автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Создание новой группы изотропных электротехнических сталей

г г б с а

1 3 тМ вез .

1 КАРАГАНДИНСКИИ МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИМ КОМБИНАТ

ЦЕНТРАЛЬНЫЙ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ ЧЕРНОЙ МЕТАЛЛУРГИИ им. И. П. БАРДИНА Институт прецизионных сплавов

На правах рукописи

СИДОРКИН ВАЛЕРИЙ ИВАНОВИЧ

СОЗДАНИЕ НОВОЙ ГРУППЫ ИЗОТРОПНЫХ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКИХ СТАЛЕЙ

05.16.01 - "Металловедение и термическая обработка металлов"

Диссертация в виде научного доклада на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва, 1996 г.

Официальные оппоненты:

доктор физ. -мат. наук, профессор А.М. ГЛЕЗЕР.

доктор технических наук, профессор Р.И. МАЛИНИНА.

доктор технических наук, профессор Л.Б. КАЗАД1АН.

Ведущее предприятие: Верх-Исетский металлургический завод

Защита состоится " 05 " июня 1996 г. в 10 час. на заседании диссертационного совета Д 141.04.02 в Центральном Научно-Исследовательском Институте Черной Металлургии им. И.П. Бардина (107843, Москва, 2-я Бауманская, 9/23).

С диссертацией в виде научного доклада можно ознакомиться в библиотеке Центрального Научно-Исследовательского Института Черной Металлургии им. И.П. Бардина

Диссертация в виде научного доклада разослана " 29 " апреля 1996г.

Ученый секретарь диссертационного совета Д 141.04.02

ст.н.с., кандидат технических наук Н.М.Александрова

- 3 -

ОБЩАЯ ХАРКТЕРНСТШСА РАБОТЫ.

Актуальность работы и ее место в проблеме электротехнических сталей. Электротехнические стали (ЭТС) относятся к материалам, ресурсо- и энергосберегающее значение которых выражено особенно ярко: технические характеристики и экономичность работы электротехнических машин (трансформаторов. генераторов, электродвигателей, преобразователей энергии, приборов и др.) в значительной степени определяются их качеством.В магнитопроводах электрических машин теряется до 5% производимой электроэнергии, что, например, в России составляет величину более 50 млрд. кВт.ч - больше годовой выработки нескольких крупнейших электростанций. Улучшение качества ЭТС создает также возможность совершенствовать конструкцию электромашин с существенной экономией всех материалов: магнито-активной стали, обмоточной меди и алюминия, проката, силумина, чугуна и др. В связи с опережающим ростом энергопотребления в мире, производство ЭТС развивается почти в 2 раза быстее среднего роста продукции черной металлургии, а выпуск изотропных ЭТС растет еще быстрее: если в начале 70-х годов изотропные стали занимали 65% общего объема ЭТС, то сейчас их доля превысила 70% и скоро достигнет 75%.

Основная часть производимой электроэнергии расходуется в настоящее время электроприводом, например, в России - 65%, в США - более 45% и от 45% до 65% в других странах, в зависимости от величины потребления электроэнергии в быту и торговле. Почти весь расход энергии привода (до 90%) приходится на асинхронные двигатели, что определяет повышенный интерес к ним в вопросах технического прогресса электромашиностроения и обеспечения материалами. В средине 70-х годов в стране была начата реализация комплексной Программы создания и освоения производства новых прогрессивных серий асинхронных электродвигателей массовых общепромышленных серий, транспортных, крановых(лифтовых) и др. на основе использования новых технологических процессов и лучших перспективных материалов, в том числе изотропной ЭТС. До этого в стране такая сталь выпускались только в виде горячекатаных листов устаревшим способом пакетной прокатки. Низкое качество этой стали отрицательно влияло на технический уровень электромашиностроения, во многом определяя его отставание от мирового уровня. В металлургическом разделе Программы было предусмотрено создание производства высококачественных изотропных ЭТС на базе новых технологических решений и нового оборудования. С учетом перспективной потебности на 10-15 лет необходимо было построить мощности для производства 800-850 тыс.т/год разработанных к тому времени легированных холоднокатанных изотропных ЭТС. Это требовало огромных капиталовложений и длительных сроков для изготовления или приобретения по импорту необходимого оборудования и строительства специализированных отделений и цехов. (Впоследствии эта сценка подтверилгсь: создание специализированных мощностей для производства изотропных легированных сталей на ЧЕРМК и ШГ'К -' 140 и 480 тыс. т/год соответственно - растяну-

лось на 10 лет и потребовало в комплексе почти 800 млн. рублей капиталовложений, в том числе более 400 млн.долларов США на приобретение специализированного оборудования).

Поэтому возникла острая необходимость разработать в первую очередь новые марки высококачественной холоднокатаной рулонной изотропной ЭТС, производство которых можно было бы быстро организовать на имеющемся оборудовании в действующих цехах металлургических предприятий. Решение этой этой актуальной проблемы и научно-технических вопросов, связанных с ее реализацией, и составляет цель и основное содержание настоящей работы.

Научная новизна. Создана новая группа марок нелегированной изотропной ЭТС, которые имеют оптимальное для малых электродвигателей мощностью до 1-3 кВт сочетание характеристик и являются лучшим материалом для изготовления электромашин этого типа. Разработана технология промышленного производства новой группы марок ЭТС, которая максимально приближена к технологической схеме производства качественной малоуглеродистой холоднокатаной стали в действующих цехах, не требует дополнительного оборудования и полностью отвечает решению заданий вышеуказанной Про-грамы. Разработаны рекомендации по применению новых марок ЭТС у потреб-бителя, а также по технологии изготовления и обработки магнитопроводов.

При выполнении в лабораторных и промышленных условиях необходимых исследований были решены следующие научные и прикладные задачи.

1. С учетом анализа рабочих характеристик электродвигателей и других электромашин различных типов, выделена группа электродвигателей малой мощности, для которых разработана новая группа ЭТС с максимальной в ряду изотропных сталей магнитной индукцией в сильных полях В2500"^5000 ~ не~ легированные изотропные ЭТС, лучше всех прочих изотропных сталей соответствующих этому и ряду других назначений.

2. Определены структурные параметры нелегированной ЭТС высших марок 2012-2013. Установлены основные принципы управления их структурой путем выбора оптимальных параметров технологических операций. Сформулированы направления дальнейшего совершенствования технологии изготовления нелегированной ЭТС с улучшением или сохранением всех ее положительных особенностей.

3. Установлено, что величина магнитной индукции В2500-В5000 нелегированных ЭТС определяется в основном наличием и совершенством благоприятной текстуры с ориентацией плоскостей типа (100) и (110) в плоскости прокатки. Магнитные их потери Р1,5/5о. кроме текстуры и электросопротивления, величины зерна и разнозернистости, в значительной степени зависят также от количества.и плотности высокодисперснрй фазы - неметаллических включений типа \inS-FeS размером 10-35 нм, которые влияют на величину коэрцитивной силы Нс и непосредственно, и косвенно,- через торможение роста зерен.

4. Установлено, что лучшие технико-экономические результаты и более высокие магнитные свойства готовой нелегированной стали могут быть

получены при использовании полуспокойного металла с разработанным в исследованиях его составом и режимом раскисления; сталь, успокоенная Al, имеет худшую магнитную индукцию; сталь кипящая - не обеспечивает величины старения в нормированных пределах.

5. Определены температурно-дефомационные режимы горячей прокатки в однофазной аустенитной области, обеспечивающие получение однородной структуры с необходимым размером зерна и благоприятной текстурой. Прокатка в двухфазной области приводит к появлению разнозернистости.

6. Установлена и научно обоснована количественная зависимость необходимой величины критической деформации при второй холодной прокатке от суммарного содержания вредных примесей (серы, азота, кислорода),что дает возможность ограничивать отрицательное влияние этих примесей на структуру и магнитные свойства готовой стали. Установлено также положительное влияние асимметричной прокатки на геометрические параметры и свойства готовой стали.

7. Количественно исследована значительная неоднородность наклепа по сечению холоднокатаной полосы после второй холодной прокатки на дрессировочном стане. Это позволило улучшить итампуемость полуготовой стали марок 2011-2013 и создать новые марки нелегированной ЭТС, поставляемые в готовом состоянии.

8. Определены оптимальные режимы завершающей термообработки - аттестационного отжига и отжига магнитопроводов у потребителя , обеспечивающие получение высоких магнитных свойств при минимальном расходе энергетических ресурсов.

9. Показано, что начальная часть кривой зависимости электросопротивления от содержания кремния до 0,4-0,5% намного круче, чем принято считать по опубликованным данным и формулам,

10. Впервые обнаружен, подробно исследован и объяснен эффект влияния резкого глубокого охлаждения (в жидком азоте) полуспокойной стали на ускорение диффузионной коагуляции самых мелких частиц дисперсной фазы при последующем отжиге, например, аттестационном. Обнаруженный эффект может быть использован для улучшения магнитных свойств нелегированных изотропных ЭТС.

Практическая реализация и эффективность работы заключаются в полученных результатах решения следующих основных организационно-технических вопросов.

1. Разработана и освоена на Карагандинском меткомбинате комплексная технология производства новой группы холоднокатаной нелегированной изотропной ЭТС марок 2011-2013, поставляемых в полуготовом состоянии, и марой типа 2010, не требующих отжига для получения гарантируемых магнитных свойств. Магнитные свойства высших марок новой группы находятся на уровне лучших мировых аналогов. В результате проведенной работы объем производства нелегированной ЭТС на КАРМЕТЕ в середине 80-х годов достиг 200 тыс.т/год, при выходе высших марок 85-90%.

2. Совместно с предприятиями электротехнической промышленности

уточнены технологические режимы штамповки пластин магнитопроводов при использовании стали новой группы и термической их обработки применительно к типам электродвигателей и характеристикам имеющегося оборудования. В процессе развития применения новых марок ЭТС были выработаны оптимальные нормы по уровню и сочетанию характеристик стали, принятые в новой (1991г.) редакции ГОСТ 21427.2-83 на изотропные ЭТС.

3. Применение холоднокатаной рулонной ЭТС новой группы с высокой магнитной индукцией, оптимальным сочетанием характеристик и улучшенной технологичностью при обработке у потребителя позволило решить ряд важных технико-экономических проблем.

- В электротехнике разработана новая прогрессивная группа электродвигателей малой мощности (до 2-3 кВт с ВОВ до 80мм) наиболее массовой серии 4А общепромышленного назначения с лучшими КПД и Собф при меньших габаритах с существенной экономией электроэнергии и основных конструктивных материалов (ЭТС -на 10-13%, обмоточных меди и алюминия - на 6-10%). Автоматизированы процессы изготовления магнитопроводов с повышением производительности труда в два-три раза.

- За счет замены на сталь новой группы, устаревшее производство горячекатаной листовой ЭТС в средине 80-х годов было уменьшено на 260 тыс. т/год, т.е. наполовину, при коэффициенте замены 0,7, в чем такие проявилась эффективность новой стали.

- Одновременно был также сокращен на 25% импорт изотропных ЭТС. (Окончательно импорт изотропных и производство горячекатаных листовых ЭТС были прекращены в 1987 г, после пуска цеха динамной стали на НЛМК).

4. Общий народно-хозяйственный экономический эффект, определяемый по действовавшей в то время методике, от снижения расхода материалов, повышения производительности труда, снижения расхода электроэнергии при работе электродвигателей новых серий в расчете на 200 тыс.т/год ноеой стали выражался в сумме 25,6 млн. рубл.

Отраслевой экономический эффект от внедрения на КАРМЕТЕ результатов работы составил в те годы 4,92 млн. рубл., в том числе за счет личного вклада соискателя - 0,97 млн. рубл.

Предметом защиты являются:

- разработанные на основе установленных закономерностей методы управления структурой низкокремнистых ЭТС с получением необходимых магнитных свойств,

- созданная с использованием этих методов новая группа марок нелегированной изотропной ЭТС,

- технологический регламент их промышленного производства и применения с учетом возможностей действующего оборудования,

- анализ и предложения по возможным направлениям развития и совершенствования технологии для улучшения качества стали новой группы,

- эффект аномальной низкотемпературной коагуляции высокодисперсных фаз в нелегированой ЭТС и механизм его возникновения,

- концептуальное предложение по дальнейшему совершенствованию техно-

логии производства, применения изотропных ЭТС и характеристик электродвигателей за счет формирования конечных высоких магнитных свойств не в поставляемой стали, а в магнитопроводе.

Апробация работы. Материалы диссертационной работы доложены и обсуз-дены на перечисленных ниже научно-технических конференциях и совещаниях.

1. Всесоюзная научно-техническая отраслевая конференция "Технология электротехнических сталей". г.Баку. 1980 г.

2-7. Пять Всесоюзных и одно Международное совещание "Проблемы физики и металловедения электротехнических сталей и сплавов". Пятое - г.Челябинск, 1978г.; Шестое - г. Аиа, 1981е. ¡Седьмое - г. Владимир. 1984г.; Восьмое - г. Липецк, 1988г.; Девятое - г. Минск, 1991г.; Десятое Международное - г. Липецк, 1995г.

8. Советско-итальянский симпозиум по проблемам улучшения качества электротехнических сталей, г. Череповец, 1984г.

9. Научно-технические Советы АН СССР по проблеме "Физика магнитных явлений", г.Свердловск, 1984 и 1985гг.

10. Научно-техническая конференция "Проблемы повышения качества магнитно-мягких материалов", г.Свердловск,1986г.

11. Первая республиканская конференция Казахстана "Физика твердого тела и новые области ее применения" г. Караганда, 1986г.

12-13. Две Всесоюзные научно-технические конференции "Электродвигатели переменного тока средней и цалой мощности". Восьмая - г, Владимир, 1988г.; Девятая - г.Суздаль,1990г.

14. Научно-техническая Международная юбилейная (25-ти летия ВСЮ конференция "Проблемы производства и применения листовых материалов", г.Кошице,Республика Словакия, 1993г.

15. Международная конференция "Черная металлургия России и СНГ в XXI веке", г.Москва, 1994г.

Пу мкации.Основные результаты диссертационной работы изложены в 46 публика лях, в т.ч. 33 статьях и тезисах докладов, 13 авторских свидетельствах и патентах, а также в монографии (в соавторстве) - см. прилагаемый список работ.

1. НАУЧНЫЕ ОСНОВЫ ТЕХНОЛОГИИ ПРОИЗВОДСТВА НЕЛЕГИРОВАННОЙ ИЗОТРОПНОЙ

ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ СТАЛИ И ЗАДАЧИ РАБОТЫ.

1.1. Значение нелегированной стали в общей проблеме ЭТС и особенности требований к ее характеристикам.

Две главные характеристики магнитных свойств ЭТС -магнитные потери и индукция- в существующих изотропных сталях в значительной степени альтернативны: существенное снижение магнитных потерь в них при заданной толщине достигается в основном путем легирования Б1 или 81+А1 в количестве до 4-4,3%, что снижает магнитную индукцию в сильных полях, тесно связанную с индукцией насыщения В3. Поэтому при выборе марки изотропной стали оптимальное соотношение этих характеристик магнитных свойств (а, следовательно, и пределы легирования Э1) устанавливают с учетом па-

раметров и типа электромашин,. используя следующие научные положения. Потери электроэнергии в электродвигателях, генераторах и др. вращающихся машинах разделяют на четыре вида: магнитные потери в стали магни-топровода -РСт, электрические потери в обмотках -Рэ, механические потери _рмех и добавочные потери -Рд0б- Первые два вида потерь тесно связаны с качеством изотропной ЭТС: чем выше индукция, тем нш:е намагничивающий ток, тем меньше электрические потери Рэ и выие Собф; потери в стали ыагнитопровода РСт полностью определяются удельными потерями ЭТС.

В малых и мелких электродвигателях основную часть общих потерь составляют электрические потери Рэ и механические потери Рцех'. с Ростом мощности двигателя доля этих потерь сокращается, а доля потерь в стали - возрастает и в крупных двигателях и генераторах становится, как и в трансформаторах, определяющей. Поэтому для изготовления машин мощностью 400-1000 кВт и более используют сталь с самым высоким содер-яанием 81, минимальными магнитными потерями и, соответственно, относительно меньшей магнитной индукцией. Для электродвигателей средней мощности (30-400 кВт) требуется сталь со средним содержанием кремния и сочетанием промежуточного уровня двух главных характеристик магнитных свойств. Для небольших электромашин (5-50 кВт) превалирующее значение приобретает величина магнитной индукции при умеренных магнитных потерях. Для малых ке, мелких и микроэлектродвигателей (мощностью 5кБт и менее) определяющей характеристикой становится магнитная индукция, которая должна быть возможно более высокой.

Необходимо обратить внимание, что, чем ниже требуемые значения магнитных потерь , т.е. чем ваше содержание кремния в стали, тем сложнее технология ее производства и строке технологические рехсимы. В результате, лучшие марки стали 4-й группы (более 3% 81) в 2,0-2,5 раза дороже, чем марки стали 1-й группы (1-1,5% Б1). Нелегированные стали (нулевой группы) в этом отношении значительно проще и наиболее подходят для изготовления по обычной технологической схеме производства низкоулеродистой холоднокатаной -конструкционной тонколистовой стали.

Анализ потребления ЭТС, расхода электроэнергии по группам мощности электродвигателей, количества потерь электроэнергии в них и возможности снижения этих потерь показывает, что двигатели мощностью до 5 кВт составляют одну из главных групп по всем этил показателям: при 20-25% потребления ЭТС и расхода электроэнергии, они дают в сумме 25% потерь энергии и в них же наиболее значительны потенциальные резервы экономии (рис.1).

Электродвигатели малой мощности - до 1,0 и 1,0-5,0 кВт - имеют невысокий КПД: 55-80%, в лучшем случае- 83%. Следовательно, потери в них со. ставляют 45-20% от потребляемой энергии и складываются из следующих величин по указанным выше составляющим:

Мощность дви- КПД,% Составляющие потерь энергии,% относительные, гателей, кВт РС1 Рэ РМех РДо0

дб 1,0 55 - 75 6 - 16 70 - 80 10 - 18 0,5 - 1,5

1,0-5,0 60 - 80 8 - 20 65 - 75 8 - 17 1,5 - 3,0

jte.il каяых

Потощцлл НМСЯМН' 4 м-

Паг№

ах

ПсТМ'

,',£НН1-20 V.

пъ

Добавочные потери возникают как в магнитопроводах, так и в обмотках электродвигателей в результате вторичных процессов электромагнитного характера: вихревых токов от полей рассеяния, пуль-сационных потерь в зубцах и др. Рдов уменьшаются с повышением магнитной проницаемости стали (ограничиваются поля рассеяния), а также при совершенствовании конструкции электромашин: Доля их в общих потерях с уменьшением мощности электродвигателя снижается и в рассматриваемой группе двигателей, как видно из приведенных данных,совсем мала. Механические потери вызваны трением в подшипниках и трением о воздух ротора и вентилятора, обеспечивающего циркуляцию охлаждающего двигатель воздуха. Приведенные цифры показывают, что возможности РМвх в малых двигателях весьма ог-

| м-м .из-ы

Н«вштк. РкВт

Рис.1. Оценка общего расхода, потерь и возможной экономии электроэнергии в группах электродвигателей различной мощности.

повышения КПД за счет снижения РЯоб и

раничены. Также невелики резервы улучшения КПД мелких и малых маиин за счет снижения магнитных потерь РСт используемой ЗТС из-за малой их доли в общих потерях и невозможности значительного их снижения без ухудшения играющей главную роль магнитной индукции.

Основной резерв повышения КПД этой категории электродвигателей - в снижении Р3, т.е. уменьшении тока возбуждения, связанного напрямую с магнитной проницаемостью стали при рабочих величинах магнитной индукции Вра6=1.65-1,75 Тл в зубцах и воздушном зазоре между статором и ротором. Важно, что такая величина магнитной индукции в существующих изотропных сталях находится в области за перегибом кривой намагничивания и, из-за малого ее наклона в этой области, даже небольшое изменение магнитной индукции требует значительного изменения магнитодвижущей силы: например, повышение индукции в указанном рабочем диапазоне с 1,65 до 1,75 Тл (на 6%) требует увеличения напряженности магнитного поля вдвое - с 2500 до 5000 А/и. Поэтому даже относительно небольшое повышение магнитной индукции стали позволяет в малых электродвигателях существенно сникать намагничивающий ток, выигрывая в повышении КПД машины. Таким образом, для малых, мелких и микродвигателей величина магнитной индукции является определяющей характеристикой, а уровень удельных потерь - подчиненной в -том смысле, что уменьшение потерь должно достигаться без снижения индукции.

Группа электродвигателей малой мощности имеет еще одну особенность, влияющую на выбор стали для них: в большинстве случаев применения они работают в режиме эпизодического и кратковременного включения - не более 1-3% времени. Поэтому расходы при использовании дорогой стали, дазе с высокими магнитными свойствами, не окупаются за весь срок службы таких двигателей потому, что невелик общий расход энергии за этот период и, ун тем более, мала возможная ее экономия.. Поэтому стоимость при выборе ЭТС для этой группы двигателей является таким же важным критерием, как и магнитная индукция.

