определенной.

1. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1978, 568 с.

2. Бернштейн М.Л., Добаткин С.В., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей. М.: Металлургия, 1989, 544 с.

3. Бернштейн М.Л. Горячая пластическая деформация и механизм упрочнения стали при термомеханической обработке // Сталь, 1972, №2, с.157-162.

4. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов. М.: Металлургия, 1977, 432 с.

5. Sellars С.М. Dynamic recrystallization // Zesz. nauk. AGH, 1979, JN°759, p.377-419.

6. Glover G., Sellars C.M. Recovery and recrystallization during high temperature deformation of a-iron // Met. Trans., 1973, v.4, №3, p.765-775.

7. McQueen H.J. Deformation Mechanisms in Hot Working // J.Metal, 1968, v.20, № 4, p.31-38.

8. Honeycombe R.W.K., Pethen R.W. Dinamic recrystallization // J. Less-Common Metals, 1972, v.28, №2, p.201-212.

9. Michel D.I., Moteff J., Lovell J. Substructure of type 316 stainlees steel deformed in slow tension at temperatures between 21° and 816° // Acta Metallurgica, 1973, v.21, №9, p.1269-1277.

10. Sellars C.M., Tegart W.J.Mc J. Hot workability // Metallurgical reviews, 1972, v.17, p.1-24.

11. Лариков JI.H. Залечивание дефектов в металлах. Киев: Наук, думка, 1980, 279 с.

12. Бернштейн M.JI. Прочность стали. М.: Металлургия, 1974, 200 с. Jonas J.J., McQueen H.J. Recovery and recrystallization during high temperature deformation // In: Mise forme met. at alliages. Villars-sur-Ollon, 1975, Paris, 1976, p.99-143.183

13. McQueen H.J., Hockett L.E. Microstructures of aluminium compressed at various rates and temperatures // Met. Trans. 1970, v.l, №11, p.2997-3004.

14. Гладштейн Л.И., Литвиненко Д.А., Онучин Л.Г. Структура аустенита и свойства горячекатаной стали. М.: Металлургия, 1983, 112 с.

15. Коттрел А.Х. Дислокации и пластическое течение в кристаллах. М.:Металлургия, 1958, 215 с.

16. Ху X. Отжиг монокристаллов кремнистого железа // в кн.: Возврат и рекристаллизация в наклепанных металлах. М.: Металлургия, 1968, с. 240-271.

17. Электронномикроскопические процессы возврата и рекристаллизации в наклепанных металлах // в кн.: Электронная микроскопия и прочность кристаллов. М.: Металлургия, 1968, с. 240-271.

18. Синельников М.И., Тихий Н.В. О механизме образования зародышей рекристаллизации при горячей деформации // Изв. АН СССР Металлы, 1976, №4, с. 138-141.

19. Синельников М.И., Спектор Я.И., Мурзина К.Н. и др. Механизм образования зубчатости на границах зерен при горячей пластической деформации // Физ. металлов и металловедение, 1973, т.36, вып.2, с. 420423.

20. Синельников М.И., Тихий Н.В. Об изменении дислокационной структуры аустенита в процессе горячей деформации прокаткой // Изв. АН СССР. Металлы, 1977, №2, с. 153-157.

21. Вайнблат Ю.М., Сагалова Т.Б. Миграция границ зерен при высокотемпературной деформации алюминия // Физ. металлов и металловедение, 1970, т.30, вып.6, с.1322-1323.

22. Sellars С.М. The Physical Metallurgy of Hot Working // Proc. Hot Working and Forming Processes. The Metall Society, London,1980, p.3-15.

23. Muojekwu C.A., Jin D.Q., Samarasekera I.V., Brimacombe J.K. Termomechanical History of Steel Strip during Hot Rolling a Comparison of184

24. Conventional Cold-charge Rolling and Hot-direct Rolling of Thin Slab // 37th Mechanical working ahn Steel Processing Conference Proceedings, Hamilton, Canada, October 22-25, 1995, p.617-633.

25. Nanba S., Kitamura M., Shimada M. et al. Prediction of Microstructure Distribution in the Though-thickness Direction during and after Hot Rolling in Carbon Steel// ISIJ Int., v.32, №3, p.377-386.