На себестоимость изготовления малых электродвигателей влияют также механические свойства ЭТС, т.к. они определяют технологичность металла и расходы при изготовлении и обработке магнитопровода. Пластины статора и ротора вырубаются на быстроходных прессах - автоматах с применением дорогих многопозиционных стальных или твердосплавных штампов. В стоимости магнитопровода .малой машины расходы на операцию штамповки достигают 12-15% и более. Слишком мягкая сталь образует заусенец при вырубке (тянется), слишком твердая и хрупкая - дает сколы и повышает нагрузки на ревущей кромке штампа. То и другое вызывает повышенный износ штампа, снижает производительность операции штамповки и ухудшает экономические показатели и качество магнитопроводов. В производстве малых и мелких электродвигателей все это выражено особенно резко, т.к. в их магнитопро-водах наиболее велика "длина линии реза"- чем меньше размер двигателя, тем сложнее конфигурация и протявеннее периметр зубцовой зоны статора и ротора. Поэтому важное значение для изотропных ЭТС, используемых в производстве двигателей этой группы, приобретают связанные со "штампуе-мостью" механические свойства: верхний и нижний значения твердости, относительное удлинение, отношение предела текучести к пределу прочности.

Следовательно," изотропные ЭТС для группы малых, мелких и микроэлектродвигателей, кроме набора.обычных для ЭТС требований (точность, планщетность, коэффициент заполнения и др.), должны обладать возможно более высокой магнитной индукцией б сильных полях при подчиненном значении магнитных потерь - т.е. минимальных при выполнении первого требования. Они должны иметь состояние поверхности и механические свойства, улучшающие стойкость'штампов. К основным требованиям относится и возможно меньшая цена поставляемой стали, нелательно близкая к стоимости качественной низкоуглеродистой конструкционной тонколистовой стали. Перчисленные требования и определили гязвнуа задачу настоящей работы -создать группу изотропных ЭТС, отвечающих перечисленным основным и ряду других требований, которые мо;:но было бы выполнить при изготовлении их по технологической схеме производства низкоуглеродистой листовой стали на оборудовании цехов холодной прокатки. Эта задача отвечала также и выполнение первого этапа упомянутой выле Програм-мы.

Таким образом, нелегировонные изотропные стали представляют собой отдельную группу ЭТС, наиболее соответствующую требованиям производства малых электродвигателей мощностью менее 5 кВт. Специфические особен-

- И -

ности характеристик малых электродвигателей обусловили нетрадиционные требовния к стали магнитопроводов и необходимость проведения специальных исследований для создания самостоятельной группы изотропных ЭТС.

Для определения направлений разработки этих сталей и возможной технологии их производства при таких противоречивых требованиях, необходимо рассмотреть имеющиеся научные представления о связи состава и структуры изотропных ЭТС с их свойствами, изменении свойств в зависимости от технологических параметров производства и возможности воздействия на состав и структуру их в нужном направлении.

1.2. Формирование магнитных свойств низкокремнистых сталей и структурные предпосылки их улучшения.

Магнитные свойства изотропных ЭТС - проницаемость, индукция, коэрцитивная сила, удельные потери и др.- определяются их составом и магнитной структурой: строением и ориентацией доменов, подвижностью их границ и энергией вращения вектора намагниченности при наложении и изменении внешнего магнитного поля. Подвижность границ и энергия поворота вектора намагниченности доменов определяются физическими константами магни-тострикции и магнитной анизотропии, а также взаимодействием границ доменов с дефектами кристаллической структуры ферромагнетика. Изотропные стали, особенно нелегированные, имеют мелкое зерно с диаметром во много раз меньше толщины листов (0=0,01-0,1 мм), поэтому при характерной для этих сталей слабой текстуре, каждое зерно окружено зернами отличающихся ориентировок. Магнитная структура таких зерен автономна и зависит, главным образом, от размера зерна и совершенства его решетки, а размагничивающее действие дополнительных замыкающих доменов в зернах на поверхности листа не играет существенной роли - оно становится заметным при размере зерен, соизмеримом с толщиной листа.

Изотропные ЭТС, особенно низкокремнистые, имеют высокие константы магнитострикции (X) и энергетической магнитной анизотропии (К!): Константы При содержании кремния,%

до 0,4 1,0 3,2

Х100х1О~6л 35 30 24

К^ мДж/смк 46-48 45 35

Первая из них определяет чувствительность магнитных свойств изотропных сталей к дефектам кристаллической решетки с полем упругих напряжений: внедренные атомы, двойные дислокации, границы разориентированных зерен, включения с полем упругих напряжений и др. Доменная граница при такой высокой магнитострикции тормозится не только самим дефектом, но и созда-вемым им полем напряжений, т.е. объемами намного больше самого дефекта. Высокие значения константы магнитной анизотропии этих сталей обусловливают существование ярко выраженного направления легкого намагничивания -ребро куба <100>- и чувствительность ко всем видам дефектов кристаллической решетки, - не только имеющим поля упругих напряжений: вакансии, включения, поры, границы между полигонами и зернами с близкой ориента-• цией и др.

Поскольку магнитная структура ЭТС образована в основном доменами с 90° и 180° границами, их намагничивание в области рабочих индукций совершается сначала смещением границ, а затем - и энергетически более трудным вращением вектора намагниченности. В низкокремнистых ЭТС процессы вращения начинаются при достижении индукций порядка £¡=1,4-1,6 Тл (на перегибе кривой намагничивания). При наличии в стали текстуры с благоприятной ориентацией зерен, намагничивание смещением границ происходит до более высоких индукций: в низкокремнистых сталях - до В = 1,60-1,75 Тл, если ориентация осей <100> в направлении намагничивания достигает 20-30%, а при совершенной текстуре, например, в анизотропной стали, намагничивание .смещением границ происходит до индукции В =1,95-2,0-Тл - т.е. совсем близко к насыщению. Влияние дефектов решетки и напряжений на намагничивание особенно проявляется в области максимальной проницаемости, где преобладает намагничивание смещением доменных границ, и ослабевает с повышением магнитной индукции в область, где в намагничивании начинают доминировать процессы вращения.

Влияние дефектов кристаллической решетки и включений наиболее ярко проявляется в процессах гистерезиса. При теоретическом определении зависимости коэрцитивной силы от количества дефектов решетки (включений и участков концентрации напряжений) относительно простые формулы получаются при допущении, что ее величина зависит в основном либо от кристаллической анизотропии (¡{¡»Xs-б - теория включений), либо от магнитострик-ции Us-б»^ - теория напряжений). Ванно, что при обоих допущениях максимальная величина Нс получается, когда размеры включения (дефекта) или области (периода) концентрации напряжений равны ширине границы доменов, которая имеет размер порядка 100-125 межатомных расстояний - для железа это составляет 25-35 им при расчете по формуле: 6 =(к2- A's2 /р' Kj • а)1/2 где: А - обменный интеграл, s - орбитальный момент электрона. Kj - константа анизотропии, а - расстояние между атомами, р - порядка единицы.

Обобщающий анализ с учетом обоих видов магнитной анизотропии дает более точные формулы для определения Нс (например, известные уравнения Нееля), но они трудны для практического анализа, поэтому на их основе, используя константы Ki, xs и экспериментальные материалы, получили, например, следующие эмпирические формулы для расчета Нс Fe и Ni: Fe: Но = (360 й + 2, Г V)' 103/4п, А/и; N1: Н0=( 97' a + 330' V)' 103/4я, А/и, где:« - концентрация включений, V - часть объема сильно искаженной решетки. Расчет проведен при следующем значении констант: элемент К}, Дж/м3 ¡ц

Fe 4.6-104 6-10"6

Ni -0,34-104 -36-Ю"6

Из формул видно, что для железа, из-за большой кристаллической анизотропии, основной вклад в повышение Нс вносится включениями, а в никеле, наоборот - напряжениями, из-за высокой магнитострикции. Формулы не учитывают размера включений и периода зон напряжений, но они наглядно

демонстрируют превалирующее влияние включений на величину Н0 железа.

С использованием изложенных представлений рассмотрим структурные предпосылки улучшения магнитных свойств нелегированных изотропных ЭТС.

Относительно просто это сделать для магнитной индукции. НЭТС используют в основном для тех изделий, где сердечник работает в сильных магнитных полях. Выше упоминалось, что в зубцовой зоне малых асинхронных двигателей Враб составляет 1,65-1,75 Тл, что соответствует, при отсутствии текстуры, напряженности поля 5000т6000 А/м, т.е. той области, где намагничивание смещением заканчивается. При наличии в стали благоприятной компоненты текстуры такие значениа индукции могут быть досигнуты еще в области процессов смещения, т.е. при значительно меньшей напряженности поля - 2500-4000 А/м. Зависимость индукции В2500 и потерь Pj,5/50 от типа текстуры приведена на рис. 2, из которого видно, как возрастает индукция В25оо и снижаются потери при намагничивании в плоскостях типа (110) и, особенно, (100) и как они ухудшаются при намагничивании в плоскостях типа (111) и (112}.

Важное преимущество нелегированных ЭТС в том, что индукция в полях 2500-5000 А/м и более у них выше, чем даже у лучших марок легированной стали, хотя в слабых полях последние имеют явное преимущество перед нелегированной сталью. Это обусловлено тем, что индукция в таких сильных полях тесно связана с индукцией насыщения В3, которая, естественно, тем выше, чем меньше в Рис.2. Вращательные магнитные по- стали легирующих S1 и AI. тери Pt 5/50 и индукция В2500 в ра- В результате, получение требуе-зличных плоскостях монокристалла мен высокой магнитной индукции з ЭТС с содержанием Si~3%. Плоскости: нелегированной ЭТС может быть дос-1-С100), 2-ИШ, 3-{112}, 4-Ü10}. тигнуто (при установленных ограничениях по технологической схеме производства) в основном за счет усиления в текстуре стали благоприятных ориентировок (100) и (110) - прочие факторы влияют на нее тем меньше, чем выше индукция, при которой рабо^ет сердечник. К тому же все прочие особенности структуры (дефекты, напряжения, включения, примеси) сильно влияют на магнитные потери, поэтому меры, принимаемые для ограничения этих отрицательных особенностей структуры и обеспечения магнитных потерь на необходимом уровне, оказываются вполне достаточными, чтобы исключить их влияние на магнитную индукцию в сильных полях.

При рассмотрении вопросов регулирования магнитных потерь обычно их разделяют на два вида: гистерзисные Рг и вихретоковые Р„т. Основная

часть магнитных потерь в изотропных ЭТС приходится на Рг - в нелогиро-ванных ЭТС они составляют 75-80%. Гистерезисные потери в изотропных ЭТС определяются коэрцитивной силой Нс, величина которой зависит от структурных факторов, оказывающих сопротивление движению границ доменов, как это было рассмотрено выше. При усилении благоприятных ориентации в текстуре стали, Рг уменьшаются в результате развития намагничивания смещением границ доменов. С увеличением-размеров зерен резко - в квадратичной зависимости - сокращается протяженность их границ, поэтому Нс и Рг снижаются. Однако при этом с ростом зерна увеличивается размер доменов, а следовательно и скорость движения их границ при пермагничи-вании, что увеличивает вихретоковую составляющую Рв т. Поэтому минимум общих магнитных потерь отмечается при некоторой оптимальной величине зерна, которая при промышленной частоте тока в низкокремнистых ЭТС изменяется в пределах 100-180 мкм в зависимости от состава, толщины листов, чистоты металла и характера текстуры. Для этих сталей обычной промышленной чистоты и применяемых низкотемпературных отжигах (670-760°С) достигаемая величина зерна, как правило, намного меньше оптимальной, поэтому при выборе режимов их обработки правомерно ориентироваться на те, которые приведут к увеличению размеров зерен.

Особенно большое влияние на подвижность границ доменов и Нс оказывают примеси, образующие растворы внедрения, концентрации напряжений и неметаллические включения всех видов, но особенно то, которые выделяются из твердого раствора в виде высокодисперсных фаз при низких температурах, когда релаксация вызываемых ими напряжений не происходит. Важно, что чем менее легирована сталь, т.е. чем больше величина физических констант, анизотропии и магнитострикции, тем больше влияют на ее магнитные свойства все перечисленные дефекты. Поэтому для снижения Рг и общих магнитных потерь такой стали важное значение имеет повышение чистоты металла, уменьшение количества неметаллических включений, особенно высокодисперсных. Образовавшиеся высокодисперсные включения необходимо скоагулировать, уменьшив их число в единице объема и сделав их менее вредными в смысле влияния на магнитные свойства. В этой связи следует отметить, что низкокремнистые стали обладают рядом особенностей, которые упрощают задачу релаксации напряжений и коагуляции наиболее нежелательных высокодисперсных включений. Во 1-х, в связи с минимальным содержанием легирующих и А1, процессы снятия напряжений, рекристаллизации и начала роста зерна происходят в них при более низких температурах и быстрее, чем в легированных ЭТС: например, добавка 1,555 повышает температуру рекристаллизации на 50-70°С. В результате, отжиг холоднокатаной НЭТС возможно проводить по режимам, принятым для рядового низкоуглеродистого металла. Во-2х, самые высокие из изотропных ЭТС значения физических констант магнитной анизотропии НЭТС обусловливают образование и самых узких границ доменов. Поэтому для их структур-ночувСтвительных свойств наиболее вредны и самые дисперсные включения - размером, как указывалось выше, 25-35 нм, которые наиболее склонны к

коагуляции. Ваяно только при выплавке, рафинировании и раскислении использовать элементы, образующие включения, склонные к коагуляции. Для раскисления желательно использовать Мп. возможно также и Са. Именно образованием очень дисперсных, тугоплавких включений, не поддающихся коагуляции, объясняются плохие магнитные свойства ЗТС, полученные при использовании для раскисления стали лигатур бора, хотя он обладает высоким сродством к азоту и кислороду н хорошо рафинирует металл от них.

Величина вихретоковых потерь РБТ зависит от электросопротивления стали, поэтому добавки Б!, А1, Мп и Р уменьшают вихретоксвке ¡1, следовательно, общие магнитные потери.;. Все эти элементы способствуют также росту зерна при отжиге и уменьшают коэрцитивную составляющую магнитных потерь. Однако все они, за исключением может быть только Р. снижают индукцию насыщения ВБ и связанную с ней индукцию в сильных полях. Поэтому возникает необходимость ограничить пределом не более 0,4% содержание легирующих Б1 и А1 в группе марок НЭТС и оптимизировать уровень легирования для каждого конкретного назначения.

Пользуясь упоминанием о фосфоре, следует уже здесь сказать, что его добавка в количестве До 0,15% монет быть очень полезной для получения необходимых для хорошей штампуемссти механических свойств нелегированных изотропных ЭТС.

1.3. Технологические возможности управления структурой и {орнфова-нием магнитных свойств нелегкровшшой ЗТС. Задачи работа.

Рассмотренные особенности физических констант низкокремнистых сталей и их роли в формировании магнитных свойств ЭТС в зависимости от состава, примесей и структурных характеристик использованы при выборе направлений разработки технологии производства НЭТС применительно к технологической схеме изготовления низкоуглеродистой холоднокатаной тонколистовой стали на действующем оборудовании цехов холодной прокатки.

В развитие этих основных научных положений была проведена количественная оценка влияния состава и структуры на магнитные свойства готовой НЭТС и сделан анализ возможности управления структурообразованием технологическими способами.

Влияние состава и структурных характеристик на магнитные свойства НЭТС.

Состав. Легирование и А1, как и следовало ожидать, сникает магнитные потери НЭТС, ко и ухудшает при этом тесно связанную с В3 магнитную индукцию 8г500-В5000. Добавка кремния в количестве 0,4-0,5Х снижает магнитные потери Р: _ 5/5 0 НЭТС, при прочих равных условиях, на 0,50,6 Вт/кг, но индукция Воэоо при этом падает на 0,030-0,035 Тл, При количественном изучении этих зависимостей установлено, что влияние кремния на электросопротивление (следовательно, и•на-магнитные потери) в начальной части сильнее, чем принято считать по опубликованным для ЭТС данным и формулам - первые добавки кремния до 0, 4-0, 5% эффективнее повышают электросопротивление стали,чем в последующем диапазоне 0,5-4,0% и висе. Для диапазона низкокремнистых сталей более точные результаты дает

формула: р =(1,3 + 1,5 х %Si)' 10"7ом' м. Однако, снижение магнитных потерь путем легирования кремнием для НЭТС нежелательно из-за значительного ухудшения при этом более важной в большинстве случаев магнитной индукции - оно может быть рекомендовано только для специальных назначений, где уровень магнитных потерь имеет предпочтительное значение.

Таким образом, для достижения максимальной индукции в полях 25005000 к/и и выше необходимо сокращать легирование металла до возможного технологического уровня, что и было принято за основу при разработке технологии производства новой группы изотропных ЭТО.

Текстура. Магнитные свойства ЭТО существенно улучшаются по мере повышения интенсивности, в текстуре компонент {hk0)<001> и (100}<uv0>, к которым относятся рассеянные ребровая и кубическая ориентации, и ухудшаются с усилением компонент типа октаэдрической (lllKuvw) и близкой к ней (112}<uvw>. В НЭТС Карагандинского меткомбината с самыми высокими магнитными свойствами текстура характеризуется в основном рассеянной ребровой и частично (до 1/4) рассеянной кубической ориентации; ориентации типа октаэдрической - плоскости (111) и (112) - выражены слабее. В худших партиях и браке по магнитным свойствам, наоборот, ярче выражены ориентации типа октаэдрической, а благоприятные ориентации - ослаблены. На рис.3 приведена зависимость магнитных свойств НЭТС от количества ребровой компоненты в ее текстуре, из которого видно, что индукция В250о и анизотропия ДВ2500 почти полностью определяются степенью выраженности этой ориентации и повышаются с ее усилением (коэффициент корреляции Rxу более 0, 90). Чтобы не превысить допускаемую величину ДВ2 500 = 0, 13 Тл, степень совершенства ребровой текстуры не должна превышать 25%. Магнитные потери также существенно зависят от наличия благоприятных ориентации и снижаются с их усилением. Эта связь выражена значительно слабее (коэффициент корреляции Rxy= 0,52), т.к. магнитные потери зависят также и от многих других факторов.

Структурные характеристики, включения. Методом регрессионного анализа по программам парной и множественной корреляции количественно оценено влияние на магнитные свойства структурных характеристик, определяемых на оптическом микроскопе: величины зерна, разнозернистости, количества неметаллических включений. Исследовано также влияние высокодисперсной неметаллической фазы, которую изучали на электронном микроскопе ЭММА-2 с использованием угольных реплик (увеличение хЮООО-ЗОООО).

Всего исследовано 92 партии стали полуспокойного (пс) и спокойного (сп) вариантов раскисления, равномерно охватывающих весь диапазон изменения магнитных свойств - от брака до самых лучших партий высшей марки. Размер зерна феррита (D) в исследованных партиях изменялся от 20 до 125 мкм, а коэффициент разнозернистости Кр3 (отношение диаметров максимальных зерен к средней величине всех подсчитанных зерен) - находился в пределах 3-40 - для сп и 2-20 - для пс металла. Характерные микроструктуры стали с различными магнитными свойствами приведены на рис.4.

Загрязненность неметаллическими включениями оценивали индексом L,

Щщомй ^^ .,, ,.;/V ,

Рис,3. Влияние совершенства ребро- 'Л^

вой текстуры W(110)tooi] на магнитную индукцию, удельные потери и анизотропию магнитной индукции неле- Vf^v^jg тированной ЭТС:о- Р1(5/50 В25оо,

Лв2500.

Рис.4. Микроструктура нелегированной ЭТС с различными магнитными свойствами. х 100. Образцы: а б в г д Р1,-5/5 0' Вт/кг 5'36 fi'10 Вг 5 о о ■ Тл Марка

6, 30 7, 80 8,70 1,668 1,653 1,623 1.615 1,582 2013 2013 2012 2011 Брак

/60 Рff/ГО.

А*\ ог/кг

Мо- V А. , Ю

Ho- ¿V* V , *\ X! „

rn. * * * -So

во- * XX

Ю ' ¿о ioo Wo мк*

Рис.5. Влияние величины зерна (О на коэрцитивную силу (Н0) и магнитные потери Р1,5/5 о•

mkm/mm4 с погрешностью не более 10%. Включения НЭТС в основном образованы силикатами пластичными и хрупкими, сульфидами, сложными окислами Fe, Kin и Сг. В сп металле появляются кристаллы глинозема, на которых часто выделяются сульфиды в виде оболочки. Количество включений в сп металле меньше, чем в пс, в основном за счет уменьшения числа самых крупных (более 10 мкм) частиц. Суммарное количество включений по индексу L изменялось: в сп металле - от 400 до ЗЮО, среднее - 1700 mkm/mm¿, в пс металле - от 500 до 4000, среднее ~2300 мкмДа/.