26. Wang S.R., Tseng A.A. Macro- and Micro-modelling of Hot Rolling of Steel Coupled by Microconstitutive Relationship // 37th Mechanical working ahn Steel Processing Conference Proceedings, Hamilton, Canada, October 22-25, 1995, p.805-818.

27. Morrion W.B. Recristallization of low carbon steel in austenite range // J. Iron and Steel Inst., 1972, v.210, №7, p.618-623.

28. Cordea I.N. Hook R.E. Recristallization behavior in deformed austenite of high strength low alloy (HSLA) steel // Met. Tran., 1970, v.l, №1, p.l 11-118.

29. Cappeleti T.L., Jackman L.A. Child W.J. Recristallization following hot working of high strength low alloy (HSLA) steel and a 304 stainless steel at temperature of deformation // Met. Tran., 1972, v.3, №4, p.789-796.

30. Djaic R.A., Jonas J.J. Recristallization of high carbon steel between intervals of high temperature deformation// Met. Tran., 1973, v.4, №2, p.621-624.

31. Штремель M.A., Лизунов В.И., Шкатов В.В. Многомерные диаграммы кинетики превращений для прогноза состояния сплава // Заводская лаборатория, 1983, №12, с.40-44.

32. Мухин Ю.А., Шкатов В.В, Бобров М.А. Влияние параметров горячей прокатки на кинетику рекристаллизации аустенита низкоуглеродистой стали // Тонколистовая прокатка. Сб. науч. тр. ВПИ. Воронеж: 1983, с.50-54.

33. Pietrzyk М. Finite element based model of structure development ih the hot rolling proces//Steel research, 61, 1990, №12, p. 603-607.185

34. Siwecki Т. Modelling of Microstructure Evolution during Recristallization Controlled Rolling // ISIJ Int., v.32, №3, p. 368-376.

35. Dutta В., Sellars C.M. Effect of Composition and Process Variables on Nb(C,N) Precipitation on Niobium Microalloyed Auctenite // Mat. Sci. and Tech., 3, March, 1987, p.197-206.

36. Hodgson P.D., Gibbs R.K. A Mathematical Model to Predict the Final Properties of Hot Rolled C-Mn and Microalloyed Steel // Proc. Int. Symp. Mathematical Modeling of Hot Rolling of Steel, Hami lton, 1990, p. 76-85.

37. Siwecki Т., Zajac S., Engberg G. Recrystallization characteristics and grain growth behaviour in Nb(C-N) microalloyed steel // 37th Mechanical working ahn Steel Processing Conference Proceedings, Hamilton, Canada, October 2225, 1995,p.721-734.

38. Вайнблат Ю.М., Ланцман П.III. Технология легких сплавов, М.: Металлургия, 1974, №3, 126 с.

39. Афанасьев С.В., Горбачев В.Н., Молотолов Б.В. и др. //ФММ, 1971, т.31, вып.2, с. 385-395.

40. Штремель М.А., Лизунов В.И., Шкатов В.В. Количественное описание tформирования структуры автолиста для управления качеством при непрерывной горячей прокатке // в кн.: Новое в металловедение и термической обработке металлов. М., 1979, с. 60-61.

41. Мухин Ю.А., Шкатов В.В., Алдунин А.В., Бобылев И.Л. Моделирование условий горячей прокатки на непрерывном стане // Изв.вузов. Черная металлургия, 1987, №2, с.44-48.

42. Штремель М.А., Железнов Ю.Д., Лизунов В .И. и др. Использование обобщенных диаграмм структурных превращений для управления структурой металла при горячей прокатке // Сталь, 1988, №8, с.79-82.

43. Irvine K.J., Gladman Т., Orr J., Pickering F.B. Controlled rolling of structural steel // J. Iron and Steel Inst, 1970, v.208, №8, p.717-726.186

44. Bembenek Z. Rizeni mechanickych viastnosty vivalku volbou podminek valkovani za tepla a ochlazovani // Hutnicke listy, 1971, c.26, №7. 500-508.

45. Davenport A., Brossard L.C., Miner R.E. Precipitation in microalloyed high trength low alloy steels // J. Metals, 1975, v.27, №6, p.21-27.

46. Le Bon A., J.Rofes-Vernis, Rossard C. Recristallization and precipitation during working of Nb-bearing HSLA steel // Metal Science, 1975, v.9, №1, p.36-40.

47. Robiller G., Meyer L., Datta S. Rekristallisationsverhalten nioblegierter tahle bie Warmformgebungstemperaturen // Thysen Techn. Ber., 1975, Bd.7, №1, s.14-25.

48. Sekine H., Maruyama T. Retargation of recristallization of autenite during hot rolling in Nb-containing low carbon steel // Trans. Iron and Sreel Inst. Jap., 1976. v.16, p.427-436.

49. Матросов Ю.И. Структура и свойства низколегированных сталей после контролируемой прокатки // Металловед, и терм, обработка металлов, 1975, №12, с.2-12.

50. Спектор Я.И., Тихий Н.В., Ященко Р.В. Кинетика выделения и структура дисперсных фаз в горячедеформированном аустените // Металловед, и терм, обработка металлов, 1979, №1, с.33-36.

51. Vadopivec V. Dinamic recovery of austenite in low carbon steel and its relationship to precipitation of A IN // J. Mater. Sci., 1975, v. 10, №6, p. 1082.

52. Medina S.F. Study of the Static Recrystallization Critical Temperature (SRCT) in Microalloyed Steel // 37th Mechanical working ahn Steel Processing Conference Proceedings, Hamilton, Canada, October 22-25, 1995, p.735-741.

53. Chaquet P., Lebon A.,Perdix Ch. Matematical model for prediction of austenite and ferrite microstructures in hot rolling processes // Strength of metals and alloys (ICSMA-7).-Montrial, 1986, p.1025-1030.187

54. Cuddy L.J. Microstructures development during thermomechanical treatment of HSLA steels//Metallurgical Transations A, 1981, V.12A, №7, p.1313-1320.

55. Штремель M.A.,Лизунов В.И.ДИкатов В.В.,Алдунин А.В. Преобразование зерна при первичной рекристаллизации // МиТОМ, 1984, №6,с.2-5.

56. Чернявский А.А., Савинов Л.М., Мелешко В.И. Металлургическая и горнорудная промышленность, 1971, №2, с.31-39.

57. Чекмарев А.П., Мелешко В.И., Чернявский А.А. и др. Сб. науч. тр. "Прокатное производство", ИЧМ, М.: Металлургия, 1969, XXXV. с. 31.39.

58. Kern A., Degencoble J. Computer modelling of mictotructure development and mechanical properties of HSLA steel plates // ISIJ International,!992, v. 32, №3, p.387-394.

59. Stephens J.J., Nix W.D. Effect of grain morphology on longitudinal creep properties of INCONEL MA754 at elevated temperatures // Metal. Trans, 1985, vl6A, №7, p.1307-1324.

60. Белолипецкий Ю.П., Эндзелин M.A., Филатова M.A. и др. в кн. Структура и свойства жаропрочных металлических материалов. М.: Наука, 1967, с.38-52.

61. Приданцев М.В. Жаропрочные стареющие сплавы. М.: Металлургия, 1973, 183 с.

62. Чернявский К.С. Стереология в металловедении. М.: Металлургия, 1977, 280 с.

63. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1976, 247 с.

64. Nagasaki С., Kihara J. Effect of carbon content on deformation resistane of carbon steel in austenite temperature region // Testu to Hagane, v.74 Pt.7, p.1418-1425.188

65. Antonione С., Battezzati L., Lucci A. et al A Statistical investigation of normal and abnormal grain growth // J. Mater. Sei, 1980, v.15, №7, p.1730-1735.

66. Новиков В.Ю. Вторичная рекристаллизация. M.: Металлургия, 1990, 128 с.

67. Le Bon A. Aspects métallurgique du laminage a chaid // In: Mise forme met. at alliages. Villars-sur-Ollon, 1975, Paris,1976, p.283-291.

68. Штремель М.А., Лизунов В.И., Шкатов В.В. Преобразование зерна при у—»а превращении в малоуглеродистой стали // МиТОМ, 1979, №10, с.8-10.