Дисперсная фаза образована двумя типами включений: первый (основ-, ной - 70-90%) - овальной формы сульфиды Мп и двойные сульфиды (Mn, Fe)S размером от 10 до ЗООнм: второй - остроугольные частицы окислов Мп, Са, Fe, Сг и двойные сульфиды Cr^S'FeS размером 30-5Снм. Плотность дисперсной Фазы составляет 3-30'101'см"3. По морфологии, составу и дисперсности моано считать, что частицы первого рода образуются в результате распада твердого раствора серы при охлаждении в процессе прокатки и после "нее. По условиям образования и количественным параметрам они сходны с т.н. "ингибиторной фазой" анизотропных сталей.

Из структурных характеристик, рассмотренных в количественном анализе, наибольшее влияние на магнитные свойства НЭТС оказывают величина зерна и разнозернис-тость. Снижение магнитных потерь с ростом зерна обусловлено снижением при этом коэрцитивной силы (рис.5). В процессе роста зерна НЗТС, при использованной технологии ее изготовления, происходит усиление благоприятных ориентаций, что улучшает магнитную индукцию и способствует такке снижению коэрцитивной силы, усиливая эффект влияния размера зерна на величину магнитных потерь (рис,6). Магнитная индукция стали пс выше, чем спокойной, в связи с лучшим соотношением в ней благоприятных компонент в текстуре. По-видимому, наличие Al в спокойном металле создает ..„возможность выделения в нем нитридов AIM на стадии предрокристаллизации, что усиленивает нежелательную ок-таэдрическую компоненту {111} в конечной текстуре. Разнозернистссть резко ухудшает и магнитные потери и, особенно, магнитную индукцию готовой стали (рис.7). Как будет показано ниже, разнозернистость вызвана образованием участков мелких зерен феррита при горячей прокатке в двухфазной области. Такие участки имеют нарушенную текстуру и мелкое, не склонное к росту при отяиге, зерно. Показатель разнозернистости Kps спокойного металла вдвое больше, чем полуспокойного. С увеличением индекса L возрастают потери и падает магнитная индукция (рис.8).

Чногествекний корреляционно - регрессионный анализ показал, что все рассмотренные зависимости имеют весьма значимые коэффициенты корреляции: Зависшая величина, у R„y при изменяемой характеристике, х

D Кр8 L

Pi, 5/50 .Вт/кг -0,80/-0,55 0,51/0,32 0,39/0,22

%500> Тл 0,61/0,45 -0.41/-0.70 -0. 6-Í./-0,18

Примечание: числители - сталь сп, знаменатели - сталь пс.

Сделанной долаяктолько 1зях;сственн^ корреллцисгпгД снзлиз харак-

го 40 а юо т

• (ЬсЗний уагс&нш дкангтр аухч^мкм

Рис.6. Зависимость магнитных свойств НЭТС сп и пс вариантов раскисления от средней величины зерна.

{67 <?,о

(65 1 Г г4'

1 4 «с

(59 5,о

"1 ООя у 49 -¿я

ч

к к 'v x n x

>

■Й

I

с?

/.с?»

Рис.7. Влияние разнозернистости (Кр8) на магнитные свойства нелегированной ЭТС пс и сп вариантов раскисления.

о • гедэ

Рис.8. Влияние количества неметаллических включений (Ь) на магнитные свойства нелегированной ЭТС полуспокойного варианта раскисления. -

- ---ген -----ив

\

ч\

1 ^

Рис. 9. Распределение по размерам частиц высокодисперсной фазы нелегированной ЭТС различных марок (полуспокойного варианта раскисления).

Ь&еи ипуц <1, «м

тсрпстик готовой стали 32 плавок (более 70 партий) показал, что доля влияния определяемых структурных характеристик на формирование магнитных потерь составляет около 30%, при этом наибольшая часть (15%) приходится на размер зерна, 10% - на разнозернистость, на доля неметаллических включений остается около 5%. Столь малое влияние неметаллических включений в данном случае обусловлено тем, что, как будет показано ниже, регим дрессировки этого металла устанавливался уже с учетом количества вредных фазообразующих примесей, что в значительной степени снизило их влияние. Этим г.:е объясняется и приведенный выше относительно невысокий коэффициент корреляции связи магнитных свойств с загрязненностью включениями полуспокойной стали.

Сисс:;ок1сг.срсная кгизтелклческая Саза. Наибольшее отрицательное влияние на магнитные свойства, особенно потери Р1,5/5 о, оказывает не рассматриваемая в обычном структурном анализе высокодисперсная фаза с раг:.:эром частиц 25-35 ам и менее, которые влияют на величину коэрцитивной силы Н0 и непосредственно, и косвенно - через торможение роста зерен. В стали выспей марки 2013 плотность таких частиц в несколько раз меньше, чем в стали 2011 и 2012 (рис.9). Поэтому высокодисперсная фаза НЭТС, в отличие от ингибиторной фазы анизотропной стали, должна клеть низкую плотность и обладать склонностью к коагуляции в процессе отсига. Это определяет необходимость противоположного принятому для 'анизотропной стали подходу к выбору режимов горячей прокатки и термической обработки. Создание условий для ограничения образования таких частиц или для их коагуляции является, при прочих равных условиях, наиболее значительна резервом улучшения магнитных свойств НЭТС. /аатаз технологических воззюэюстбй управлшгля структурообразованиеа.

При создании технологической схемы производства нелегированной ЭТС необходимо сразу ке определить, что считать приоритетным - магнитные потери или индукцию. Первоначально заданные в середине 70-х годов и установленное ГОСТ 21427.2-75 высокие требования по _ Б/50 - не более 5,6 Вт/кг для стали высшей марки 2013 вызвали необходимость легирования ее Б1 и А1 в сумме до 0,5%. Это обеспечило требуемый уровень потерь, но практически источило получение в такой стали необходимой высокой величины индукции 82500 - не менее 1,65 Тл. Поэтому выход высшей марки составлял игнее 10%. И только в результате проведенных длительных исследований по разработке и совершенствованию технологии производства и применения НЭТС была принята.в новом ГОСТ 21427.2-83 (редакция 1991г.) оптимальная норма Р} > 5/50 - не более 6,5 Вт/кг для стали выспей марки 2013, что позволило повысить В2500 в среднем на 0,035 Тл и сняло проблемы с получением необходимого ег-сокзго уровня магнитной индукции ЭТС новой группы.

В табл.1 приведена структурные характеристики, определяющие формирование магнитных свойств НЭТС, которые били рассмотрены Быле, а такг.:е технологические способы направленного воздействия на них для улучшения иагн:;!кых свойств. • Из таблицы следует, что в результате выработки оптимальных норм приоритетное для построения технологической схемы требова-

Таблица 1.

СТРУКТУРНЫЕ ПРЕДПОСЫЛКИ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ УЛУЧШЕНИЯ МАГНИТНЫХ СВОЙСТВ НЕ ЛЕГИРОВАННЫХ ЭТС

Индукция В2500 - В5000, Тл

Ясвюение индукции насыщения Вб

Уменьшение легирования А1 и

1. Горячая прокатка в однофазной гамма - области. .

2.Выбор величины критической деформации.

Ассиметричная прокатка при дрессировке.

3.Увеличение скорости нагрева в интервале температур до начала рекристаллизации.

4. Вибор регима откига. Исключение фазового превращения сС - :

1. Рафинирование металла от фазообразуючи: элементов и связывание их раскислителями и легирующими.

2. Снижение температуры нагрева слябов.

3. Коагуляция включений при повышенной температуре смотки, замедление охлаждения рулонов.

4,Укрупнение зерна горячекатаной полоси.

5.Вибор валнчини критической деформации.

б.Ослабление ингибирования роста зерна замедлением нагрева выше температуры рекристаллизации при отяиге. 7. Рафинирование в процессе откига.

1. Легирование стали: 31+А1 - до 0,4%, Мп - до 0,5%, Р - до 0,15%.

I

ние перенесено из правой в левую сторону таблицы - т.е. изменено в пользу магнитной индукции. Это весьма важно, т.к. создало возможность разрабатывать технологию изготовления НЭТС на основе технологической схемы производства низкоуглеродистой холоднокатаной стали типа марок 08кп, пс или сп с необходимыми усовершенствованиями. Поскольку создаваемая технология изначально ориентирована на действующее производство, то необходимо было уточнить и оптимизировать режимы всех основных операций с учетом харарактеристик и возможностей имеющегося оборудования. Содержание и направления этих уточнений отражены в таблице. Они были использованы при разработке и совершенствовании технологии ппоизвод-ства НЭТС на Карметкомбинате.

Технологическая схема производства холоднокатаной стали на Карагандинской цетко^бгшате. Задачи исследовании. Сталь на комбинате выплавляют в конверторах объемом 250 тонн, используя высокофосфористый чугун, содержащий 1,0-1,2% Р, двухшлаковым процессом с наведением промежуточного илака для удаления избытка фосфора. Промежуточная повалка и скачивание этого шлака затягивают плавку и создают дополнительные затруднения при получении необходимого низкого содержания углерода. Шлак при этом получается переокисленным - со средним содержанием FeO -27,6%, при более половины случаев в пределах 27-41%. Это приводит к интенсивному износу футеровки, повышенной окисленности металла и загрязненности его неметаллическими включениями. Температура металла на выпуске - 1600°С, при разливке - 1560°С. Разливают сталь в 18-ти тонные уширенные кверху изложницы. Содержание вредных примесей колеблется в широких пределах, %: углерода - 0,020-0,060; кислорода - 0,015-0,045; азота - 0,005-0,008; серы - 0,009-0,030. Отсутствие на КАРМЕТе средств внелечного рафинирования металла ставило проблему уменьшения вредного влияния этих примесей в число первоочередных задач настоящей работы. Для уменьшения их количества следует использовать варьирование содержания в стали марганца, крешия. алюминия и фосфора (в обычных для низкоуглердистого металла пределах). Содержание первых трех элементов можно регулировать количеством и способом дачи раскислителей (ферромарганца, силикамарганца, силикакальция, алюминия в составе ферросилиция и др.), а фосфора - за счет сохранения части исходного его содержания в чугуне.

Слитки прокатывают на слябы сечением 170x1020 и 210x940мм, которые после нагрева до 1210-1280°С прокатывают на стане "1700" до толщины полосы 2,2-2,8 мм с температурой конца прокатки Ткп= 810-860°С и смотки - 620-660°С (без душрования). Следовательно, прокатка в последних клетях чистовой группы совпадает с двухфазным состоянием металла и мо-ает приводить к неоднородности структуры. Необходимо заканчивать горячую прокатку при те:этературах однофазного i - состояния с разработкой специальных реЕиглов, т.к. значительное повышение те!.'лературы нагрева слябоз нежелательно из-за перехода при этой в раствор дополнительного количества серы и азота с шследущш их выделением при прокатке в виде высокодисперсной С^а.

После травления и сварки в 45-ти тонные рулоны, полосы прокатывают на 5-ти клетевом стане "1700" холодной прокатки до заданной толщины 0,50-0,60 мм и отжигают в колпаковых печах с защитной атмосферой (4-5% водорода, остальное - азот) при температуре 600-650°С с общей продолжительностью отжига 40-60 час. Часто после такого отжига отмечается повышение содержания углерода в стали, по-видимому за счет сгорающих остатков эмульсии. Вторую холодную прокатку на одноклетевом дрессировочном стане "1700" ведут с обжатием до 2% - на "сухих" валках и до 6-8% -с использованием 30% эмульсии. После 2-й холодной прокатки НЭТС режут на ленты необходимой ширины и отбирают при этом пробы для контроля свойств стали. Магнитные свойства определяют после аттестационного отжига образцов в лабораторной печи СНЗ-2, 5-5,0-1,7 с защитной атмосферой.

Изменение состава стали и режимов горячей прокатки требуют отработки параметров холодной прокатки и режимов промежуточного и аттестационного отжигов. Особое значение имеет разработка параметров 2-й холодной прокатки - дрессировки потому, что они влияют и на величину зерна, и на характер текстуры, и на механические свойства металла при поставке, и на магнитные свойства стали после аттестационного отжига.а следовательно, на штампуемость стали и режим отжига у потребителя, т. е. в конечном итоге, на свойства готового магнитопровода.

Таким образом, в ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЙ входила разработка и оптимизация параметров технологии производства нелегированной ЭТС на всех основных операциях технологического цикла:

- Изучение магнитных свойств стали различного состава и режимов раскисления с разработкой вариантов, обеспечивающих лучший уровень свойств.

- Исследование структурообразования при горячей прокатке для получения необходимой структуры горячекатаной полосы.

- Изучение структуры и свойств металла после промежуточного рекрис-таллизационного отжига для выбора оптимальных его параметров.

- Исследование связи состава и степени чистоты металла с величиной критической деформации и определение оптимальных режимов 2-й холодной прокатки с учетом состава и примесей стали.

- Совершенствование режима аттестационного отжига, исходя из предшествующей обработки стали, в особенности 2-й холодной прокатки.

- Изучение технологичности металла при использовании его у потребителя и уточнение режимов штамповки стали и отжига магнитопроводов.

- Определение оптимальных требований к стали применительно к условиям ее обработки на электротехнических заводах и службы в изделиях.

2. РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИИ ПРОИЗВОДСТВА ВЫСОКОКАЧЕСТВЕННОЙ ИЗОТРОПНОЙ НЕЛЕГНР0ВАНН0Й ЭТС НА КАРАГАНДИНСКОМ МЕТКОМБИНАТЕ.

2.1. Технология выплавки. Свойства НЭТС различного состава и режима раскисления.

В основу разрабатываемой технологии, как уже было сказано, была выбрана и положена технологическая схема производства стали типа марок 08

кп,пс,сп. Первые же опыты показали, что НЭТС на основе стали кп,при вполне удовлетворительных, а иногда и высоких, магнитных свойствах, имела недопустимо большой коэффициент старения - до 25-30%, что исключило возможность ее использования. Поэтому в последующих работах исследовали только спокойную и полуспокойную сталь, раскисленную в первом случае ферросилицием и алюминием, а во втором -"мягкими" раскислителями - ферромарганцем, силикакальцием, силикамарганцем и др. Тип раскислителей и состав готовой стали в исследуемых вариантах были следующими: Тип стали сп

Раскис-лители FeMn.FeSi, AI

FeMn,SiMn с Ti(Ai)x)

Химический состав готового металла.;

AI(Ti) до 0,010

С Si Mn S Р N

0,030- 0.25- 0,25- 0,013- 0,025- 0,0600,040 0,40 .0,40 0,020 0,040 0,080 пс FeMn, SiMn 0,032- 0,04- 0,38- 0,013- 0,022- 0,060- ф1-0,040 0,08 0,50 0,020 0,040 0,080 Q02 х) Примечание: В первом периоде исследований использовали при раскислении FeTi,который в последующем заменили раскислителями с добавкой AI.

Сравнительное изучение магнитных и электрических свойств готовой НЗТС из сп и пс металла, проведенное на большом количестве партий (более 220),дало результаты, приведенные в табл.2, из которой следует, что, при почти одинаковых величинах магнитных потерь и анизотропии, сталь варианта пс имеет магнитную индукцию В25оо на 0,030 Тл выше,чем у сп стали. Если более высокая индукция стали пс понятна, то в отношении одинаковых магнитных потерь возникают вопросы, поскольку электросопротивление пс стали на 30% ниже, чем у стали сп.

Таблица 2.

_ Магнитные и электрические свойства НЭТС из сп и пс металла.

Сталь Содержа- Инду- Удельн. Анизот- Коэффиц. Удельное

ние S1, % кция потери ропия старения эл.сопро-

^2500, Р1 .5/50, ЛВ2 500 • Кст, % тивл. ом-м

Тл Вт/кг Тл хЮ '

СП 0,26-0,42 1,57-1,67 5,2-8,5 0,01-0,10 1,0-7,5 1,66-1,81

0,34 1.61 6,7 0,08 5,2 1,72

пс 0,02-0,07 1,59-1,69 5,5-8,1 0,03-0,13 3,2-12,5 1,22-1,38

0,05 1,64 6,8 0.10 8,7 1,30

Примечание: числители - диапазон изменений, знаменатели - среднее. Измерение составляющих магнитных потерь и параметров гистерезиса: Нс и Вг (остаточная индукция) показало, что сталь пс> несмотря на равную с сп сталью Нс имеет меньшие гистерезисные потери из-за малой величины Вг:

Сталь Гистерезисные потери Рг,Вт/кг сп 4,0-6,5 5,3

пс 3,8-5,2 4.7

Доля Рг,%

(РГ /Pl ,5/50^

68,5-83,1

78,1 61,0-70,5 67,8

Коэрцитивная сила Нс, А/м 85-155

127 90-145

128

Остаточная индукция Вг>Тл 1.0-1,3' 1,20 0, 9-1.2 1,10

Примечание: см. выше табл.2.

Следовательно, увеличение вихретоковой составляющей потерь Рвт в стали пс компенсируется снижением гистерезисной части потерь Рг.

При освоении технологии производства НЭТС из металла пс возникла проблема повышенной ее склонности к старению, что видно и из данных табл.2 Проведенные исследования показали, что металл, забракованный по старению имел меньшее содержание Мп и S1:

Величина Ксг Содержание элементов,% кол-во

С Mn Si S Р партий

Кст = 8% и ниже 0,035 0,375 0,051 0,018 0,026 78 Кст больше 8% 0,032 0,305 0,030 0,018 0,027 21 С повышением содержания Мп отбраковка по старению резко сокращается и при содержании его более 0,40% отсутствуют, что видно из следующих цифр: Содержание Мп, % менее 0,30 0,30-0,35 0,36-0,40 более 0,40 Количество партий Испытано, шт. 8 10 23 46

Забраковано, шт 7 3 2 0,0

% -85 30 8,7 0,0

Кроме того, 75% забракованных партий имели пониженное содержание кремния -0,018-0,030%. Поэтому для получения нестареющей НЭТС из полуспокойного металла содержание Мп и SI в нем должно быть не менее 0,40 и 0,030% соответственно. Старение НЭТС, отжигаемой в колпаковых печах, происходит за счет выделения дисперсных нитридов, поэтому в сп стали гарантом отсутствия старения является Al, а в полуспокойной - Мп, образующий достаточно стойкие нитриды MnN<¡ и снижающий концентрацию азота в твердом растворе. Кремний в указанной связке с Мп играет не столько роль нитридооб-разующего элемента (хотя известны нитриды кремния Si3N4 и SiN), сколько роль гаранта, что после раскисления стали останется количество Мп, достаточное для связывания азота. Кроме раскисления. Мп расходуется также на образование сульфидов, поэтому при высоком содержании серы оказалось необходимым для предотвращения старения пс стали увеличивать концентрацию Мп и к указанному выше условию добавить еще одно: отношение концентраций Mn/S в ней должно быть не менее 20.

В результате проведенных исследований и внедрения разработанной технологии, начиная с 1982 г, почти весь металл (более 95%) для изготовления НЭТС на Карагандинском меткомбинате выплавляли по полуспокойному варианту раскисления. Сквозной расходный коэффициент металла был снижен с 1,514 до 1,383. При этом 65-70% готовой НЭТС имело магнитную индукцию В2500 = 1,65 Тл и более.но из-за завышенных требований по магнитным потерям, высшей марке отвечало только 6-121 партий, что указывало на необходимость оптимизации требований :с стали. Вместе с тем, необходимо было также использовать все возможности последующих переделов для снижения магнитных потерь без ухудшения магнитной индукции.

2.2. Исследование процессов структурообразовзния при горячей прокатке и разработка оптимальных ее режимов.

При горячей прокатке следует не только получить заданные геометри-

ческие параметры полосы, качественную поверхность и кромку, но и создать необходимую для последующих технологических операций структуру: величину зерна, текстуру, состояние растворимых в твердом металле примесей и неметаллической фазы. По возможностям воздействия на структуру и свойства готовой стали горячая прокатка принадлежит к основным в этом смысле операциям- таким, как выплавка, 2-я холодная прокатка, заключительный отжиг. Если при выплавке обеспечивается необходимый состав стали, содержание примесей и величина связанной и растворимой части вредных фазообразующих элементов, особенно серы и азота, - то при горячей прокатке из растворимой части фазообразующих элементов формируется высокодисперсная фаза и главные ее особенности: количество, размер частиц, плотность их распределения. Начинается также формирование зеренной структуры и текстуры-появляются ориентации, которые затем преобразуются и развиваются при холодной прокатке, особенно 2-й с критическими обжатиями, и термической обработке. Поэтому режимы горячей прокатки определяют и однородность зерна, и характер текстуры, и количество и состояние высокодисперсной фазы горячекатаного металла. Особенно велика роль последней: ее количество и характеристики повлияют при последующих операциях на кинетику роста и размер зерна, характер и совершенство образующихся при отжигах текстур, а в конечном итоге - на уровень магнитных свойств готовой стали.