69. Потемкин В.К„ Провидохин Б.И., Бочков Н.Г. и др. Влияние скорости охлаждения на температуру фазового превращения стали 08кп // Изв. вузов. Черная металлургия, 1976, №2, с. 127-129.

70. Янковский В.М., Бернштейн М.Л., Соломадина Е.А., Кривошеева A.A. Превращение аустенита в малоуглеродистой стали // Металловедение и термическая обработка металлов, 1976, №10, с. 69-71.

71. Попова Л.Е., Попов A.A. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана. М: Металлургия, 1991, 530 с.

72. Atkins M. Atlas of continuous cooling transformation diagrams for engineering steels // Rotherham (Yorkshire): BSC, 1977, 260 p.

73. Гольдштейн М.И., Грачев C.B., Векслер Ю.Г. Специальные стали. М.: Металлургия, 1985, 408 с.

74. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М.Наука, 1977, 238 с.189

75. Стародубов К.Ф., Узлов И.Г., Савенков В.Я. и др. Термическое упрочнение проката. М.:Металлургия, 1970, 368 с.

76. Capeletti T.L., Jakmen L.A., Child W.J. Effect of tensile deformation on kinetics of high strength low alloy (HSLA) steel // Met. Trans., 1973, v.4, №5, p. 1421-1424.

77. Sellars C.M., Beynon J.N. Microstructural Development during Hot Rolling of Titanium Microalloyed Stell // High Strength Low Alloy Steel, U. of Wollongong, Wollongong, 1984, p. 28-32.

78. Hodgson P.D., Gibbs R.K. A Mathematical Model to Predict the Mechanical Properties of Hot Rolled C-Mn and Microalloyed Steel // ISIJ Int., v.32, 1992, -p. 1329-1338.

79. Suehiro M., Sato K., Tukano Y. et al. Computer Modelling of Microstructural Change and Strength of Low Carbon Steel in Hot Strip Rolling // Trans. ISIJ, v.27, 1987,-p.439-445.

80. Kern A., Degenkolbe J., Mugen В., Schriever U. Computer Modelling for the Prediction of Microstructure Development and Mechanical Properties of HSLA Steel Plate // ISIJ Int., №.32, №3, p. 387-394.

81. Majta J., Pietrzyk M., Lenard J.G., Janzen J. Prediction of Mechanical Properties of Steel Strip after Hot Rolling // 37th Mechanical working ahn Steel Processing Conference Proceedings, Hamilton, Canada, October 22-25, 1995, p. 89-99.

82. Saito Y., Tanaka M., Sekine Т., Nishizaki H. Mechanical Properties Control in Controlled Rolling and Accellerated Cooling of HSLA Steel // in High Strength Low Alloy Steel (ed. by D.P. Dunne and T. Chandga) University of Wollongong, Wollongong, 1984.

83. Samuel F.H., Yue S., Jonas J.J., Barnes R.K. Effect of Dynamic Recrystallization on Microstructural Evolution during Strip Rolling // ISIJ Int., 30(3), 1990, p.216-225.190

84. Бьюгер Д.Х., Грозиер Д., Энриэтто Д.Ф. Прочность и вязкость феррито-перлитных сталей // в кн. Разрушение металлов. Под ред. Бернштейна М.Л. М: Металлургия, 1976, т.5, с.246-296.

85. Тушинский Л.И. Теория и технология упрочнения металлических сплавов. Новосибирск: Наука. Сиб. отд-ние, 1990, 306 с.

86. Marder A.R., Bramfitt B.L. The effect of morphology on the strength of pearlite // Met. Trans., 1976, v.7A, №3,p. 365-372.

87. Шкатов B.B., Чернышов А.П. Кинетика и механизм образования структурно-свободного цементита при эвтектоидном распаде аустенита в низкоуглеродистой стали // Физика металлов и металловедение. 1991. № 10. с.168-172.

88. Долженков И.Е., Долженков И.И. Сфероидизация карбидов в стали. М.Металлургия, 1984, 143 с.

89. Баранов A.A., Минаев A.A., Геллер А.Л., Горбатенко В.П. Проблемы совмещения горячей деформации и термической обработки стали. М.: Металлургия, 1985, 128 с.