Как показано в табл.1, для уменьшения количества образующейся при горячей прокатке высокодисперсной фазы, температура нагрева слябов должна быть возможно ниже, чтобы ограничить переход фазообразующих примесей в твердый раствор. Для уменьшения же дисперсности выделяющихся частиц и их коагуляции, наоборот, желательны более высокие температуры прокатки полосы в чистовой группе клетей и смотки ее в рулон. Формирование однородной зеренной структуры и текстуры также требует соблюдения определенного температурного режима горячей прокатки. Текстура полнее формируется при горячей прокатке в однофазном состоянии, потому что частичное К- й превращение в условиях динамической рекристаллизации приведет к нарушению текстуры в образующемся феррите, В этих объемах феррита текстура уже не сможет сформироваться, т.к. по температурным условиям горячей прокатки он образуется при нахождении металла в последних клетях и поэтому не получит деформации, необходимой для создания сколько-нибудь заметной текстуры. Кроме того, в связи с более высокой растворимостью серы в ö-Fe, границы зерен образующегося феррита могут получить повышенную загрязненность серой, что отразится на кинетике роста зерна при последующих отжигах. Следовательно, теоретическая оценка показывает целесообразность горячей прокатки по такому режиму, чтобы металл в чистовой группе клетей имел однофазное состояние.

Исследования и анализ многокомпонентных систем Fe-C с приведенными выше количествами Мл, N, Си и др. показали, что исследуемая НЭТС имеет типичную температуру Аг3 при 880°С. В связи с относительно небольшим количеством примесей и легирующих, основная часть i - й превращения

происходит в узком температурном интервале - 35-40°С ( условия быстрой деформации и динамической рекристаллизации препятствуют переохлаждению аустенита). При температурах 870 и 850°С в металле образуется 15-20% и до 75% ü-Fe соответственно. Следовательно, выпе 880°С металл в условиях горячей прокатки находится в аустенитном состоянии, а ниже 830-800°С - в основном в ферритном. Важно, что охлаждение всего на 10-20°С ниже точки Аг3 приводит к образованию 15-40% феррита.

Организация горячей прокатки при полностью аустенитном состоянии металла требует повышения температуры нагрева слябов (что, как уже говорилось, нежелательно), увеличения толщины раската перед чистовой группой и применения систем автоматики для ускорения прокатки и сохранения высокой температуры металла по всей линии стана. Еще труднее обеспечить горячую прокатку в чистовой группе стана при однофазном ферритном состоянии металла: вход полосы в эту группу с температурой не выше 850°С означает, что закончится прокатка при температурах низе 740-750°С со значительной перегрузкой клетей. Кроме того, при смотке полоса толщиной 2,5-3,0 мм будет тлеть температуру порядка 600°С и ниже, что может вызвать неудовлетворительную структуру металла - в нем не пройдет ни рекристаллизация зерна, ни коагуляция дисперсной фазы.

Понадобились обстоятельные лабораторные эксперименты с широкой промышленной проверкой и поиском оптимума в таких противоречивых процессах и требованиях.

В проведенных лабораторных исследованиях клиновидные образцы размерами 2,5-5,0x40x100 мм нагревали в муфеле до 1070°С, с выдержкой 30 мин. Затем муфель переносили к опытно - промышленному стану "250" и, по мере мере охлаждения, образцы за один проход прокатывали со скоростью 6,5 и/сек до толщины 2, 5мм (обжатие от 0,0 до 50%). Температуру образцов при задаче в валки изменяли от 900 до 750°С, что обеспечивало проведение прокатки как в однофазном аустенитном состоянии -при 900-875°С, так и в двухфазном с различным количеством феррита: около 50%-при 850°С и 95-97% (т.е. почти полностью ферритном)-при 750°С. После прокатки образцы охлаждали по двум вариантам: на воздухе и закалкой в воде.

Изучение образцов показало, что при прокатке в однофазном аустенитном состоянии с обжатиями 15-20% и более формируется однородная структура с одинаковой величиной зерна 20-30 мкм. Размер зерен феррита, образующихся при tf-tf превращении в процессе охлаждения на воздухе после прокатки, мало зависит от степени обжатия.в диапазоне 15-50%. При меньших обжатиях образуются зерна разных размеров, по-видимому в результате наследования неоднородности частично рекристаплизованного аустенита. Интересно, что в процессе охлаждения прокатанных полос на воздухе отмечается увеличение размера зерна, т.е. скорость охлаждения полосы после горячей прокатки и температура смотки ее в рулон могут быть регулирующими структуру подката факторами. При проведении прокатки в двухфазной области (850°С) структура характеризуется разнозернистостью при всех исследованных степенях деформации. Аустенит и феррит по-разному изменя-

ются после обжатия: в феррите происходит рекристаллизация, поэтому его зерно при некоторых обжатиях (близких к критическим) может увеличиваться, а аустенит после прокатки претерпевает превращение с образованием ферритных зерен, размер которых мало зависит от степени обжатия при увеличении его более 15%, но изменяется с температурой прокатки -при прокатке от 850°С образующиеся зерна феррита крупнее, чем от 825 -800°С. При самых низких температурах - 750°С - в структуре появляется большое количество участков с нерекристаллизованными зернами.

Текстура металла после высокотемпературной прокатки (в однофазной области) характеризуется повышенной интенсивностью компонентов (110) и (200). В связи со сложностью процессов, протекающих при наложении деформации на металл, претерпевший разную степень фазового превращения, и неравнозначным наследованием текстур при разных температурах, зависимость интенсивности образующихся текстур от степени обжатия при разных температурах выражена нечетко. Однако, можно отметить главную особенность развивающихся при горячей прокатке текстур: с понижением температуры прокатки происходит ослабление ориентации (110) и усиление характерных для текстур прокатки феррита ориентации (200) и (211). Важно, что при этом сумма интенсивностей благоприятных ориентаций с понижением температуры прокатки изменяется мало - на ~15%, а неблагоприятной -увеличивается в 1,5 раза:

Температура Интенсивности ориентаций

прокатки,0С (110) (200) (211)

900-875 1,20 1,10 1,20

850 0,80 0,95 1,10

825-800 1,00 1,50 1,55

750 0,70 2,00 1,85

Если учесть, что в последующем, после холодной прокатки и рекристалли-зационного отсига, в большей степени сохраняются ориентации (110) и (211) при ослаблении кубической (200) составляющей, то отмечаемую тенденцию изменения интенсивности текстур при снижении температуры прокатки следует оценить, как неблагоприятную.

Основные исследования по изучению влияния режимов горячей прокатки на структуру горячекатаной полосы и магнитные свойства готовой НЭТС были выполнены в промышленных условиях. В 1-й серии опытов изучено влияние величины обаатия в последней 12-й клети чистовой группы стана и температуры конца прокатки Ткп на структуру горячекатаной полосы пс (14 . плавок) и сп (6 плавок) режимов раскисления. Во 2-й серии опытов изучено влияние температурного режима горячей прокатки (температуры нагрева и толщины слябов, толщины и температуры раската перед чистовой группой, температуры конца горячей прокатки Ткп и смотки Тси) на структуру горячекатаной полосы и магнитные свойства готовой НЭТС обоих изучаем вариантов раскисления (5 плавок пс и 4 плавки сп). Плавки для исследований были выбрани с наиболее типичны:.! химическим составом и

нормальной, без отклонений, технологией выплавки, раскисления и разливки. Слитки каждой плавки были прокатаны на слябы толщиной 205, 180 и 170 мм, которые разделили на две группы для нагрева перед прокаткой до 1230 и 1280°С и прокатали в черновой группе клетей до толщины раската 30-33 и 38-40 мм. Это позволило получить разницу в 30-40°С перед задачей раската в чистовую группу. Режимы обжатий в чистовой группе, особенно в последней клети, поддерживались постоянными.

Технические характеристики непрерывного широкополосного стана горячей прокатки "1700" позволяют при изменении температуры нагрева слябов и использовании систем автоматики варьировать Ткп от 915 до 750°С; при охлаядении воздухом на отводящем рольганге Том изменяется от 750 до 560°С. Распределением обжатий в клетях чистовой группы и настройкой последней 12-й клети можно получить в ней обжатие от 4 до 16%. Обгатие 35-45% получали моделированием горячей прокатки на лабораторном стане.

Результаты изучения структуры горячекатаных полос 1-й серии опытов приведены в табл.3. Полученные в промышленных экспериментах результаты хорошо согласуются с данными лабороторных исследований на полупромышленном стане. При завершении прокатки в однофазной аустенитной области (Ткп = 880°С и выше) величина зерна горячекатаной полосы, вследствие tf-tf превращения, не зависит от обжатий в 12-й клети; структура характеризуется однородным зерном феррита размером 10-15 мкм - для пс и 23-27 мкм - для сп металла (рис.10).

Таблица 3.

Влияние температуры конца горячей прокатки и величины обжатия в по-

следней клети чистовой группы на структуру НЭТС пс и сп вариантов.

Темпе- Вариант раскисления

ратура Полуспокойная сталь Спокойная сталь

Ткп. °С Обжа- D, мкм Крз Кол-во Обга- D, мкм . Л>з {ол-во

тие, % опытов тие,% эпытов

880-900 5 10,5 1-2 6 4-5 25-26,8 1-3 6

10 10-14 2 6 10 23-25.5 3-5 6

40*' 12,2 2 1 -

830-860 4-5 10-14 5-8 14 -

7-13 20-36 12-16 14 8-12 22-38 25-4С 6

15-16 14-18 8-10 14 15 17-19 20-ЗС 6

760-790 4-5 8-14 10-12 8 -

8-12 21,3 20 8 10-12 20-24 30-45 2

35-45*5 12-16 15 1 16 15-18 20-35 2

*)Примечание: моделирование прокатки на лабораторном стане. При прокатке в двухфазной области (Ткп= 860-830°С) структура ха-

рактеризуется разнозернистостью при всех исследованных заключительных обжатиях; наблюдается отчетливая зависимость среднего условного размера зерна от величины облагая с ясно выраженной областью, критических деформаций. При обнатиях 4-5% зерно мелкое - размером 7-14 мкм; при "критических" обаатиях (7-10%) зерно увеличивается до 25-35 мкм, в этом

случае резко возрастает разнозернистость; при обжатиях более 12% размер зерна уменьшается до 15-17 мкм, разнозернистость, хотя и уменьшается, но полностью не устраняется.

В случае прокатки при почти полностью ферритном состоянии металла-Тк„= 790-760°С зависимость величины зерна от обжатий аналогична рассмотренной. но возрастает разнозернистость и появляются участки, где рекристаллизация не завершилась (рисЮ). Установлено, что при одинаковых обжатиях в последней клети средняя величина зерна с повышением Ткп увеличивается до температуры Аг3 (880°С). Отмечено также, что при одинаковых реаимах горячей прокатки разнозернистость в сп металле выражена значительно сильнее, чем в полуспокойном.

Во 2-й серии опытов варьирование температурой нагреза и толщиной слябов, толщиной раската после черновой группы стана и скоростью прокатки позволило менять в широких пределах температуру и состояние металла в чистовой группе клетей, после нее и при смотке в рулон. Самая высокая температура конца прокатки (880°С -точка Аг3- и выше) достигается при нагреве'слябов толщиной 205 мм до 1280°С, толщине раската 38 - 40 мм и применении ускорения полосы, которое увеличивает Ткп еще на 25-30°С. При таком рекиме прокатки Тсм составляет 740-700°С. Снижение температуры нагрева слябов до 1230°С, их толщины до 170 мм и уменьшение толщины раската до 30 мм снизило, Ткп до 810-770°С, что соответствует почти полностью (. 95%) ферритному состоянию; при этом Тсм снизилась до 625-550°С. Мекду этими крайними вариантами были промежуточные, при которых металл в последних клетях был двухфазным - Ткл= 850-810° С.

Полученные результаты (табл.4) хорошо согласуются с 1-й серией опытов и лабораторными исследованиями, дополняют их и позволяют установить оптимальные реяимы прокатки НЭТС.

Таблица 4.

Влияние температурного режима горячей прокатки на магнитные свойства НЭТС пс варианта раскисления._____

Нагрев Толщина, мм Температура, °С Магнитные свойства

слябов,0С сляба раската хкп Т Pl, 5/50. Вт/кг Bg500< Тл

205 38 910-880 740-700 6,0-6,5 1,63-1.65

1280 180 38 850-820 700-680 6,3-7,9 1,61-1.64

170 40 850-830 700-650 6.8 1,62

170 33 830-780 630-580 6,4-7,4 1,61-1,63

205 38 880-850 670-630 6.2-6,9 1,61-1,63

1230 180 38 820-810 650-620 7.0-7,5 1,61

170 30 810-770 625-550 6,4-7.8 1.57-1,61

Металл горячекатаной полосы, прокатаной в однофазном состоянии, име-

ет равноосное зерно размером 12-18 мкм и лучшую интенсивность благоприятных составляющих текстуры {110)<001> и (100}<001>. В готовом состоянии такая сталь имеет самую высокую магнитную индукцию В2боо=^> 64-1,66 Тл при магнитных потерях Рг, 5/5о= 6.0-6,5 Вт/кг.

А \\

" \ г

Г а - ^ л1 * N» V

4 —üg

р ¡

c¡

Рис.10. Микроструктура горячекатаной полосы НЭТС, х100. Температура конца горячей прокатки, ^С: а, б- 880-900, в-840, г-780. Режим раскисления; а-сп, б, в, г - пс.

«0и

6QO &0 700 ¿t*C

Рис.11. Влияние температуры рекристаплизационного отжига на магнитные потери (1,3) и магнитную индукцию (2,á) НЭТС режимов раскисления: пс(1,2) и сп(3,4).

Рис. 13.

о, о г о, oil о,об %/fy Рис.14.

; i* -г+ (i

Щ ?

J

1

Рис.15.

Рис. 12. Зависимость размера зерна D НЭТС пс режима раскисления от величины обжатия с при 2-й прокатке и температуры отжига,0 С:' 1-600, 2-700, -3--750, 4-800, 5-830. Рис.13.Влияние деформиации с на размер зерна D образцов сплавов 1-3 (табл.5) при отжиге 830°С, 2 час. Рис. 14.Зависимость объемной доли f частиц второй фазы от количества примесей S+0+N - % Пр. Рис. 15. Зависимость величины критической деформации скр от объемной доли частиц второй фазы f. Зоны рекристаллизации: 1- заторможенные процессы; 11-фронтальная миграция границ; 111-критическое зародышеобразование с

формированием благоприятных ориентировок; IV-закритическая зона рекристалли/зации с образованием ориентировок типа (hhlKllOX

я

Г

7

.-¡С'

\7

+ 69'° Otmmmn %

Рис.16.Зависимость величины зерна Б от степени деформации с типичных плавок НЭТС пс режима раскисления с различным количеством примесей - сумма концентраций Б+О+Ы, 35: 1-0,029; 2-0,040; 3-0,057 (отжиг 750°С, 1,5 час).

Завершение горячей прокатки в двухфазной области приводит к появлению разнозернистости, особенно при толщине раската 40 мм (Кр3- 4-8). Установлено, что в сп металле разнозернистость встречается чаще и выражена сильнее - Кр3 достигает 35-40, в то время, как в полуспокойной стали он редко превышает Кр8= 15. Это обусловлено тем, что Аг3 сп металла выше на 15-20°С из-за более высокого содержания S1. Поэтому переохлаждение в двухфазную область вероятнее, а количество образующегося в конце прокатки феррита в сп стали, при прочих равных условиях, больше, чем в полуспокойной. Магнитные свойства готовой НЭТС из полосы, прока-таной при температурах появления феррита, отличаются невысоким уровнем и большим разбросом, по магнитным потерям (Pt,5/50 = 6,3-7,9 Вт/кг). Кроме того, как уже отмечалось в 1-й серии опытов, ферритная составляющая чувствительна к величине деформации в последней клети и может претерпевать "критический" рост зерен, что также усиливает разнозернистость. ухудшая в конечном итоге магнитные свойства. При сдвиге Ткп 'из однофазной области в двухфазную уменьшается интенсивность тектур, близких к ребровой (llOKOOlX В структуре металла, прокатаного с самой низкой Ткп= 800-760°С, наблюдаются участки нерекристаллизованных зерен; магнитные свойства готовой стали из такого подката резко ухудшены и не соответствуют, особенно по индукции, требованиям стандарта.

Одновременно с проведением опытов обеих серий, проводился статистический контроль и анализ связи магнитных свойств готовой стали с температурой смотки Том (по 197 плавкам), которые хорошо согласуются с приведенными выше результатами:

Температура Средние магнитные свойства Количество Том. °С Pi,5/50«Вт/кг В2500 .ТЛ плавок, ит 750-740 ' 6,16 1,647 8

730-700 6,54 1,628 72

690-650 6,7.1 1,615 108

640-600 6,82 1.604 9

С этими материалами согласуются и результаты анализа изменения магнитных свойств стали по длине полосы: в начале и середине ее, имеющих при смотке более высокую температуру и дольше ее сохраняющих, магнитные свойства заметно лучше, особенно удельные потери - на 6-8%.

Таким образом, результаты лабораторных, промышленных экспериментов и статистического анализа связи качества готовой стали с технологическими вариациями режимов позволяют установить следующие оптимальные параметры горячей прокатки полосы НЭТС толщиной 2,2-2,6 мм с необходимыми структурными характеристиками: максимальная температура нагрева слябов - 1280°С; увеличение толщины слябов, и раската после черновой группы стана: до 205-210 и 38-40 мм соответственно; температура конца прокатки Ткп не ниже 880°С. смотки Тск- 700-750° С. Скорость прокатки и величина обжатия в последней клети устанавливаются из условий сохранения высокой температуры Tcli и обеспечения хорошей геометрии подката.

Вагно отметить, что исследования по оптимзации режимов горячей про-

натки позволили также однозначно решить вопрос выбора исходного металла для производства НЭТС в пользу полуспокойной стали.

2.3. Оптинзацня ре&нмов 1-й холодной прохатки и рекристаллязацион-ного отгига.

Реаш 1-й холодной прокатки НЭТС. Характеристики широкополосных станов "1700" горячей и холодной прокатки Кармета таковы, что режимы 1-й холодной прокатки стали толщиной 0,5-0,6 мм приходится выбирать не столько из соображений структуры и.свойств готового металла, сколько из необходимости обеспечения нормальной работы станов для получения качественной по геометрическим параметрам холоднокатаной полосы. На стане горячей прокатки mosho прокатать полосу шириной 1020-1120 им нормальной точности и планшетности при толщине не менее 2,0 мм, лучсе-2,2 мм,- В то же время, на 5-ти клетевом стане холодной прокатки нормальная точность и планшетность полосы указанной ширины толщиной 0,5-0,6 мм может быть получена при толщине подката не более 3,0, лучсе 2,8 мм. Таким образом, толщина подката НЭТС на Кармете может изменяться в пределах от 3,0 до 2,0 мм. а обжатия при холодой прокатке - в пределах 70-83%. Как показали исследования, структурные и текстурные характеристики металла, прокатансго в этом диапазоне обжатий, после рекристаллизационного отжига практически не различаются. Поэтому в технологии производства НЭТС было принято использование горячекатаной полосы толщиной 2,2-2,6 мм,что позволило выдергать повышенную точность разнотолщинности и планиетности подката после 1-й холодной прокатки. Значения этих характеристик особенно важны для НЭТС в связи с последующей ее 2-й холодной прокаткой с обжатиями в диапазоне 4-12%. В пределах этого диапазона оптимальное обжатие изменяется в зависимости от количества фазообразующих примесей. Поэтому, чтобы готовая сталь толщиной 0,50 мм имела повышенную точность, толщину подката необходимо устанавливать по составу металла с учетом изменения обжатий при последующей 2-й холодной прокатке: Обжатие 2-й хол. прокатки, % 4-6 7-9 10-12

мм 0,020-0.030 0,035-0,045 0,050-0,060 Толщина подката, мм 0,52 ¿0,03 0.53 ¿0,03 0.54 ¿0.03

Рекристаллизационнш отлгг, как уже отмечалось, на Кармете проводят в 180 тонных колпаковых печах с защитной атмосферой, в стопах по- 4 рулона весом 40-45т. Максимально допустимая температура отжига по металлу - 720°С. Следовательно, варьирование температуры отжига при выборе оптимальной можно проводить в диапазоне от 580 (начало рекристаллизации) до 720°С. Максимальная скорость нагрева при полной мощности печи' - 15-20°С/час. Выдержка должна обеспечить прогрев металла, завершение процессов рекристаллизации и роста зерна. Она составляет, в зависимости от веса садки, 20-40 час при температуре задания. После окончания выдержи металл сначала охлаждается под колпаком (до 500°С), затем -под муфелем до 140°С, а после распаковки - на участке принудительного охлаждения воздухом.

В исследованиях провели серии отжигов рулонов пс и сп стали нескольких плавок при 580. 600, 630, 650, 680 и 720°С с закладкой контрольных термопар в рулоны; выдержка при заданной температуре составляла 30-32час. Структура и свойства готовой стали, обработанной в последующем по единым режимам, изменяются с температурой рекристаплизационного отжига в nci и сп стали одинаково (рис. 11). При температуре 580°С рекристаллизация полностью не завершается - в структуре сохраняются участки с остатками деформированных зерен, в которых прошел только возврат, но новых зерен еще не образовалось; магнитные свойства неудовлетворительны. Отжиг при температуре 600°С формирует равноосную структуру с размером зерна 8-12 мкм; магнитная индукция готовой стали максимальна, а по удельным потерям достигается основная часть снижения. При дальнейшем повышении температуры происходит некоторое увеличение размеров зерен (в 1,2-1,5 раза), появляются участки разнозернистости; магнитные потери готовой ста-.ли немного снижаются, но снижается и магнитная индукция. При температуре 600°С образуется наиболее благоприятная для последующих операций текстура с ориентациями {100}<110> и {111)<112>, с повышением температуры начинают усиливаться ориентации типа (hkO-llOKOOlX.. {110}<112>. что при последующей критической деформации и отжиге приводит к нежелательному ослаблению ребровой составляющей. Медленное охлаждение под кот-паком до 400°С уменьшает склонность стали к старению. Поэтому в технологии производства НЭТС приняли рекристаллизационный отжиг при температуре 600°G с выдержкой 25-35 час и охлаждением под колпаком до 400°С.

2.4. Исследование влияния критической деформации на структурообра-зование и разработка технологии 2-й холодной прокатки НЭТС.

Критическая деформация. Вторую холодную прокатку НЭТС необходимо проводить с критическими обжатиями, чтобы стимулировать рост зерна и способствовать улучшению характера текстуры и магнитных свойств при заключительном отжиге. В этом отношении 2-я холодная прокатка относится к основным операциям, и ей было уделено особое внимание в проведенной работе.-

На КАРМЕТе 2-ю холодную прокатку ведут на дрессировочном стане"1700" с обжатиями 0,5-2,0% на полированных или насеченных валках без подачи эмульсии; обжатия более .2,0 - до 13% получают при использовании 30-40% эмульсии. Первое же опробование показало, что обжатия до 2% совершенно недостаточны, и технология 2-й холодной прокатки НЭТС была основана на применении обжатий более 3% с использованием эмульсии.

В самом начале разработки и освоения технологии производства НЭТС было также установлено, что, в связи с колебаниями химического состава исходного металла в широких пределах (особенно по содержанию фазообразую-щих элементов), критическая деформация по-разному влияет на величину зерна и магнитные свойства готовой НЭТС разных плавок. Потребовались исследования процессов рекристаллизации, кинетики роста зерна, текстуро-образования и магнитных свойств стали с различным количеством примесей при отжиге после 2-й холодной прокатки с разными обжатиями.

Результаты изучения влияния величины обжатий (от 0 до 13%) на дрес-

сировочном стане и температуры отжига от 600 до 830°С в защитной атмосфере с выдержкой 2 часа на величину зерна и магнитные потери пс стали приведены на рис. 12.- Из него видно, что с повышением температуры отжига величина критического обжатия НЭТС уменьшается, а размер зерна растет: Температура. °С 600 700 750 800 830

Критическое обжатие, % >12 9 7 6 4-5

D "критического" зерна, мкм ~60 95 125 170 210 Соответственно, наиболее низкие магнитные потери получены при критических величинах обжатия. При температурах конечного отжига 750-800°С для образцов исследованных плавок они составляют 7-6%. Изменение размеров зерна при отжиге (800°С, 3 часа) трех различных по химическому составу плавок (табл.5) в зависимости от величины деформации показано на рис.13. С повышением чистоты металла и соответствующим уменьшением количества дисперсной фазы, величина критической деформации и максимумы размера зерна смещаются к меньшим обжатиям.

Таблица 5.

Плавка Содержание элементов,% N* • 10"1 ^,

С S1 S Ш] [0] см-3

1 0,042 0,15 0,025 0.027 0.0043 8

2 0,015 0,79 0,026 0,014 0,0113 2

3 0,010 0. 80 0,028 0, 0032 0,007 0,8

*) Примечание: N - плотность распределения частиц дисперсной фазы.

Исследования текстурных изменений показали:

1. На стадии подъема кривой зависимости D от е преимущественное развитие получают компоненты типа октаэдрической (111) и ребровой (110). Как уже говорилось выше, первая ориентировка снижает магнитные свойства, вторая - улучшает их, но увеличивает анизотропию, поэтому она допустима в степени выраженности не более 25-28%.

2. При максимальном зерне критической деформации текстурные преобразования приводят к развитию компонент типа рассеянной ребровой (hkO) и близких к кубической (100) - (115). Такое текстурное состояние наиболее благоприятно для повышения магнитных свойств.

3. На нисходящей ветви (закритические деформации) в текстуре рекристаллизации усиливаются компоненты типа (lihl), характерные для текстур деформации, но со значительно большим рассеянием.

Приведенные результаты показывают необходимость регламентирования 2-й холодной прокатки для развития рекристаллизации после критических и близких к ним закритических деформаций. При прочих равных условиях, положение критической деформации - максимума на кривой зависимости D=f(e) определяется чистотой металла по примесям и неметаллическим вкючениям. С уменьшением их количества максимум, как уже отмечалось, сдвигается в сторону меньших деформаций. Этот эффект связан с влиянием частиц высокодисперсной фазы на миграцию границ при рекристаллизации. Степень торможения роста зерен обратнопропорциональна размеру частиц (d) и про-

порционапьна их объемной доле (Г). Последняя зависит прежде всего от содержания в металле Б, N и 0, образующих дисперсные частицы сульфидов, нитридов и оксидов (рис.14). Поэтому величина критической деформации при 2-й холодной прокатке напрямую зависит от содержания этих элементов (рис.15). При высоком их суммарном содержании тормозится рекристаллизация как фронтальной миграцией границ (докритические деформации), так и образованием и ростом зародышей (закритические деформации). Преодолевается это торможение соответствующим увеличением степени деформации. Результаты изучения рассмотренных зависимостей на промышленном металле приведены на рис.16. На основе корреляционного анализа материалов лабораторных и промышленных исследований разработан способ определения оптимальной величины деформации 2-й холодной прокатки. При фактическом содержании фазообразующих примесей в промышленном металле и стабильных условиях горячей прокатки, в процессе которой в основном и происходит выделение высокодисперсных частиц, оптимальная степень деформации при 2-й холодной прокатке определяется суммарным содержанием этих элементов по следующей формуле:

екр= 100( Б + [Ш + [0] + А },%, где: Б. N. 0 - содержание в металле серы, азота, кислорода (% вес.), А - слагаемое, учитывающее другие примеси (0,01-0,02).

Проверка эффективности этой формулы проведена в промышленных условиях на 18 плавках пс и сп вариантов. Оптимальную величину обжатия рассчитали, приняв коэффициент А=0,02; контрольные рулоны прокатали с

первоначально принятым в технологии фиксированным обжатием 6-8%, а также и 4-6%. Получены следующие результаты:

Средн. содерж. Величина е,% Магнитные свойства Колич-во

S +[0].%*) расчета, /техн. Bg 5 о о • Тл Pi,5/50-Вт/кг плавок, партий

0,015-0,023 3-4 / 6-8 1,645/1,585 5,70 / 6,75 4 9

0,020 (+0,060) (-1,00)

0,025-0,028 5 / 6-8 1,650/1,630 6,13 / 6,10 2 6

0,026 (+0.020) (+0.03)

0,030-0, 040 6-7 / 6-8 1,645/1,645 6,12 / 6,08 4 10

0,035 ( 0,000) (+0, 04)

0,060-0, 070 9-10/ 6-8 1,635/1,615 6,85 / 7,46 5 12

0,065 (+0,020) (-0, 60)

0,070-0, 080 11 / 4-6 1,620/1,620 6.80 / 8,40 3 7

0,075 ( 0.000) (-1,60) 18 и 44

*) Примечания: 1, .Числители - цифры для расчетных значений, с, знаменате-

ли- для принятых первоначально в технологии. 2.Содержание [ИЗ колеблется в пределах 0,005-0,008%, в том числе более 90% случаев-0,006-0,007%.

Применение расчетных режимов 2-й холодной прокатки улучшает магнитные свойства готовой стали по сравнению с установленным технологией фиксированные обжатием. Для плавок с пониженным содержанием примесей расчетные обжатия повышают магнитную индукцию, а для плавок с высоки:,! их содержанием увеличенные расчетные обжатия снижают магнитные потери

настолько эффективно, что становится возможным использовать по назначению металл с самым высоким содержанием серы, который до этого, как правило, браковали. В среднем магнитные потери НЭТС при расчетных величинах обжатия снижаются на 10%.

Статистический анализ химического состава более 300 плавок (около 70тыс. тонн) показал, что наибольшие колебания отмечаются по содержанию серы - от 0,009 до 0,028%; колебания содержания азота в несколько раз меньше (см. примечание выше). Изменения концентрации кислорода, при отработанной технологии раскисления, также меньше, чем серы. Кроме того, выделение высокодисперсных частиц окислов при горячей прокатке мало вероятно. Поэтому \для оперативного цехового применения был рекомендован расчет обжатий при 2-й холодной прокатки в зависимости от содержания се-

ры, с учетом способа раскисления:

Содержание Б,% Раскисление Величина е.%

до 0,010 сп 4-6

- .. - пс 6-8 0,011-0,020 сп 6-8

- « - пс 8-10 более 0,020 СП 8-10

- « - пс 9-11

Использование разработанного способа выбора, обгсатий при 2-й прокат- • ке НЭТС на дрессировочном стане в зависимости от состава позволило снизить Р1,5/5о всей выпускаемой НЭТС в среднем на 0,38 Вт/кг/ повысить магнитную индукцию В250о на 0,012 Тл, увеличить выход высших марок в два раза и полностью исключить брак по магнитным свойствам (рис.17).

2-я холодная прокатка при повышенных температурах. Оптимальные обжатия при прокатке на дрессировочном стане достигают 10-11% для плавок с высоким содержанием вредных фазообразуюцих примесей. Однако уже при 8-9% нагрузки на электрическую и механическую части стана приближаются к допустимым. Чтобы снизить нагрузки на стан и создать нормальные условия его работы при необходимых высоких обжатиях, была разработана технология "теплой" прокатки. В лабораторных и промышленных условиях изучено изменение усилий деформации, структуры и магнитных свойств готовой стали с повышением температуры металла при 2-й холодной прокатке в диапазоне до 200°С (рис. 18, табл.6). Усилие деформации уменьшается на 30% при повышении температуры металла в исследуемых пределах. 'Структура и магнитные свойства готовой стали при обзатиях до 12% от температуры прокатки не зависят. Дальнейшее увеличение обзатий до 16-20% измельчает зерно готовой стали, увеличивает магнитные потери на 0,3-0.6 Вт/кг и снижает магнитную индукцию на 0,01 Тл.

Контроль за энергосиловьгми параметрами стана при проведении экспериментальных работ и последующем применении "теплой" прокатки в производстве НЭТС не отметил случаев достижения предельных нагрузок на механическую и электрическую части дрессировочного стана при всех исследованных режимах табл. 6.

¿М &г£р0,Тл

7>°

Рис. 17.Частота распределения значений В250о (а) иР1>5/60 (б) НЭТС при разных режимах 2-й прокатки: I - фиксированная величина с=6-8% (1140

партий), Я - расчетная величина с по предложенному способу (957 партий). 4 •

€

\а

\ у-

г Iг а £■,% *ош

Рис.18. Влияние обжатия е на размер зерна и магнитные свойства НЭТС при "теплой" прокатке. Температура прокатки, °С:о-до 50;*-80; —110; »-180; ¿-200.

Ш

Ы

го

т

ш ¿1а

Рис. 19.Величина зерна Б и объем а-У превращения при разной температуре отжига НЭТС (выдержка 15 мин, пс металл). Размер зерна: 1-средний, 2 - растущих крупных зерен, 3 - объем й-Х превращения.

Ш 4 'е-

Рис.20. Магнитные свойства НЭТС при разной температуре отжига (выдержка 2час).1-Р115/50;2-В2500;3-ДВ2500.

гоа цв

Рис.21. Тоже, что и рис.19, сталь сп режима раскисления.

Плотность дислокаций в металле после "теплой" прокатки определяется величиной обжатий и с ростом их от 8 до'20% увеличивается в 2 раза:

Температура Плотность дисло-Величина е,% металла, °С каций, хЮ10,см"2. 8 78 0,91

8 200 0,88 18-20 78 1.78

18-20 130 1,39

18-20 200 1,43

Таблица 6.

Структура и магнитные свойства НЭТС при различных режимах 2-

теплой

Температура Обжатие, % Pi i5/50,Вт/кг В2500 >Тл Величина

прокатки,0 С зерна, мкм

30-45 8 5,6-6,2 1,63-1.66 75

_ и _ 12 6,0-6,8 1,62-1,64 48

80 8 6,0 1,63 80

_ II _ 12 6.1 1,62 64

— н _ 16 6,4 1, 62 44

100-110 8 5,7-6.3 1,63-1,65 76

12 6,0 1,65 60

16 6,7 1,63 42

120-130 16 5,8 1,65 70

180 8 6,2 1,63 83

12 6,4 1,63 62

__ н _ 16 6,3 1,63 50

_ tl _ 20 6.6 1,62 45

200 8 5.9 1,64 82

_ н _ 12 6,2 1,64 73

16 6,5 1,63 60

20 6,6 1,63 36

Проведение 2-й холодной прокатки при повышенных температурах сокращает время охлаждения рулонов после рекристаллизационнго отжига. По действующей техонологии рулоны охлаждаются до 40°С за 45-56 час; подача рулонов на прокатку с температурой 100-170°С уменьшает время охлаждения в 2-4 раза без ухудшения магнитных свойств готовой стали:

Время охла-ндения, час 40 24 12

Температура металла,0 С 40-80 80-100 140-170

■1,5/50

, Вт/кг

*)

6,83 6,56 6,58

Вг5 00 > Тл'

1,630 1,638 1,634

*)Примечание: Среднее из данных по 178 партиям. Однако, при температурах прокатки 140°С и выше на поверхности полосы образуется окисная пленка толщиной С,2-0,3 мкм, которая,хотя и обладает электроизоляционными свойствами, снижая магнитные потери в маг-

нитопроводе, но обладает также высокой абразивностью, резко ухудшая стойкость дисковых ножей при продольной резке и штампов при вырубке пластин магнитопровода. Поэтому окисление поверхности полосы при прокатке не желательно. Кроме того, при прокатке металла с температурой более 120°С происходит интенсивное парообразование от испарения воды и эмульсии, что ухудшает условия труда. Поэтому рекомендовано 2-ю холодную прокатку с обжатиями 8-12% проводить при температурах 100-120°С, что позволило исключить отрицательные факторы, выдержать нагрузки на стан в допустимых пределах и получить высокие магнитные свойства готовой стали.

Асигагетрнчная прокатка. Исследованиями установлено, что рассогласование окружных скоростей валков приводит, при одинаковой величине деформации, к асимметричному изменению напряженного состояния и течения металла в очаге деформации, снижению давления на валки и разной по сечению полосы переориентации решетки. В результате рассогласования окружных скоростей валков одной клети или нескольких последних клетей непрерывного стана возможно улучшение как геометрических параметров, так и структурных характеристик прокатаной полосы. При этом со стороны валка большего диаметра (выше окружная скорость) больше доля сохраняющихся исходных ориентировок текстуры металла, крупнее зерна первичной рекристаллизации и выше интенсивность благоприятных составляющих текстуры.

На дрессировочном стане "1700" изучили влияние рассогласования окружных скоростей валков при 2-й холодной прокатке. В результате проведенных исследований и регрессионного статистического анализа полученных данных было предложено два варианта регулирования отношения скоростей верхнего и нижнего валков дрессировочного стана. В первом варианте. при степени деформации в пределах 3-11% и постоянстве усилия прокатки, окружные скорости валков устанавливают по соотношению: ^ / Чг " 1,0025 + 0,006(е - 3,0) + 0,0025, где: е - степень деформации, %; У| и - окружные скорости валков, м/сек. По второму варианту величина рассогласования скоростей и У2 выбирается в зависимости от степени деформации: / У2 = 0,3 : 0,7(е.%). а натяжение полосы бх выбирают в зависимости от содержания в металле фазо образующих элементов:

Сумма Б + [М] + [0],%... 0,010-до 0,015 0,015-до 0,030 0,030-0,070 Натяжение б1, кгс/мм2... (0,31:0,80)б3 (0.25:0,30)б3 (0,05:0,24)б3 где: б3 - предел текучести, кгс/мм2. Применение "асимметричной" деформации при 2-й холодной прокатке с рекомендуемыми рассогласованием окружных скоростей валков и натяжением полосы повышает точность и планшетность прокатаной стали, особенно при необходимости больших степеней обжатия - 8-11%: по этим характеристикам вся сталь отвечала повышенной точности и классу 1. в то время как при обычной практике 10-20% партий относится к нормальной точности и классу 2. Свойства готовой стали также улучшаются - уменьшается неоднородность магнитных и механических свойств в связи с улучшением точности и равномерности деформации по длине полосы; магнитные потери Р^б/^о сни-

¡каются на 3-5% при одинаковой или несколько лучшей магнитной индукции.

Такое же положительное влияние на геометрические характеристики подката, однородность и уровень свойств готовой стали оказывает рассогласование окружных скоростей валков клетей чистовой группы стана горячей прокатки. Проведенными исследованиями установлено, что рассогласование скоростей должно быть в этом случае увязано с температурой поверхности полосы - на более горячую верхнюю поверхность должен воздействовать валок с меньшей окружной скоростью, а на менее горячую нижнюю - с большей. Оптимальная величина рассогласования окружных скоростей валков зависит от разности температур верхней и нижней поверхностей полосы и описывается следующим соотношением (толщина полосы 2,2-2,6 мм): VI-У2 /V! = ( 125 • + 5 ^ 2.5 )-10"3, где: V! и У2 - скорости валков (м/сек), соответственно: большая и меньшая;

1;° - разность температур (°С) верхней и нижней поверхности полосы.

При разработанном оптимальном режиме горячей прокатки расчет по этому соотношению дает следующие оптимальные величины рассогласования окружных скоростей в двух последних клетях (8 и 9-ой) чистовой группы стана: Клети VI- Уг I Ю"3

8 40 - 45 7,50 - 13,00

9 30 - 35 6,75 - 9,38

Применение этих величин рассогласования окружных скоростей валков при горячей прокатке 9 плавок сп стали (0,2-0,3% Б1) в сравнении с принятой технологией и неоптимальными величинами рассогласования дало результаты, приведенные в табл.7.

Горячекатаные полосы, прокатаные по обычной технологии, имеют разно-толщинность до 0,11мм, а с оптимальным рассогласованием - не выше 0,06мм Магнитные свойства готовой стали лучше и по удельным потерям, и по индукции. При этом, рассогласование скоростей в последней клети влияет на качество подката эффективнее, поэтому в практике производства НЭТС на КАРМЕТе рассогласование скоростей валков применяется в основном только в последней клети стана горячей прокатки.

Таблица 7.

Влияние оптимального рассогласования окружных скоростей валков при горячей прокатке на свойства НЭТС._

Вариант Чх-Чг / V 10"15 5/50.Вт/кг В2 5 0 0 ' Тл

Предлага- 7,6 - 9,6 6,2 1,64

емый 7.6 - 0,0 6.5 1,63

_ и _ 0.0 - 9,3 6,3 1,65

_ и _ 8,2 - 8,2 6,7 1.64

Не опти- 7,0 - 0,0 7,0 1.61

мальный 14,0 - 10,0 6,9 1,62

_ и _ 10,0 - 10,0 7,3 1,62

Основная технология 0,0 - 0,0 6,5 - 7,2 1,61 - 1,64

Следует отметить, что асимметричная прокатка создает более несткие

условия работы поверхности валков и повышает их износ. Однако, улучшение качества НЭТС, особенно с повышенным количеством фазообразующих элементов (следовательно, прокатанных на дрессировочном стане с увешиченны-ми обжатиями), вполне компенсирует некоторое увеличение расхода валков. 2.5. Совершенствование режима аттестационного (конечного) отжига. Шшяние параметров аттестационного отжига на структуру н свойства. Как уже было указано выше, НЭТС марок 2011-2013 поставляется после 2-й холодной прокатки, в полуготовом (неотоженном) состоянии с магнитными потерями Р1.5/50 = 12-16 Вт/кг, индукцией В250о = 1,550-1,590 Тл и твердостью НУ5 = 120-160. Для контроля качества поставляемой стали проводится т. н. "аттестационный" отжиг ее образцов, по результатам контроля магнитных свойств которых определяют марку данной партии стали.

Порядок отбора проб от партии стали и режим их аттестационного отжига регламентируется ГОСТ 21427.2-83 - он определяет граничные параметры отжига: температура нагрева в защитной атмосфере до 830+10°С, продолжительность выдержки-не более 2-х часов, охлаждение со скоростью 50°С/час до 600°С. В действительности оптимальные режимы этого отжига НЭТС могут, в зависимости от состава стали и технологии ее обработки, значительно отклоняться в ту или другую сторону от этих предписанных граничных норм.

Статистический анализ результатов испытаний 456 партий первого периода освоения производства НЭТС на КАРМЕТе, образцы которых были отожжены по режиму стандарта, показал, что более 35% металла должно быть отнесено к низшей марке 2011 из-за несоответствия более высокой марке только одной из характеристик магнитных свойств:

Тип Колйч-во партий Колич-во партий, не отвечающих марке 2012, стали Всего Марки 2011 шт. / % относительных.