90. Парусов В.В, Стародубов К.Ф., Марцинив Б.Ф. и др. Структурно-свободный цементит в низкоуглеродистых сталях // ДАН УССР, 1983, сер.А, №9, с.84-86.

91. Узлов И.Г., Парусов В.В., Долженков И.И. Механизм и кинетика превращения аустенита в зернистый перлит // М.:МиТОМ, 1980, №5, с.54-55.

92. Шкатов В.В, Чернышев А.П., Лизунов В.И. Кинетика сфероидизации перлита в углеродистой стали // ФММ, 1990, №10, с. 122-128.

93. Шкатов В.В., Чернышев А.П. Формирование структуры и механических свойств при охлаждении горячекатаной полосовой стали 17ГС // Изв.вузов. Черная металлургия, 1990, №8, с.48-51.

94. Шкатов В.В., Чернышев А.П, Лизунов В.И., Гвоздева М.А. Превращение феррито-перлитной структуры при охлаждении рулонов горячекатаной191полосовой стали 09Г2 // Изв. вузов. Черная металлургия,1990, №11, с.61-63.

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

96. Полухин П.И., Заугольников Д.Н., Тылкин М.А. и др. Качество листа и режимы непрерывной прокатки. Алма-Ата: Наука, 1974, 398 с.

97. Полухин П.И., Федосов Н.М., Королев A.A. Прокатное производство. М.: Металлургия, 1982, 696 с.

98. Хлопонин В.Н., Полухин П.И., Погоржельский В.И, Полухин В.П. Горячая прокатка широких полос. М.:Металлургия, 1991,198 с.

99. Ю9.Меденков A.A., Морошкин А.Н., Трайно А.И. Особенности горячей прокатки тончайших полос с заданным уровнем механических свойств //Сталь, 1985, №10, с.53-54.

100. Узлов И.Г., Парусов В.В., Филонов О.В. Управляемое термическое упрочнение проката. Киев: Техшка, 1989, 118 с.

101. Йех Я. Термическая обработка стали, пер. с чешек. М.: Металлургия, 1979, 264 с.

102. Сафьян М.М. Прокатка широкополосной стали. М.: Металлургия, 1969, 460 с.

103. Саушкин Н.И., Медведев А.Н., Ларин A.B., Острейко Н.А // Черная металлургия. Бил. НТИ, 1971, №7, с.41-44.192

104. Квачкай Е., Воронов А.Н. Контролируемая прокатка низколегированной стали // Сталь, 1990, №6, с.74-75.

105. Корчинский М. Высокотемпературная контролируемая прокатка низколегированных сталей// Сталь, 1990, №7, с.85-92.

106. Пич В., Хоугарди Г.П. Получение стали заданной структуры // Черная металлургия, 1984, №6, с.6-8.

107. Штремель М.А., Лизунов В.И., Поживанов A.M. и др. Способ непрерывной горячей прокатки полосы из низкоуглеродистой стали. A.c. №902375, кл. В21В 1/00, заявл. 9.7.80, №2975269, опубл. 1.10.1981.

108. Железнов Ю.Д., Григорян Г.Г., Шаталов Р.Л. и др. Улучшение, механических свойств стальных полос при непрерывной горячей прокатке // Известия вузов, 1981, №7, с.64-68.

109. Полухин В.П., Потемкин В.К., Николаев В.А. и др. Влияние степени деформации в последней клети широкополосного стана на структуру горячекатаной полосы//Бюлл. инст. "Черметинформация", 1971, №22, с.46-47.

110. Дедек В. Полосовая сталь для глубокой вытяжки. М.: Металлургия, 1970, 208 с.

111. Мазур В А., ПРитоманцева М.И., САвинов Л.М. и др. Влияние режима горячей прокатки на текстуру и свойства горячекатаного листа // Физ. и хим. обраб. материалов, 1971, №3, с. 79-82.

112. Чернявский A.A., Савинов Л.М., Иванченко В.Г. Исследование влияния условий горячей прокатки на механические свойства конструкционной стали // в кн.: Непрерывная листовая и сортовая прокатка, Днепропетровск, 1971, с. 18-22.193

113. Бобров М.А. Исследование влияния режимов прокатки на структуру и механические свойства полос из литых слябов // Автореф. дис. канд. тех. наук. М.: Изд-во МИСиС, 1979, 29 с.