шт. шт. / % В2500 менее 1,62,Тл ,5/50 более 6,5Вт/кг СП 212 71 /33,5 44 / 62,0 27 / 38,0

ПС 244 89 /36,4 28 / 31,5 61 / 68,5

Итого 456 160 /35,1 72 / 45,0 88 / 55,0

В партиях спокойного металла перевод в низшую марку происходил в основном из-за недостаточной индукции, а в полуспокойной - из-за повышенных потерь. Приведенные цифры показывали, с одной стороны, необходимость совершенствования режима конечного отжига, а с другой - выработки обоснованных оптимальных требований к стали с учетом ее применения в магни-топроводах электродвигателей разных типов. Для этого было изучено влияние параметров конечного отжига (скорости нагрева и охлаждения, температуры выдержки и ее продолжительности) на структуру и магнитные свойства НЭТС, изготовленной по разработанным режимам всех других основных технологических операций.

При аттестационном отжиге НЭТС происходит рекристаллизация, рост зерна и формирование текстуры, возможна также коагуляция высокодисперсной фазы. На эти процессы при температурах выше 720-730°С накладывается и влияет на их развитие фазовое превращение Сначала оно происходит в местах выделения карбидов и остатков перлитных строчек, если они сох-

ранились после горячей прокатки и рекристаллизационного отжига. При 750°С образуется примерно 5% У- фазы, а при 825-835°С ее количество, в зависимости от содержания С, N. Мп, (А1), может достигать 20-25%. Такой объем превращения вполне может оказать влияние на процессы собирательной рекристаллизации и формирования текстуры.

При изучении влияния скорости нагрева использовали два способа: в одном пробу из 4-х стандартных эпштейновских образца размером 30x280 мм закладывали в печь, нагретую до температуры отжига (830°С), во втором -ее нагревали от комнатной до заданной температуры вместе с печью. Скорости нагрева составляли 80-100 и 4-5°С/мин соответственно. В первом случае металл в зоне температур первичной рекристаллизации - 530-620°С -находился около 1 мин, а во втором -15-20 мин. В остальном режим отжига соответствовал нормам стандарта. Установлено, что в таких, практически значимых, пределах изменения скорости нагрева магнитная индукция образцов стали обоих типов не меняется, а удельныее потери при более высокой скорости нагрева возрастают в среднем на 0,20 Вт/кг:

, Тип стали Количество В25оо> р1,5/5о<

образцов (партий) Тл Вт/кг

СП 28 1,620 / 1,622 6,62 / 6,83

пс 31 1,651 / 1,650 6,85 / 7,05

Примечание: числители - медленный нагрев с печью, знаменатели - быстрый нагрев в печи, имеющей температуру отжига.

При быстром нагреве зерно металла мельче - повышение скорости нагрева приводит к увеличению числа центров рекристаллизации.

В другой серии опытов изучали влияние продолжительности (выдержка от 15 мин до 2-х часов) и температуры отжига (от 550 до 830°С) при нагреве образцов с печью и разной скоростью охлаждения. Изучение влияния температуры отжига (Тотх) провели при двух выдержках: 15мин и 2 часа -первая выдержка достаточна для нагрева образца до заданной температуры.

При температуре 550°С.лаже при 15 мин выдержке, происходит первичная рекристаллизация - образуется однородное мелкое зерно диаметром 0=10-12 мкм, с повышением температуры до 700°С происходит постепенное увеличение зерна до 0=15-20мкм (рис.19). При температурах 725-750°С и 15 мин выдержке в структуре появляются отдельные крупные зерна размером в 3-4 раза больше средней величины, однако средний размер зерна при этом изменяется еще мало. При 750°С в местах тройных стыков (там, где были карбиды) появляются структуры, свидетельствующие о переходе в двухфазную область. При 2-х часовой выдержке процессы собирательной рекристаллизации завершаются полнее; при температурах 600-650°С зерна в поверхностных слоях вырастают больше, чем в центре, что связано с неоднородностью наклепа металла при прокатке на дрессировочном стане. Однородная структура с величиной зерна 70-100мкм получается при 700-750°С. С дальнейшим повышением температуры отжига до 830°С размер зерна уменьшается до 60 -80 мкм - сказывается измельчение зерен при фазовом переходе.

Текстура при разных режимах отжига изменяется следующим образом: при

- и -

температуре отжига 550-600°С наибольшую интенсивность имеют ориентации (100). (332) и особенно {111}, при 650-750°С интенсивность ориентации типа {111} снижается, ориентации типа (100) - сохраняется, а ориентация, близких к ребровой {110}, - усиливается, что способствует улучшению магнитных свойств, но с некоторым ростом их анизотропии. Повышение температуры до 800-830°С приводит к ослаблению благоприятных ориента-ций и увеличению доли октаэдрической составляющей {111}, очевидно вследствие частичной фазовой перекристаллизации.

В соответствии с описанными структурными изменениями, с температурой отжига изменяются и магнитные свойства стали (рис.20). Магнитная индукция до температуры 750°С практически не меняется, затем, с повышением температуры до 830°С, уменьшается на 0, 03-0,04 Тл; анизотропия ДВ2 Б о о возрастает до температуры 700°С, после чего изменяется мало. Удельные потери снижаются до 750°С, затем постепенно увеличиваются на 0,4-0,6 Вт/кг при 830° С.

Для сп и пс металла изменения структуры и магнитных свойств при отжиге аналогичны (рис.19 и 21). Изучение влияния продолжительности выдержки при температурах отжига 750 и 830°С показало, что оптимальное сочетание магнитных свойств сп стали достигается при выдержке 60 мин(рис.22, стр.47). Для завершения структурообразования продолжительность отжига пс стали, в связи с более значительным количеством примесей в ней, следует увеличить до 80-90 мин.

Изучение влияния скоростей охлаждения 25, 50, 200°С/час показало, что первые две из них дают одинаковые результаты, а при 200°С/мин магнитные потери Pi,5/б о возрастают на 20-30% при неизменной индукции и анизотропии (температура отжига 830°С):

Свойства 25 0 С/час 50 0 С/час 200 °С/час

Pi, 5/50-Вт/кг 6,0-6,2 /6,10 5,7-6,2 /6,07 7,0-7,5 /7,23 В2500 .Тл 1,62-1.65 /1,641 1,62-1,65 /1,638 1,62-1,65 /1,640

ДВ2500 .Тл 0.08-0,10 / 0,09 0.08-0,10 / 0.09 0,06-0,10 / 0,08 Примечание: числители - пределы колебания, знаменатели - среднее.

В результате был разработан следующий оптимальный режим аттестационного отжига НЭТС: нагрез образцов со скоростью 5-10°С/час до 750°С. выдержка 1 час или 1,5 часа для сп или пс металла соответственно, охлаждение со скоростью 50°С/час до 600°С, далее - в выключенной печи. Применение такого отжига позволило уже в первом периоде освоения производства НЭТС на КАРМЕТе увеличить почти вдвое выпуск стали высших марок. Кроме того, снижение температуры рекомендуемого отжига НЭТС позволяет существенно упростить у потребителя технологию обработки пластин магнитопровода после вырубки и улучшить их качество. Существенно также, что полученные закономерности изменения магнитных свойств НЭТС от параметров заключительного отжига дают широкие возможное!и получения таких характеристик стали, которые необходимы в изделгах с учетом их назначения п условий работы магнитопровода. Детали магнито-пров^дов малых электродвигателей, для которых необходима, прежде всего.

высокая магнитная индукция, могут быть отожжены при 600-650°С и с высокими скоростями нагрева - охлаждения, что, естественно, значительно упрощает процесс термообработки. Для более крупных электродвигателей, используя ту же сталь, можно получить необходимое сочетание магнитных свойств с низкими удельными потерями путем отжига при более высоких температурах, но не превышающих перехода в двухфазную область. При этом, изменяя длительность выдержки, можно снизить магнитную анизотропию.

Эффект ускорения когуляции высокодисперсной фазы при отжиге после обработки холодом. Выше указывалось, что уменьшение количества, дисперсности и плотности распределения высокодисперсной фазы, не определяемой методом обычной оптической микроскопии, является одним из основных резервов улучшения магнитных свойств НЭТС, особенно удельных потерь. В настоящем разделе работы проведено детальное изучение высокодисперсной фазы и ее коагуляции при отжиге после обработки холодом в жидком азоте, а также возможности уменьшения дисперсности этой фазы путем изменения режима раскисления стали. Фазу изучали методом электронной микроскопии. Количество частиц подсчитывали для каждого образца по 50 полям зрения на 1.0 фотопластинках. Учитывали частицы размером 10-200нм. Идентификацию частиц проводили методом микродиффракции. Фольги исследовали на просвет при увеличении х36000. Сначала фиксировали исходную структуру фольги до обработки холодом, затем извлекали ее из колонны и погружали на 1,5 мин в жидкий азот; возвращали в колонну, нагревали. имитируя режим аттестационного отжига, и наблюдали процесс коагуляции частиц.

Как уже отмечалось, выскодисперсная фаза НЭТС пс варианта раскисления состоит в основном (на 80-90%) из сульфидов МпБ и (Мп,Ге)Б овальной формы размером 10-50 нм, а также несколько более крупных (30-80нм) сложных оксидов Мп02; Са0'Мп02 и Ре0'Сг203 в виде кристаллов неправильной форш. По размерам, форме и характеру распределения можно заключить, что высокодисперсные сульфиды образуются в процессе горячей прокатки при температурах резкого падения растворимости серы - в основном ниже И50°С для разработанного режима горячей прокатки НЭТС. Саше мелкие частицы (20-10 нм и меньше) выделяются при прокатке в клетях чистовой группы стана и, возможно, после них - при смотке в рулон. Следовательно, сульфидная фаза, даже самая высокодисперсная ее часть, формируется при температурах выше 800°С. Поэтому температуры последующей термообработки стали (рекристаллизационного отжига - 600°С, аттестационного отжига -750°С) оказываются недостаточными, чтобы вызвать заметное изменение ее плотности. В проведенных исследованиях образцы стали пс варианта без А1 в виде пластин эпштейновской пробы размером 0,5x30x280 ми после аттестационного отжига (750°С; 1,5 час) погружали в жидкий азот с выдержкой от 30 сек до 10 мин и снова отжигали их по такому же режиму. Магнитные свойства и структуру образцов изучали до обработки холодом, после нее и после повторного отжига. В результате обработки холодом в образцах возрастает на 10-30% плотность дислокаций, определяемая рентгеновским мето-

дом по физическому уширению линии (220), при этом магнитные потери увеличиваются на 2-4%. Изменений обычно определяемых характеристик микроструктуры не отмечено. При последующем повторном отжиге происходит коагуляция наиболее мелких частиц сульфидов с распределением их преимущественно в узлах сетки дислокаций и по субграницам зерен (рис.23). При ярко выраженном эффекте количество частиц размером 10-45 нм уменьшается в 5-7 раз, частиц крупнее 70 нм становится больше, а средний размер частиц увеличивается с 45-50 до 80-100 нм. Плотность их распределения при этом уменьшается с 2,3'Ю13 до 8,5'1012 см"3 (рис.24). Интересно, что, наряду с укрупнением дисперсных сульфидных частиц, происходит также коагуляция мелких карбидов (цементита) с образованием более крупных выделений их в тройных стыках и по границам зерен. Оценка степени ускорения коагуляции сульфидов при отжиге после обработки холодом показала, что время, необходимое для аналогичного укрупнения дисперсных частиц в обычных условиях (без такой обработки), почти на два порядка больше продолжительности применяемого аттестационного отжига. Иными словами, диффузионная подвижность атомов Мп и S при отжиге образцов после обработки холодом возрастает во много десятков раз по сравнению с их подвижностью в образцах без этой обработки. Ускорение диффузии вызвано возникновением при резком охлаждении дополнительных дефектов в стали (в том числе дислокаций) в связи с различием коэффициентов термического расширения включений и матрицы. Важно, что проведение просто повторного отжига, без обработки холодом, не изменило состояния фазы.

В результате коагуляции высокодисперсных сульфидов, играющих роль "ингибиторной фазы", при повторном отжиге после обработки холодом продолжается собирательная рекристаллизация - увеличивается средний размер зерна за счет уменьшения количества наиболее мелких зерен, при этом несколько улучшается текстура: увеличивается доля кубической составляющей (100) при сокращении доли октаэдрической компоненты {111}. Все отмеченные изменения структуры приводят к улучшению магнитных свойств, особенно удельных потерь - в среднем на 10-15%. Количественные исследования на образцах большого числа плавок показали, что по степени эффективности воздействия обработки холодом плавки делятся на три группы (табл.8). При сильно выраженном эффекте магнитные потери снижаются на 18-30%, среднее - 22%, а при слабом - на 3-6%, среднее - 4,7%.

Таблица 8.

Влияние обработки холодом в азоте на магнитные свойства НЭТС различных плавок (числители - до обработки, знаменатели - после обработки).

Величина ^2500' Pi ,5/50' Изменение Количество

эффекта Тл Вт/кг потерь,% партий

Сильный 1,629 / 1,642 6,352 / 4,950 - 22,1 12

Средний 1,653 / 1,661 6,337 / 5.570 - 12,3 11

Слабый 1,633 / 1,646 5,900 / 5,630 - 4,7 9

Среднее 1,638 / 1,649 6,260 / 5,420 - 13,4 32

Изучение образцов, выдержанных в азоте разное время, показало, что

V />*'»

' /V

! КЩг Ф У *

I

'-Ч**,— „Г

Рис.22.Изменение магнитных свойств Рис. 23. Выделение частиц диспер-

НЭТС при выдержке в процессе отзсига сной фазы НЭТС в узлах сетки дис-

при 750°С. Режим раскисления:1,2,4-пс, локаций и по субграницам зерен.

3.5-сп.1-В25оо:2.3-Р1,5/50;4.5-ДВ2500 . -- .------------

¿СО*

а

I

I /да-1 т

I ¡0 -

о

щ

Но

120

№

а 35 яг & мо

Размеруасгиц е/,нм

1 6.

? 1« о о / х/ -/Г

А* 'о/ х - а ¿в * . "У 1 « * . 11 I3

г 1

/к <Г

. Рис.24. Изменение распределения по размерам частиц дисперсной фазы НЭТС в результате обработки холодом в жидком азоте. 1-без обработки, 2-е обработкой.

Я 4 Л

Рис.25. Влияние величины деформации (г) при 2-й холодной прокатке без подачи эмульсии (а) и с эмульсией (б) на твердость НЭТС.

4 А 7 /

ч \\ *

1СО НО КО

¡29 НО

{£9 ¿79 Ш

й'.с. 26. Изменение кнкротвердссти Рис. 27. Частота распределения по тотцике НЭТС (0,50:ел) при разних твердости НУ5 НЭТС ¡:грс:с 2011-2013 репелх 2-й прокатки. Величина в.%: и игрек группы 2010, поставляег.^х 1-1,8; 2-3,0; 3-4,5; 4-6,0; 5-8,0. • в готовом состоянии. Подача счульсии: 1-нет, 2-5-есть.

з

основная часть эффекта достигается за 30-60 сек. Увеличение продолжительности выдержки в азоте образцов использованного размера до 2-3 мин и более не изменяет эффективности обработки холодом.

Следует' отметить, что на образцах плавок с высокой чувствительностью к воздействию обработки холодом поручены после нее самые низкие магнитные потери, хотя до этого они. были наиболее высокими. Магнитная индукция также несколько улучшилась - на ~ 0,01Тл.

Опыты по изменению режима раскисления полуспокойной стали путем добавки А1 в раскислители были основаны на предположении о возможном воздействии на дисперсную фазу тугоплавких включений глинозема А1203 (tnjI = 2020 °С), которые могли бы стать центрами выделения сульфидов. Для этого, как показали расчеты, в стали должно содержаться 0,01-0,02% А1. что достигается заменой FeTi на А1, путем добавки его в FeMn из расчета 0,30,4 кг/т. При таком режиме раскисления, а также при раскислении алюминием (до содержания в металле 0,2-0,3% А1) дисперсная фаза стали состоит в основном из частиц двух видов: глинозема А1203 и алюминатов Са,Si типа тМе0'пА1203, без четкой огранки; нитридов A1N в виде дендритов, многогранников, стержней. Средний размер таких включений - 30-50 нм.

Параметры дисперсной фазы и магнитные свойства образцов стали, содержащей А1, после разных вариантов обработки характеризуются, в сравнении с рассмотренной пс сталью без А1, следующими цифрами (числители - без обработки холодом, знаменатели - после обработки):

Тип Содержание Параметры фазы Магнитные свойства

стали Al,% d,нм N-1012cm"3 Pj 5/50,Вт/кг В2600 ,Тл

. пс - 50 / 80 23,0 / 8,5 б! 6 / 5,4 1,64/1,65

пс 0,01-0,02 75 / 85 2,7 / 2,5 5.7 / 5,5 1,64 / 1,64 сп 0.2-0,3 44 / 56 4,9 / 3,2 5,5 / 5,3 1,62 / 1.63 Следовательно, добавка в раскислитель пс стали А1 сопровождается укрупнением частиц дисперсной фазы, уменьшает плотность ее распределения и снижает магнитные потери . Величина эффекта сопоставима с получаемым при обработке холодом пс стали без А1. Дисперсная фаза и магнитные свойства стали, содержащей А1, при обработке холодом изменяются мало. Это можно объяснить тем. что центрами выделения сульфидов служат дисперсные частицы глинозема, которые не подвержены влиянию обработки холодом.

Таким образом, обработка холодом в жидком азоте нелегированной ЭТС полуспокойного режима раскисления без использования А1 в раскислителях позволяет, при определенном состоянии высокодисперсной фазы, получать наиболее высокие магнитные свойства. Экономическая эффективность этого способа обработки НЭТС и техническое его осуществление требуют проектной проработки, но установленный факт ускорения диффузионных процессов коагуляции высокодисперсной сульфидной фазы в результате обработки холодом этой стали весьма интересен и в научном, и в техническом отношении. Способ же изменения высокодисперсной фазы путем добавки А1 в раскислители пс стали принят в разработанной технологии и позволил улучшить уровень и однородность магнитных свойств НЭТС.

2.6. Разработка делегированной ЭТС марок 2010-1 и 2010-2, поставляет,« в готовом состоянии.

Во многих странах нелегированную ЭТС изготовляют не только в полуготовом, но и готовом состоянии, при котором магнитные свойства поставляемой стали гарантируют и измеряют без отжига проб. Готовую НЭТС эффективно используют в тех видах электромашин, где значение экономичности изготовления превалирует над эксплуатационным расходами. Такая сталь имеет высокую магнитную индукцию, очень хорошие показатели штагдпуемости, самую низкую среди ЭТС стоимость и для нее гарантируется определенный уровень магнитных и механических свойств. Марки готовой НЭТС включены в государственные Стандарты ФРГ, Японии, США, Англии и других стран. Особенно широко такая сталь применяется в Японии, -где ее выпуск за последние годы возрос до величины порядка 400 тыс.т/год - до 20-25% от общего объема производства ЭТС в этой стране. В отечественных стандартах нет аналогичных марок, поэтому на наших заводах использовали в состоянии поставки полуготовую НЭТС марок 2011-2013 - там, где не было необходимого оборудования для отжига магнитопроводов и где характеристики изготовляемых электродвигателей допускали такую технологию. Однако полуготовая сталь марок'2011-2013 в состоянии поставки имеет слишком высокие магнитные потери, а также высокую и очень неоднородную твердость, обусловленную применением значительных и изменяемых в зависимости от состава металла обжатий при заключительной 2-й холодной прокатке.

Изложенное вызвало необходимость проведения исследований для разработки новых марок готовой НЭТС с гарантированными магнитными свойствами в состоянии поставки для использования в электродвигателях без отжига деталей статора и ротора.

Очевидно, что готовую НЭТС необходимо обрабатывать по другим технологическим режимам, чем полуготовую. Для снижения магнитных потерь ре-кристаллизационный отжиг после 1-й холодной прокатки необходимо проводить при возможно более высокой температуре - на верхнем пределе, допускаемом характеристиками колпаковых печей. Меняется и роль 2-й холодной прокатки - при изготовлении готовой НЭТС она проводится с целью наклепа металла для обеспечения хорошей его итампуемости. При этом величина наклепа ограничена необходимостью возможно полнее сохранить магнитные свойства стали, полученные при рекристаплизационном отжиге.