114. Братусь С.А. и др. Влияние условий горячей прокатки на формирование текстуры и свойств листовой стали 08Ю // М.: ИЧМ, 1975, №4, с. 112.

115. Юдин М.И., Трощенков H.A., Авраменко И.Н. Рулоннй способ производства холоднокатаных листов. М.: Металлургия, 1966, 150 с.

116. Ксензук Ф.А., Трощенков H.A., Чекмарев А.П., Сафьян М.М. Прокатка автолистовой стали. М.: Металлургия, 1969, 295 с.

117. Коновалов Ю.В., Остапенко АЛ. Температурный режим широкополосных станов горячей прокатки. М.: Металлургия, 1974, 176 с.

118. Погоржельский В.И., Литвиненко Д.А., Матросов Ю.И. и др. Контролируемая прокатка. М.: Металлургия, 1978, 184 с.

119. Бобров М.А., Мухин Ю.А., Бобылев ИЛ. и др. Оценка возможности контролируемой прокатки малоперлитных сталей на НШС 2000 НЛМЗ //Тонколистовая прокатка. Сб. науч. тр. ВПИ. Воронеж: 1981. с.8-12.

120. Литвиненко Д.А. Влияние легирования и режимов контролируемой прокатки на свойства сталей для газопроводных труб // Сталь, 1984, №1, с.68-73.

121. Иванченко В.Г. Температурно-деформационные режимы окончания прокатки, охлаждения и смотки горячекатаных полос // в кн.: Технология прокатки и отделки широкополосной стали. М.: Металлургия, 1981, с.29-31.

122. Тылкин М.А., Большаков В.И., Одесский П.Д. Структура и свойства строительной стали. М.: Металлургия, 1983, 287 с.

123. Коцарь СЛ., Псел М.И., Поляков Б.А. и др. Основные методы управления качеством полос и производительностью стана горячей прокатки // в кн.: Технология прокатки и отделки широкополосной стали. М.: Металлургия, 1981, с.26-29.194

124. Фурсов Б.Т., Бойко Г.И., Грузнов А.К. Влияние температурных условий горячей прокатки на формирование структуры листовой стали 08Ю // Тонколистовая прокатка. Сб. науч. тр. ВПИ. Воронеж: 1983. с. 43-50.

125. Бойко Г.И., Фурсов Б.Т., Пащенко О.В. Исследование однородности структур подката автолистовой стали 08Ю // Тонколистовая прокатка. Сб. науч. тр. ВПИ. Воронеж: 1981. с.32-35.

126. Никитин В.Е., Соловьев В.Н., Мельников A.B., Ермолаев В.Г. Влияние температурных условий горячей прокатки на свойства холоднокатаного листа из стали марки 08ГСЮТ // Теория и практика тонколистовой прокатки. Сб. науч. тр. ВПИ, Воронеж: 1989, с.41-45.

127. Lin M., Hansen S.S. Effects of run-out table cooling profile on the mechanical properties of C-Mn and C-Mn-Nb-V steel // 37th Mechanical working ahn Steel Processing Conference Proceedings, Hamilton, Canada, October 22-25, 1995, p. 79-88.

128. Эффон Л.PL, Литвиненко Д.А. Влияние параметров ускоренного охлаждения на структурооблазование и механические свойства конструкционнх сталей // Сталь, 1994, №2, с. 53-58. '

129. Чащин В.В., Пименов А.Ф., Полухин В.П. и др. О влиянии охлаждения полосы, смотанной в рулон, на микроструктуру и уровень механических свойств по ее длине // Изв. вузов. Черная металлургия, 1982, №7, с.69-73.

130. Чащин В.В., Никитин В.Е., Лосев К.Ф., Пекер Л.Я. Условия охлаждения горячекатаных рулонов, стабилизирующие механические свойства по длине полос // Теория и практика тонколистовой прокатки. Сб. науч. тр. ВПИ. Воронеж: 1986. -с. 28-31.

131. Соколов К.Н., Туяков В.Н., Ярославский Д.И. и др. Влияние структуры и свойств горячекатаного металла на качество холоднокатаных отожженных листов // в кн.: Листопрокатное производство, М.:Металлургия, №3, 1974, с. 56-61.195

132. Дьяконова B.C., Иванова Г.П., Саррак В.И. и др. Влияние технологических факторов на свойства нестареющей холоднокатаной стали 08Ю // Сталь, 1971, №6, с. 543-546.

133. Захаров А.Е., Зуев Б.П., Стороженко Д.А. и др. Ускоренное охлаждение листа// Сталь, 1971, №8, с. 727-729.

134. Шкатов В.В., Бобров М.А., Чернышев А.П., Каретный З.П., Ермолаев В.Г. Влияние условий охлаждения рулонов на структуру и свойства горячекатаной полосовой стали // Сталь,1991, № 10, с.55-59

135. Yohie A., Fujiolca М., Watanabe Y. et al. Modelling of Microstructural Evolution and Mechanical Properties of teel Plates Produced by Thermo-mechanical Controll Process // ISIJ Int., v.32, №3, p.395-404.

136. Третьяков А.И., Мухин Ю.А., Полякова Н.П. Освоение технологии производства проката для судостроения из стали 09Г2 // Теория и практика тонколистовой прокатки. Сб. науч. тр. ВПИ, Воронеж: 1986, с.45-52.

137. Эфрон Л.И. Формирование структуры и механических свойств конструкционных сталей при термомеханической обработке в потоке прокатного стана// Сталь, 1995, №8, с.57-64.

138. Матросов Ю.И., Литвиненко Д.А., Голованенко С.А. Сталь для магистральных газопроводов. М.: Металлургия, 1989, 288 с.

139. 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. 129-132.

140. Лосев К.Ф., Мухин Ю.А.ДПкатов В.В., Шаповалов А.П. Совершенствование режимов горячей прокатки автолистовой стали // Черная металлургия.Бюлл. НТИ, 1985, №8, с.49-50.

141. Hawbolt Е.В., Chau В, Brimacombe J.K. Kinetics of Austenite-Ferrite and Austenite-Pearlite Tranformation in a 1025 Carbon Steel. // Met. Trans., 1985, V.16A, №4, p.565-578.

142. Бобров M.A., Писаренко B.B. Математическая модель охлаждения полосы на отводящем рольганге НШС // Тонколистовая прокатка. Сб. науч. тр. ВПИ, Воронеж: 1983, с.63-67.

143. Saito Y., Saeld М., Nishida М. et al. Optimum Designing of Mechanical Properties of Hot-Rolled Steel Coils by Controlled Rolling and Cooling // Proc. of International conference on Steel Rolling, Tokyo, 1980, p. 1309-1320.

144. Амосов A.A., Дубинский Ю.А., Копченова H.B. Вычислительные методы для инженеров. М.: Высш.шк., 1994. 544 с.

145. Stremel М.А. Einige geometriche und kinetische Abschatzungen zu Rekristallisation serscheinungen // Neue Hütte, 1977, №11, s.634-636.

146. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М.: Металлургия, 1982. -184 с.

147. Гольштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.Металлургия, 1986. 312 с.

148. Математическая энциклопедия. М.: Энциклопедия, 1983, т.З, 1183 с.

149. Штремель М.А., Лизунов В.И., Мушин Ю.А. и др. /7 Сталь, 1981, №6, с.70-72.197

150. Вучков И.,Бояджиева Л., Солаков Е. Прикладной линейный регрессионный анализ // М.: Финансы и статистика. 1987, 239 с

151. Ianc Р. Precipitarea nitrurilor de aluminiu si vanadiu in curcul incalzirii si racirii otelurilor cu continut scazut de carbón microaliate // Metalurgia. 1982. v.34, №7, p.371-379.

152. Румшинский Л.З. Математическая обработка результатов эксперимента. М.: Наука, 1971, 192 с.168.1Пкатов В.В. Исследование процессов формирования структуры при непрерывной горячей прокатке стали // Дис. к-та тех. наук, Москва, МСиС, 1981,210 с.

153. Поляков Б.А., Третьяков В.А. Модель стана горячей прокатки // Обработка сплошных и слоистых материалов: Межвуз. сб. Магнитогорск: МГМА, 1996. С.20-27.