В проведенных исследованиях (три серии экспериментов) рулоны 17 плавок стали типа 08 пс обычного и разработанного для НЭТС состава были обработаны по технологии изготовления стали марок 2011-2013 с изменением режимов рекристаллизационного отжига и 2-й холодной прокатки. Опыты проводились с разделением рулонов плавок на группы по числу вариантов - только в промышленных условиях, потому что условия прокатки на дрессировочном стане не моделируются на лабораторном стане - слиексм велика разница в диаметрах валков (длине очага деформации), трения и удельных давлениях на контактной поверхности металл - валок. Рекристаллизационный отаиг проводили при температурах (по металлу): 620, 670, 690 110°С; хо-

лодную прокатку вели на насеченных валках с деформациями от 0,5 до 1,8% без подачи эмульсии и с деформациями 3; 4,5; 6,0; 8^0% - с подачей эмульсии. От прокатаных рулонов отбирали пробы и образцы по установленной ГОСТ 21427.2-83 методике. На образцах измеряли твердость НУ5, распределение микротвердости по толщине образца (по методике ГОСТ 9450-71 и ГОСТ 10717-75, пирамида с квадратным основанием), а также магнитные свойства без отжига проб и с отжигом по режимам: 680°С -1,5 час и 750°С -1,5час. Первый режим отжига соответствует режиму оксидации на электротехнических заводах, второй - оптимальному режиму отжига НЭТС марок 2011-2013.

Изучение твердости образцов показало, что с увеличением степени деформации НУ5 возрастает быстрее при прокатке без эмульсии, чем с подачей ее: одинаковые значения минимально необходимой для хорошей штампуе-мости твердости НУ5= ~120 получаются в первом случае при деформации 1,0-1,2%, а во втором-при 3,0% (рис.25). Магнитные свойства образцов стали, прокатаной без эмульсии, были, при одинаковой твердости, лучше (табл. 9).

Таблица 9.

Свойства готовой НЭТС при разных режимах рекристаллизационного от-

жига и 2-й холодной прокатки.

Вариант Величина HV5 Режим"' Магнитные свойства

прокатки Е, % отжига Pl,5/50.Вт/кг ВгбОО.Тл

без 115- 1 10.0-10,5 1,62

эмульсии 1.0-1,2 -123 2 9,0-9,8 1,61-1,63

3 8,5-9,2 1,63

с 118- 1 11,8-12,4 1,60

эмульсией 3,0; -125 2 . 11,2-12,7 1,61

3 10.5-12.0 1,61

*)Примечание. Температура рекристаллизационного отжига рулонов,0С: 1 - 620, 2 - 670, 3 - 690. Из данных таблицы видно также, что при более высоких температурах рекристаллизационного отжига (670-690°С) получены несколько лучшие магнит,-ные свойства стали, особенно в случае прокатки без применения эмульсии.

Объяснение приведенному различию магнитных свойств стали, прокатаной по разным режимам, получено в результате изучения изменений микро-тзердости по толщине образцов стали всех вариантов обработки. При прокатке без эмульсии увеличивается трение на контактной поверхности валок-металл и растут удельное давление на валки и общее усилие прокатки, в результате чего изменяется форма очага деформации и резко увеличивается неоднородность наклепа по толщине полосы. Изменение микротвердости по толщине образцов для рассматриваемых режимов прокатки приведено на рис.26, из которого виднр, что при прокатке без эмульсии наклеп сосредоточен в основном у поверхности, и относительная часть наклепанного металла в этом случае значительно меньше, чем при прокатке с эмульсией. С увеличением степени дефорамции наклеп проникает на большую глубину от поверхности с соответствующим ухудаением магнитных свойств. Следует закатить, что прокатка без эмульсии с деформацией более 1,8% происходит

при слишком больших нагрузках на стан и приводит к ухудшению планпетно-сти и профиля полосы, поэтому нежелательна и даже недопустима.

Асимметричная прокатка на дрессировочном стане улучшает геометрические параметры прокатаной полосы и способствует более однородному наклепу по ее толщине, что положительно отражается на однородности магнитных свойств стали марок 2011-2013, но мало влияет на магнитные сзойства стали, прокатаной без эмульсии и поставляемой в готовом состоянии.

При отжиге проб стали, прокатаной по исследованным резинам, восстановление магнитных свойств происходит по-разному: в случае низкотемпературного отжига (680°С, 1,5 час) лучшие магнитные свойства получаются при прокатке стали без эмульсии (деформация 1,0-1,2%), а при более высокой температуре (750°С, 1,5 час) - с эмульсией (деформация 8%): Вариант Величина Магнитные свойства*1

ПрОКаТКИ Е, % Рг ,5/50, Вт/кг Вг 5 о в,Тл

без

эмульсии 1,0-1,8 7,0-8,0/7,0-7,6 1,63-1,65/1,6.1-1,65 с -

эмульсией 6-8 6,9-9,4/6,1-6,2 1,63-1,64/1,65-1,67 *)Примечание. Реяйм отиига образцов: 680°С, 1,5 час - числители, 750°С, 1,5 час - знаменатели.

Происходит это потому, что в стали, прокатаной без эмульсии, основная часть восстановления магнитных свойств происходит при 680°С, а критический рост зерна, из-за недостаточной деформации, не получает развития. В стали же, прокатаной с эмульсией и критической деформацией, происходит критический рост зерна, который завершается только при 750°С.

В результате проведенных исследований была разработана технология производства готовой НЭТС толщиной 0, 50 и 0, 65 мм марок 2010-1 и 2010-2 (ТУ14-1-4977-91) со следующими характеристиками при толщине 0,50 мм: Марка Магнитные свойства Твердость

стали ?!, 5/яп. Вт/кг Во.оо,Тл ДВ2500 ,Тл Н1'5

не более не менее не более

2010-1 10,0 1,63 0,10 115-140

2010-2 12,5 1,63 0,10 115-140

Сталь новых марок имеет меньшую средкг» величину Щ и значительно более высокую ее однородность, чел сталь марок 20Пт2013 (рис.27), что положительно отразилось на птампуемости металла. Про?.&илекные испытания НЭТС марок группы 2010 проведены на ПО "Киргизэлектрсмаи" и АО "Мосзле-ктромеп" при изготовлении электродвигателей АКР56-80 новей ебщепромьэ-ленней серии асинхронных электродвигателей ыс^нсстьэ до 1,5к8т. По всем показателям качества и технологичности стань новых марок соответствовала требованиям производства электродвигателей малой мощности. Характеристики изготовленных из опытной стали электродвигателей удовлетворяли требования:.« НТД по всем показателя!. Сталь новых марок когет бить использована в производстве электродвигателей малой мощности(до 1,0-1,5кЗт), особенно бытовой техники, взамен легированной стали »'.арок 2111-2214 на

заводах, где отсутствуют термические печи для проведения отжига в условиях, регламентированных Г0СТ21427.2-83. В связи с меньшей ценой, более высокой магнитной индукцией в сильных полях и лучшей штампуемостью эти марки стали дают при использовании существенный экономический эффект.

2.7. Рекыендуемая оптимальная технология производства НЭТС на Карагандинском меткомбинате.

На основании полученных результатов исследований разработана и внедрена технология производства нелегир'ованной ЭТС со следующими главными особенностями:

- выплавка в кислородном конвертере полуспокойной стали с содержанием, %: Мп-0,35-0,50; 81-0,02-0,08; А1-0,01-0,02, при раскислении ферромарганцем, силикакальцием, силикамарганцем с добавкой в него А1 из расчета 3-4 кг/т металла;

- прокатка слитков на слябы толщиной 200-210 мм;

- горячая прокатка слябов до толщины полосы 2,5 мм при промежуточном раскате толщиной 38-40 мм, 1КП= > 870° С, 1;ом= > 700° С;

- первая холодная прокатка до толщины полосы 0,50-0,56 мм;

- рекристаллизационный отжиг при 600°С с выдержкой в процессе охлаждения при 400° С;

- вторая холодная прокатка с обжатиями от 4 до 11% в зависимости от суммарного содержания в металле серы, азота, кислорода;

- отбор проб на дрессировочном стане;

- аттестационный отжиг при температуре 750°С;

- порезка рулонов на ленты шириной в соответствии с заказами.

3. РАЗВИТИЕ И СОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ ПРОИЗВОДСТВА И ПРИМЕНЕНИЯ НЕЛЕГИРОВАННЫХ ЭТС.

3.1. Развитие производства НЭТС на Карагандинском меткомбинате.

Освоение производства НЭТС на Карагандинском меткомбинате было начато в 1977г с опробования технологии Череповецкого меткомбината. Первые же результаты опробования показали, что эта технология, ориентированная на получение стали с низкими магнитными потерями и основанная на использовании спокойной стали, легированной 0,4-0,5% 81+А1, не подходит для для условий КАРМЕТА из-за полученного высокого расходного коэффициента, очень низкого выхода высших марок и значительной отбраковки по магнитным свойствам. Потребовалась разработка технологии, ориентированной на использование конвертерного металла, применительно к имеющемуся на комбинате оборудованию. За период с 1978 по 1986гг объем производства НЭТС на Карагандинском меткомбинате увеличился в 14 раз при кардинальном улучшении качества в результате внедрения рекомендаций, полученных, в исследовательских работах, изложенных в предыдущих разделах.

В 1980г было начато производство НЭТС из полуспокойной стали и внедрен аттестационный отжиг при оптимальной для него температуре - 750°С. В итоге был значительно уменьшен расходный коэффициент металла, повышена магнитная индукция и стабилизированы магнитные потери. Однако величина

средних магнитных потерь ла (табл.10).

Динамика производства и

- 53 -

по сравнению с сп металлом несколько возрос-

Таблица 10.

Показатели Годы

1978 1979 1980 1981 1982 1983 1984 1985 1986

Производство: - общий объем,тыс.т - стали пс,% - марок 2012,2013,% 14,8 0,0 8,0 59 0.0 32,6 89 22,5 44,9 94 71,5 49,8 119 85,7 49,1 178 95,8 85,2 184 98,3 87 196 ~99 89 198.7 -100 88,6

Магнитные свойства (средние значения): Р1.5/50- Вт/кг Вг500- Тл Забраковано по магнитным свойствам, % 6,81 1,608 4,5 6, 50 1,613 3,9 6. 47 1,621 1.4 6, 62 1,635 0,2 6,36 1,644 0,1 6, 34 1,651 0,0 6,28 1,653 0,0 6,20 1,653 0,0 6,22 1,655 0,0

Сквозной расходный коэффициент 1,905 1 ! 1,812 11.585 1,501 1,372 1,357 1,355 1,357 1,354

Дальнейшее повышение качества НЭТС было достигнуто за счет совершенствования технологии горячей и холодной прокатки. Горячая прокатка металла в однофазном аустенитном состоянии и 2-я холодная прокатка с величиной деформации, изменяемой с учетом состава металла, позволили обеспечить стабильное развитие критического роста благоприятно ориентирсва-занных зерен при заключительном аттестационном отжиге. В это ле вреш! изменили порядок отбора проб для испытаний магнитных свойств. Их стали отбирать на дрессировочном стане и назначать металл в порезку по заказам с учетом марки стали. В результате, с 1983г прекратились забракова-ния стали по магнитным свойствам,а выход высших марок достиг 85%. Средние магнитные свойства НЗТС марок 2011-2013 в 1985-1986гг составляли: вг500655 Тл' Р1.5/50=6'~° Вт/кг. Выход же стали марки 2013 достигал только 20-25% из-за завышенных требований по уровню магнитных потерь.

Результаты работ, проведенных ссвместнос ЦКИИЧЕРМЕТСМ, предприятиями Минэлектротехпрома и головным по проблеме институтом отрасли ВНИПТИЗМ по применению НЭТС в производстве электродвигателей, а также анализ зарубежного опыта позволили обосновать целесообразность изменения нормы по величине магнитных потерь _ 5/5 0 с 5,6 на 6,5 Вт/кг. В результате этого изменения марочный состав НЭТС органично всиел в общий ряд изотропных ЭТС (рис.28), а выход стали марки 2013 достиг 50%.

В 1989-1991гг была опробована и внедрена технология производства НЭТС марок группы 2010. поставляемых в готовом состоянии (ТУ14-1-4977-91). Испытания стали этих марок у потребителя, изложенные- Еьпе, подтвердили их высокую эффективность при правильном использовании.

Свойства изотропных нелегированных и легированных ЭТС КАРМЕТА и НЛМК сопоставлены на рис.29 с лучшими зарубезннми аналогами и могут быть представлены для толщины 0.50?лм следующими цифрами:

Марка стали

2011 2012 2013 2010-1

/ 370-50D /

/ 280-50D1! / 50Н10002'

- 54 Вт/кг 8,9

2010-2 / 50Ш300" Примечание: 1) Фирмы "Ниппон стил"

Pi, 5/50 8,0 / 7.0 / 6, 5 /

10,0 / 10,0

12,5 / 13,0

6,6

5 0 0 • 1,60 / 1,60 1.62 / -1,65 / 1.62 1,63 / 1.60 1,63 / 1,60

Щ

120-160 / 120 12.0-145 / -120-140 / 120 115-130 /. 114 115-140 / 110

марки стали фирмы "Бохум" (ФРГ), 2) - марки сталм (Япония).

гт

\

' о—-\гии

22 с / газ ч

"Л / /

- ■". .......-

1.ЕЗ U1

МАГНИТНАЯ ИНДУКЦИЯ. Bjmi, Т

Ш

I si кэ 45

Нагшгн«« ИИДШШМ. В ИМ. ТЛ

Рис. 29.Магнитные свойства изотропных ЭТС Карагандинского (НЭТС) и Новолипецкого (легированные) комбинатов и лучших зарубежных аналогов.

Рис.28.Изменение магнитных свойств изотропных ЭТС при усилении совершенства текстуры (100). Легирование Si +kl,%: 20-до 0,4; 21-0,8-1,0; 22-1,6 -1,9; 23-2,3-2,5; 24-3,5-4,0.

Из приведенных данных можно видеть, что свойства изотропных ЭТС КАРМЕТА и НЛМК находятся на одном уровне с лучшими зарубежными аналогами.

В 1986-1988гг Карагандинский и Череповецкий меткомбинаты выпускали порядка 230-240 тыс.т/год НЭТС (ЧерМК -около 40 тыс. т/год) и структура производства ЭТС в стране по относительному количеству стали разных типов приближалась к оптимальной (рис.30).

Рис. 30. Структура производства изотропных ЭТС в СССР (а, 1988г) ив США и Японии (б. 1989г). Тип стали: 1 - анизотропная, 11 - изотропная нелегированная, ill - изотропная легированная отожженная.

3.2. Эффективность применения неяещшзншй ЭТС при изготовлении электродвигателей.

Совместно с предприятиями электротехнической промышленности уточнены технологические режимы штамповки пластин магнитопроводов при использовании стали новой группы и термической обработки их применительно к

типа».! электродвигателей и характеристикам имеющегося оборудования. Применение холоднокатаной рулонной НЭТС позволило решить ряд важных технико-экономических проблем.

- В электротехнике разработана группа электродвигателей малой мощности (до 2-3 кВт), из котороых следует выделить двигатели с ВОВ до 80мм наиболее массовой серии 4А асинхронных электродвигателей общепромышленного назначения с существенно лучшими КПП и C0Sq> при существенной экономии электроэнергии и основных конструктивных материалов (ЭТС - на 10-13%, обмоточн№1 меди и алюминия - на 6-10%). Новая сталь, поставляемая в рулонах, позволила автоматизировать процессы изготовления маг-нитопроводов с повышением производительности труда в два-три раза, а также увеличить коэффициент использования металла за счет рационального раскроя.

- Устаревшее производство горячекатаной листовой ЭТС в середине 80-х годов было уменьшено на 260 тыс. тонн/год, т. е. наполовину, при коэффициенте замены 0,7.

- Одновременно был также сокращен импорт изотропных ЭТС.

- Общий народно-хозяйсвенный экономический эффект, определяемый по действовавшей в то время методике, от замены устаревшей горячекатаной стали, снижения расхода материалов и повышения производительности труда при изготовлении электродвигателей, снижения - расхода электроэнергии при работе электродвигателей новых серий в расчете на 200 тыс.т НЭТС выражался в сумме 25,6 млн. рубл.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ И ВЫВОДЫ

Исследования, результаты которых изложены в настоящей работе, были частью комплекса мероприятий по организации массового производства высококачественных холоднокатаных изотропных ЭТС для создания в электро-машиносторении новых прогрессивных серий электродвигателей. Разработанная новая группа нелегированных ЭТС была первой в ряду изотропных ЭТС по времени освоения и лучшей по сочетанию характеристик для применения в электродвигателях малой мощности, на изготовление которых расходовали до 200 тыс.т ЭТС в год. Работа соответствовала выполнению заданий научно-технической Программы Госкомитета по науке и технике: задания 0.08. 12.06 - черная металлургия и 0.14.01.03 - электротехника.

По результатам работы можно сделать следующие выводы.

1. Создана новая группа марок изотропной нелегированной ЭТС (до 0,4% кремния), которые поставляются как в полуготовом состоянии (без термообработки на магнитные свойства) - марки 2011-2013, так и в готовом, для чего впервые разработаны марки НЭТС 2010-1 и 2010-2. В результате, структура производства изотропных ЭТС в СНГ по группам легирования и марочному составу приобрела законченный вид и приблизилась к оптимальной.

1.1. Свойства группы марок НЭТС находятся на уровне лучших мировых аналогов, при максимально высокой в ряду изотропных сталей магнитной индукции в сильных полях, хорошем и регулируемым уровне магнитных потерь и низком старении. НЭТС является лучшим материалом для изготовления ма-

лых электродвигателей мощностью до 1-3 кВт, имеющих специфические технико-экономические характеристики.

1.2. Технология производства НЭТС соответствует технологической схеме изготовления низкоуглеродистой тонколистовой стали, не требует дополнительного оборудования и может быть воспроизведена на других заводах, выпускающих холоднокатаные тонколистовые стали.

1.3. Совместно с предприятиями электротехнической промышленности и головным по проблеме отраслевым институтом ВНИПТИЭМ разработаны рекомендации по использованию стали новой группы с учетом ее особенностей, типов электродвигателей и характеристик имеющегося оборудования.

1.4. В процессе испытаний и развития применения НЭТС последовательно уточнялись требования к ее свойствам , в итоге чего были выработаны оптимальные нормы по уровню и сочетанию характеристик стали, а так-ке определены области рационального применения ее в зависимости от характеристик электромашин и технологии их изготовления. Все это нашло отражение в новой (1991 года) редакции ГОСТ 21427.2-83 на изотропные ЭТС,

в отраслевой НТД электротехнической промышленности, а такие в ТУ на по-, ставку новых марок и типоразмеров НЭТС, пока не включенных в ГОСТ.

2. При разработке и совершенствовании технологии производства НЭТС на Карагандинском меткомбинате изучена взаимосвязь их структуры и магнитных свойств, определены параметры структуры стали с высоки;,ш магнитными свойствами.

2.1. Фундаментальные физические константы магнитной анизотропии и магнитострикции НЭТС имеют самые высокие в ряду изотропных ЭТС значения. Поэтому их свойства в наибольшей степени зависят от характера и совершенства текстуры и нарушений строения кристаллической решетки: неметаллических включений, особенно высокодисперсных, создающих поля напряжений; границ между зернами и блоками, т.е. величины зерна; остаточных искажений решетки после деформации, фазовых превращений и т.д. Вместе с тем,

в НЭТС диффузионные процессы релаксации напряжений, рекристаллизации, роста зерна, коагуляции включений протекает при более низких температурах и быстрее,чем в легированных ЭТС, что упрощает термообработку НЭТС.

2.2. Величина магнитной индукции В25оо_взооо НЭТС определяется в основном наличием и совершенством благоприятной текстуры с ориентацией плоскостей типа (100) и (110) в плоскости листа. Магнитные потери, кроме текстуры и электросопротивления, зависят также от величины зерна, разнозернистости и количества неметаллических включений. Доля влияния на потери этих определяемых на оптическом микроскопе характеристик структуры составляет порядка 30-35% от общего изменения магнитных потерь. Основной вклад в ухудшение потерь вносит высокодисперсная фаза, определяемая только методом электронной микроскопии. Эта фаза влияет на величину коэрцитивной силы и непосредственно (размер частиц соизмерим с толщиной доменной границы), и косвенно - через торможение роста зерна. Дисперсная фаза НЭТС сходна по количественным параметрам с ин-гибиторной фазой анизотропной стали.

Для получения высших марок НЭТС должна иметь следующие структурные характеристики: размер зерна - не менее бОмкм (оптимально - 90-1 Юмкм), разнозернистость - не более 8, суммарную долю благоприятных текстур типа (100) и (110) - не менее 20-30%, при не более 25% ребровой ориентации (110), чтобы анизотропия магнитных свойств не стала слишком высокой, плотность выделения частиц дисперсной фазы - порядка 5-8'1012см"3 и менее, при среднем размере частиц - не менее 50-60мкм.

2.3. Старение НЭТС происходит в результате низкотемпературного выделения нитридов. В спокойной стали ограничителем старения служат Si и А1, но они снижают В3 и связанную с ней индукцию в сильных полях B2500--В5000. В полуспокойной стали ограничителем старения служит Мп. связывающий азот в нитриды: Mn4IJ и Нп3Н2.

2.4. НЭТС после отжига, даже низкотемпературого рекристаллизационно-го при 600-650°С, имеет низкую твердость HV5=90-95, что крайне отрицательно сказывается на стойкости птампов и ухудшает форму вырубаемых плас-стин статора-ротора. Поэтому для них необходима 2-я холодная прокатка для получения твердости HV5>115-125 в зависимости от режима деформации ции. Возможно также использование добавки фосфора в количестве 0,08-0,12™, что ваяно для Карметкомбината в связи с высоким содержанием фосфора в исходном чугуне.

2.5. Определены технологические способы направленного воздействия на структурообразование НЭТС, которые были опробованы и в большинстве использованы при разработке и совершенствовании технологии производства НЭТС с учетом характеристик и возможностей имеющегося оборудования.

3. Разработана и внедрена на Карагандинском меткомбинате комплексная технология производства НЭТС с оптимизацией режимов всех технологических операций от выплавки до отжига проб при аттестации и магнитопро-водов у потребителя. Большая часть разработанных режимов защищена авторскими свидетельствами.

3.1. При разработке технологии выплавки в конвертерах и химического состава стали установлено, что полуспскойная сталь с содержанием 0,020,09% Si, при близком уровне магнитных потерь, имеет магнитную индукцию на 0,02-0,03 Тл выше,чем сталь спокойная (0,25-0,40% Si). Величина старения пс стали в требуемых пределах (не более 8%) достигается при содержании 0,35-0,50% Мл и отношении Mn/S не менее 20. Кипящая сталь, несмотря на удовлетворительные исходные магнитные свойства, имеет слишком высокую склонность к старению, поэтому для производства НЭТС не подходит. Для получения необходимых параметров высокодисперсной фазы пс стали следует использовать "мягкие" раскислители: ферромарганец, силикака-льций, силикамарганец с добавкой в него алюминия в количестве 3-4 кг/т (до содержания А1 в металле 0,01-0,02%).

3.2. В результате исследований структурообразования при динамической рекристаллизации установлены режимы горячей прокатки в однофазном ¡Г-состоянии (tKn не низе 880°С), обеспечивающие получение однородной структуры подката и готовой стали с необходимым размером зерна и благо-

приятной текстурой. Прокатка в двухфазном состоянии икп=860-830°С) приводит появлению разнозернистости металла, которая усиливается с увеличением количества феррита в прокатываемом металле. Прокатка в однофазном «-состоянии икп=800-770°С) связана с перегрузкой стана, ухудшением структуры подката и готового металла. Высокая температура смотки (1;см = 750-700°С) при прокатке в однофазном ¡¡"-состоянии создает в рулоне запас тепла, достаточный для завершения рекристаллизации и частичной коагуляции высокодисперсной фазы, что также улучшает структуру и свойства готовой стали. Повышение температурного режима горячей прокатки достигается нагревом слябов до 1280°С, увеличением толщины слябов и раската перед чистовой группой до 200-210 и 38-40 мм соответственно, а также увеличением скоростей прокатки с использованием систем автоматики.

3.3. Лабораторными и промышленными экспериментами установлена оптимальная температура рекристаллизационного отжига рулонов в колпаковых печах - 600°С, обеспечивающая формирование лучшей текстуры и более высокой магнитной индукции готовой стали.

3.4. Установлена и научно обоснована количественная зависимость необходимой величины критической деформации при 2-й холодной прокатке от суммарного содержания вредных фазообразующих примесей (серы, азота, кислорода), описываемая выражением: екр = к (8 + [0] + [И] + А),55. Это дало возможность ограничить отрицательное влияние фазообразующих примесей на формирование структуры и снизить потери Р1|5/5о выпускаемой стали в среднем на 0,38 Вт/кг, повысить индукцию В2£ = с на 0,012 Тл. в два раза увеличить выход высших марок и исключить брак по магнитным свойствам.

3.5. Повышение температуры 2-й холодной прокатки до 120°С за счет сокращения времени охлаждения рулонов после рекристаллизационного отжига позволяет уменьшить на 20-30% усилия прокатки и получать обжатия более 8%, что необходимо для металла с высоким содержанием вредных примесей и что без этого было невозможно из-за перегрузки стана. Рекомендовано 2-ю прокатку с деформацией 8-12% проводить при температуре 100--120°С, что позволяет без перегрузки стана вести прокатку с необходимыми высокими обжатиями, исключить забракования металла с высоким содержанием вредных примесей и сократить время охлаждения рулонов.

3.6. Количественно исследована неоднородность наклепа по толщине полосы при 2-й холодной прокатке. Увеличение трения в очаге деформации при прокатке на насеченных валках резко усиливает эту неоднородность и позволяет получать минимально необходимую для хорошей штампуемости твердость НУь=115-120 при е=1,0-1,2%, в то время как при подаче эмульсии для этого необходима деформация не менее 3%. С использованием результатов этих исследований была разработана технология производства готовой НЭТС толщиной 0,65-0,50 мм марок группы 2010. Сталь имеет в состоянии поставки достаточно высокую магнитную индукцию В2 ь о о > 1-63 Тл, гарантированный уровень потерь, а также меньшую твердость при значительно большей ее однородности, чем полуготовая сталь марок 2011-2013.

3.7. Асимметричная прокатка с рассогласованием окружных скоростей

валков при горячей и холодной прокатке НЭТС способствует более однородной деформации по толщине полосы улучшает геометрические парамеры прокатанного металла и положительно отражается на однородности и уровне уровне магнитных свойств стали марок 2011-2013.

3.8.При заключительном (аттестационном) отжиге НЭТС наиболее высокая магнитная индукция В2500 и основная часть снижения магнитных потерь достигаются при температуре 700°С. Оптимальное сочетание магнитных свойств НЭТС пс режима раскисления получается при температуре отжига 750°С. Дальнейшее повышение температуры до 800-830°С приводит к образованию У-фа-зы в тройных стыках и местах выделения карбидов, усилению разнозернис-тости и ухудшению магнитных свойств, особенно индукции В2500. Продолжительность выдержки при ожиге металла сп - 60 мин, а для пс - 90 мин, в связи с более значительным количеством примесей в ней. Изменяя параметры аттестационного отжига, можно получать различные сочетания характеристик стали в зависимости от условий ее работы в магнитопроводе.

4. При выполнении исследований по совершенствованию технологии производства НЭТС был получен ряд данных и фактов, представляющих научный интерес.

4.1. Впервые обнаружен, детально исследован и теоретически объяснен эффект влияния глубокого охлаждения (в жидком азоте) на ускорение диффузионной коагуляции высокодисперсной сульфидной фазы НЭТС. При отзиге после такой обработки количество самых мелких частиц размером 10-45нм уменьшается в 4-5 раз при снижении плотности распределения с 2-3'1013 до 6-8' 1012см"3. При ярко выраженном эффекте магнитные потери снижаются на 20-25%. Ускорение коагуляции фазы вызывается возникновением -дефектов в решетке металла в результате различия коэффициентов термического расширения включений и матрицы. Просто повторный отжиг без обработки холодом не изменяет состояния дисперсной фазы. Приведенные цифры показывают также, насколько велика роль высокодисперсных частиц в ухудшении магнитных потерь НЭТС.

Добавка в раскислнтели пс стали AI (до 0,01-0,02% в металле) изменяет состав дисперсной фазы, приводит к укрупнению частиц, уменьшению плотности их распределения и, в конечном итоге, снижает магнитные потери. Величина эффекта споставима с получаемым при обработке холодом пс стали без AI. Дисперсная фаза и магнитные свойства стали, содержащей AI, при обработке холодом не изменяются. В этом случае центрами выделения сульфидов слу™ат дисперсные частицы глинозема, которые при обработке холодом не изменяются.-

4.2. Разнозернистость структуры НЭТС развивается при завершении горячей прокатки в двухфазной области. Сна вызвана разными наклепсм и скоростями роста зерен аустеннта и феррита при одинаковых обжатиях и температурах. а такзе тем, что повышается концентрация серы на границе зерен 5еррита, растущих в аустеките. В последующем это отражается на кинетике их роста при отжиге.

4.3. Текстурные изменения на разных участках кривой зависимости ве-

личины зерна от деформации при 2-й прокатке связаны с механизмом роста зерна: на стадии подъема кривой заторможенные процессы движения границ приводят к усилению октаэдрической составляющей, на участке критической деформации центрами роста служат преимущественно зерна рассеянной ребровой и кубической ориентации, на нисходящей ветви центрами роста становятся зерна в основном с ориентацией, характерной для текстур деформации. При применении критической дефомации улучшение магнитных свойств происходит в результате и роста зерна, и улучшения текстуры стали.

4.4. Влияние кремния на удельное электросопротивление и вихревую составляющую потерь при низком его содержании значительнее, чем принято считать по опубликованным материалам и формулам. Начальная часть кривой зависимости р = f(Si%) существенно круче, чем после 0,4-0,5% Si, когда начинается обычно принимаемая линейная зависимость этих величин.

5. В результате внедрения разработанной технологии, при росте объемов производства в 14 раз - с 15 тыс.т в 1978г до почти 200 тыс.т в 1986г, было кардинальны},i образом улучшено качество стали: средние магнитные потери Pi,5/50 снижены на 0,60 Вт/кг, магнитная индукция Вг500 повышена на 0,042 Тл. а выход высших марок вырос с 8 до 88%, при 50% стали марки 2013. Исключен брак по магнитным свойствам, а сквозной расходный коэффициент металла снижен на 20% - с 1,81 до 1,35. Отраслевой экономический эффект составил 4,92 млн. рубл.

6. Совместно с предприятиями электротехнической промышленности уточнены технологические режимы штамповки пластин магнитопроводов при использовании НЭТС и термической их обработки применительно к типам электродвигателей и характеристикам имеющегося оборудования.

С использованием высоких магнитных свойств НЭТС разработана новая прогрессивная серия АИР электродвигателей малой мощности с лучшими КПД и Созф при существенной экономии электроэнергии и материалов (меди, алюминия, ' стали). Автоматизированы процессы изготовления магнитопроводов с повышением производительности труда в два-три раза. Общий народно-хозяйственный эффект от снижения расхода материалов, электроэнергии, повышения производительности труда в расчете на 200 тыс. т/год НЭТС выражался в сумме 25,6 млн. рубл.

ПУБЛИКАЦИИ. Содержание диссертации изложено в следующих работах:

1. Особенности технологии производства нелегированной электротехнической стали на КарМК (совместно с Тищенко 0. И., Медведевым В. В. ,Тка-ченко и др.). Сталь, 1980, N 6, с. 525-528.

2. К определению магнитной индукции нелегированной электротехнической стали марки 2011 (совместно с Боранбаевой H.H.). Заводская лаборатория, 1981, N 5, С. ö7-88.

3. Совершенствование технологии производства электротехнической изотропной нелегированиой стали на КарМК (совместно.с Медведевым В. В., Ени-ньп.: Н. Н. и Михалевым П. М.). Тезисы докладов 6-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов (часть 1)

г.Аша, 1981, с. 26.

4. Влияние режимов конечного отжига на магнитные свойста нелегирован ной электротехнической стали (совместно с Медведевым В.В., Михалевым П.М и Фельдманом Б. А.). Металлург, 1984, N 1, с. 26-28.

5. Влияние примесей на критическую степень деформации нелегированной электротехнической стали (совместно с Гольдатейном В.Я., Вербозецкой Д.Э и Владимировым С.М.). Металловедение и термическая обработка металлов, 1984, И 6, с. 38-39.

6. Особенности производства нелегированной изотропной электротехнической стали на КарМК (совместно с Сосковцом О.Н., Мирно В.А., Матю-хой Л.Г. и др.). Тезисы докладов 7-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов (часть 1), г. Владимир, 1984, с. 3.

7. Влияние технологических факторов на старение нелегирсванной электротехнической стали (совместно с Мироновым Л.В., Боранбаевсй Н.М., Михалевым П. М. и др.). Тезисы докладов 7-го Всесоюзного совещания по физике и металловедения электротехнических сталей и сплавоз (часть 1), г. Владимир, 1984, с. 19.

8. Исследование неоднородности магнитных свойств холоднокатаной электротехнической стали (совместно с Мухамбетовым Д. Г., Боранбаевой Н.И. Гольдитейном В. Я. и др.). Тезисы докладов 7-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов (часть 1), г. Владимир, 1984, с. 27.

9. Совершенствование технологии выплавки электротехнической стали (совместно с Германом В.И., Ениным H.H., Багрием А.И. и др.). Тезисы докладов 7-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов (часть 1), г. Владимир, 1984, с.29.

10. Влияние структурных характеристик на магнитные свойства нелеги-ровакной изотропной диначной стали (совместно с Глухманом Г.Е., Фельдманом Б.А., Корякиной Н.Л. и др.). Тезисы докладов 7-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов (часть 2), г. Владимир, 1984, с. 15.

11. Особенности производства нелегированной изотропной электротехнической стали на КарМК (совместно с Сосковцом О.Н., Мирно В.А., Матю-ой Л.Г. и др.). Материалы 7-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов, Москва, 1985 (отраслевой сборник), ч.2, с.66-68.

12. Влияние температурно-деформационных параметров горячей прокатки на структуру подката и магнитные свойства нелегирсванной холоднокатаной изотропной электротехнической стали (совместно с Серым А.В., Гольдитейном В.Я., Владимировым С.М. и др.). Материалы 7-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов, Москва, 1985 (отраслевой сборник), ч.2, с.69-71.

13. Исследование причин неоднородности магнитных свойств холоднокатаной изотропной электротехнической стали (совместно с Мухамбетовым

Д.Г.. Боранбаевой H.H.. Гольдштейном В.Я. и др.). Материалы 7-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов, Москва, 1985 (отраслевой сборник), ч.2, с.71-74.

14. Влияние параметров второй холодной прокатки на структуру и свойства нелегированной динамной стали (совместно с Боранбаевой Н.М., Куинаревой В.Ф., Шалаевой С. А. и др.). Сталь, 1985г., N 1, с. 78-79.

15. Влияние структуры на магнитные свойства нелегированной электротехнической стали (совместно с Боранбаевой Н. М.. Недосековой Ф.А. и Корякиной Н. Л.). Сталь, 1985г., N4, с.67-68.

16. Влияние химического состава на технологоческие особенности производства нелегированной электротехнической стали (совместно с Гольдшт-ейномВ.Я., Владимирвым С. А.. Вербовецкой Д.Э. и др.). Тезисы докладов научно-технической конференции "Проблемы повышения качества магнтномяг-ких материалов", Свердловск, 1986, с. 6.

17. Интенсификация диффузионных процессов при отжиге электротехнической стали после обработки холодом (совместно с Фельдманом Б.А., Мироновым Л. В. и Глухманом Г.Е.). Тезисы докладов 1 Республиканской конференции "Физика твердого тела и новые области ее применения", Караганда, 1986, с. 6.

18. О связи удельных магнитных потерь в нелегированной изотропной электротехнической стали с некоторыми ее характеристиками (совместно с Мухамбетовым Д.Г. и Усеновым К.К.j. Тезисы докладов 1 Республиканской конференции "Физика твердого тела и новые области ее применения", Караганда, 1986, с. 132.

19. Влияние пластической деформации и термообработки на структуру и магнитные свойства динамной стали (совместно с Мухамбетовым Д.Г. и Куликовым В.И.). Тезисы докладов 1 Республиканской конференции "Физика твердого тела и новые области ее применения", Караганда, 1986, с.214.

20. О механизмах влияния второй холодной прокатки и рекристаллизаци-онного отжига на магнитные потери нелегированной изотропной электротехнической стали (совместно с Мухамбетовым Д.Г. и Барбаевым В.И.). Тезисы 8-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов (часть 1). Липецк, 1988, с.50.

21. Поведение дисперсной фазы в нелегированной электротехнической стали (совместно с Юровым В.М., Глухманом Г. Е. и Омаровым Т.Е.). Тезисы 8-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов (часть 1). Липецк, 1988, с. 82.

22. Влияние обработки холодом на магнитные свойства электротехнической нелегированной изотропной стали (совместно с Фельдманом Б.А. и Глухманом Г.Е.). Тезисы 8-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов (часть 1). Липецк, 1988, с. 102.

23. О механизме влияния второй холодной прокатки и рекристаллизаци-онного отжига на магнитные потери в нелегированной изотропной электротехнической стали (совместно с Мухамбетовым Д.Г., Каргиным Д. Б. и Бене-

диксом Е.В.). Материалы 8-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов, Москва, 1988. (отраслевой сборник), ч.1, с. 120-122.

24. Обработка холодом электротехнической нелегированной стали (совместно с Глухманом Г.Е. и Фельдманом Б. А.). Сталь, 1989, N 12, с. 70-72.

25. Холоднокатаные электротехнические стали. Справочник, (совместно с Молотиловым Б.В., Мироновым Л.В., Петренко А.Г. и др.). Москва, Металлургия, 1989.

26. Влияние обработки холодом на структурные характеристики дисперсной фазы нелегированной изотропной электротехнической стали.

Тезисы докладов 9-го Всесоюзного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов, Минск, 1991, с.132.

27. Производство электротехнической стали марок 2010-1 и 2010-2 (совместно с Бенедиксом Е.В. и Мироновым Л.В.). Заводская лаборатория, 1992, N 7, с.63-69.

28. Производство стабилизированной кремнием низкоуглеродистой кипящей стали (совместно с Бурдоновым Б.А., Добромиловым В.А., Богомяковым В.И. и др.). Сталь. 1992, N 10, с. 33-34.

29. Влияние дисперсной фазы на магнитные свойства нелегированной изотропной электротехнической стали (совместно с Нечаевым Ю.С., Мухамбето-вым Д.Г., Булыгиной В.И. и др.). Металловедение и термическая обработка металлов, 1992, N 11, с. 37-39.

30. Технология термической обработки на металлургических заводах. Монография (совместно с Канаевым А.Т.). Алма-Ата, Галым. 1993 388 стр.

31. Управление формированием дисперсной фазы, как основной рычаг улучшения магнитных свойств нелегированной изотропной электротехнической стали (совместно с Нечаевым Ю.С., Мухамбетовым Д.Г., Мироновым Л.В. и др.). Сборник трудов Международной конференции "Черная металлургия России и СНГ в XXI веке", Москва, 1994, с. 226-228.

32. Нелегированная электротехническая сталь и производство магнитопроводов электродвигателей на Карагандинском меткомбинате (совместно с Мухамбетовым Д. Г.). Тезисы докладов 10-го международного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов, Липецк, 1995, с. 17.

33. Пути улучшения магнитных свойств нелегированной электротехнической стали (совместно с Нечаевым Ю.С. и Мухамбетовым Д.Г.). Тезисы докладов 10-го международного совещания по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов, Липецк, 1995, с. 25.

34. Способ получения электротехнической стали (совместно с Гольдштей-ном В.Я., Зенченко Ф.И., Мирко В.А. и др.). Авт. свид.11 968085. Б. инф. 1982, N39.

35. Способ производства холоднокатаной изотропной электротехнической стали (совместно с Первухиным A.A., Фельдманом Б.А., Черновым П.П. и др.). Авт. свид.N 1157854.

36. Способ получения холоднокатаной изотропной электротехнической

стали (совместно с Гольдштейном В.Я.,Владимировым С.М..Серым А.В.и др.). Авт. сбид. N 1180309, Б. инф. 1985, N 35.

37. Способ производства холоднокатаной изотропной электротехнической стали (совместно с Матюхой Л.Г., Романенко Б.Г., Чепеляном И. И. и др.).

Авт. свид.Ы 1327542.

38. Способ термической обработки листов магнитопроводов (совместно с Фельдманом Б.А., Глухманом Г.Е. и Мироновым Л.В.). Авт. свид.N 1353825, Б. инф. 1987, N 43.

39. Способ производства холоднокатаной изотропной электротехнической стали (совместно со Шварцманом Л.А., Гольдштейном В.Я., Вербовецкой Д.Э. и др.). Авт. свид.N 1356471.

40. Способ производства изотропной электротехнической стали (совестно с Лозовым В.П., Синицыным В.Г., Сейсимбиновым Т.С. и др.). Авт. свид. N 1520115, Б. инф. 1989, N 41.

41. Способ производства изотропной электротехнической стали (совместно с Лозовым В.И., Гольдштейном В.И., Адякиным В.М. и др.). Авт. свид.N 1527290, Б. инф. 1089, N 45.

42. Способ производства листовой электротехнической стали (совместно с Сосковцом 0. Н., Трайно А. И., Васильевым А. В. и др.). Авт. свид. N 1527292, Б. инф. 1989, N 45.

43. Способ производства холоднокатаной низкоуглеродистой листовой стали (совместно с Серым А.В.,Гольдштейном В.Я.,Вербовецкой Д. Э и др.). Авт. свид. N 1617018, Б. инф. 1990, N 48.

44. Способ изготовления холоднокатаных металлических полос углеродистой и малоуглеродистой стали (совместно с Лозовым В.П., Кутиковым В.И., Адякиным В.М. и др.). Авт. свид.Ы 1686011. Б. инф. 1991, N 39.

45. Способ получения стальных полос (совместно с Лозовым В.П., Куликовым В. И., Бенедиксом Е.В. и др.). Авт. свид. N 1700065. Б. инф. 1991, N 47.

46. Способ производства нелегированной электротехнической полуспокойной стали (совместно с Германом В.И., Нечаевым Ю.С., Мухамбетовым Д. Г. и др.). Патент йи 1790611, Б. инф. 1993, N 3.