авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ  БИБЛИОТЕКА

АВТОРЕФЕРАТЫ КАНДИДАТСКИХ, ДОКТОРСКИХ ДИССЕРТАЦИЙ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ

Структурообразование и свойства двух- и многофазных автолистовых сталей при контролируемой прокатке в линии ншпс и последующих переделах

На правах рукописи

МАРМУЛЕВ АРТЕМ ВАСИЛЬЕВИЧ

СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ И СВОЙСТВА ДВУХ- И МНОГОФАЗНЫХ

АВТОЛИСТОВЫХ СТАЛЕЙ ПРИ КОНТРОЛИРУЕМОЙ ПРОКАТКЕ В

ЛИНИИ НШПС И ПОСЛЕДУЮЩИХ ПЕРЕДЕЛАХ

Специальность 05.16.01

Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени

кандидата технических наук

Москва 2013

Работа выполнена в Научно-исследовательском Центре предприятия АрселорМиттал и на кафедре Пластической Деформации Специальных Сплавов Федерального государствен ного учреждения высшего профессионального образования «Национальный исследователь ский технологический университет «МИСиС»

Научный руководитель: доктор физико-математических наук, профессор (НИТУ «МИСИС») Людмила Михайловна Капуткина

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор (МГТУ им. Н.Э. Баумана) Валентин Сидорович Крапошин доктор технических наук, профессор (НИТУ «МИСИС») Александр Викторович Кудря

Ведущая организация: ЗАО "ЦНИИПСК им. Мельникова"

Защита состоится 7 ноября 2013 года в 15:30 на заседании диссертационного совета Д 212.132.08 при "Национальном исследовательском технологическом университете "МИ СиС" по адресу: 119049, Москва, Ленинский проспект, д. 4, ауд. Б-607.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке "Национального исследовательского технологического университета "МИСиС".

Автореферат разослан « » 2013 г.

Ученый секретарь Диссертационного совета, доктор физико-математических наук, профессор. Мухин С. И.

Общая характеристика работы

Актуальность исследования Интенсивное развитие автомобильной промышленности во всем мире сопровождается усилением внимания к проблемам безопасности, энергетического потребления и загрязнения окружающей среды. Ужесточение требований и норм к характеристикам производимых ав томобилей, в свою очередь, ведет к ужесточению требований к исходным компонентам и ма териалам автомобиля. В частности, к качеству и однородности свойств автолистовых сталей.

Со своей стороны, сталепроизводители также заинтересованы в оптимизации и снижении стоимости обработки своей продукции. В связи с этим возникает необходимость все более полного и тщательного контроля производства автолистовых сталей, начиная с самых ран них стадий передела металла.

Изменения процесса производства или неравномерность термомеханических условий при контролируемой прокатке в линии непрерывного широкополосного стана горячей про катки (НШПС ГП) двух - и/или многофазных автолистовых сталей, в конечном итоге, прояв ляются в неравномерности микроструктуры, а значит, и в механических свойствах (МС) го товой продукции. В связи с этим возникает потребность более тщательного изучения и по нимания влияния изменений технологии и параметров процесса горячей прокатки, и после дующих переделов для повышения однородности свойств готовой продукции.

Эти изменения в структурообразовании и в МС могут быть непосредственно, но ча стично (чаще всего, на концах полосы) измерены традиционными методами. Подобные из мерения дорогостоящи, довольно трудоемки, низкоэффективны, требуют сложного отбора и подготовки образцов.

Методы компьютерного моделирования также могут быть использованы для прогно зирования микроструктуры и, таким образом, механических свойств. Однако и тут имеются критические моменты, вызванные нехваткой информации о состоянии аустенита при высо ких температурах и его влиянии на фазовые превращения, что особенно касается сверхпроч ных двух- и многофазных автолистовых сталей.

Другой альтернативой для выявления изменений микроструктуры и МС являются не разрушающие методы контроля. Они позволяют получать данные по всей длине продукта непосредственно в режиме хорошо налаженного производства. Более того, большая скорость получения информации о структурном состоянии продукции может позволить проводить контроль и управление производством в режиме реального времени. Однако, на сегодняш ний день, существует не так уж и много методов неразрушающего контроля, которые могут быть использованы в условиях горячей прокатки в линии НШПС.

Поэтому актуальным является разработка нового или усовершенствование существу ющего метода неразрушающего контроля, который мог быть использован в затруднительных для измерений условиях работы линии НШПС ГП.

Цель работы:

В данной работе выделены две первостепенные цели:

Разработать и усовершенствовать систему неразрушающего контроля для пол 1.

ноценного мониторинга микроструктурных изменений при высоких температурах, Изучить эффективность изменения технологии/параметров процесса производ 2.

ства для повышения однородности готовой продукции двух- и многофазных автолистовых сталей.

Научная новизна:

1. Установлены закономерности и разработана модель изменения магнитных характе ристик стали в результате фазовых и структурных превращений переохлажденного аустени та. Выделены области применения метода измерения магнитной проницаемости в режиме реального времени для сталей различных структурных классов.

2. Рассчитаны и получены экспериментальные данные о кинетике изменения темпера турного поля и фазовых превращений охлаждающихся горячекатаной стальной полосы и ру лона.

3. Экспериментально подтверждено влияние структурной наследственности и сохра нение неоднородности механических свойств в цикле производства холоднокатаной стали с феррито-перлитной и феррито-бейнитной структурой.

Научная и практическая новизна :

1. Разработана система магнитометрического мониторинга фазовых превращений при охлаждении образцов с высокой температурой.

2. Проведен анализ чувствительности измерений и границ применимости разработан ной системы контроля фазовых превращений аустенита в лабораторных условиях.

3. Осуществлены внедрение и анализ функционирования системы неразрушающего магнитометрического контроля фазовых превращений в условиях хорошо отлаженной рабо ты линии НШПС ГП.

4. Показана возможность мониторинга процессов структурообразования в горячеката ных полосах автолистовых сталей с помощью магнитометрической системы в режиме реаль ного времени в промышленных условиях.

5. Проанализировано влияние различных факторов работы линии НШПС ГП на структурообразование и однородность свойств горячекатаных полос автолистовых сталей.

6. Показано наследование структурной неоднородности горячекатаных полос из низ коуглеродистых высокопрочных сталей при последующих переделах.

Положения, выносимые на защиту:

Закономерности изменения магнитной проницаемости стали. Разработанная 1.

малоинерционная система неразрушающего магнитометрического мониторинга фазовых превращений, позволяющая:

Исследовать фазовые превращения при охлаждении аустенита в широкой области температур;

Контролировать в режиме реального времени реализацию фазовых превращений в аустените при охлаждении горячекатаных стальных полос на отводящем рольганге НШПС ГП;

Быстро изменять параметры настройки линии НШПС ГП с целью улучшения ка чества металлопродукции.

Экспериментальные данные об эволюции температурных полей охлаждаю 2.

щихся горячекатаной стальной полосы и рулона, кинетики фазовых превращений, доказы вающие, что:

Формирование структурной неоднородности и неравномерности прочностных свойств происходит на каждой стадии охлаждения полосы: на отводящем рольган ге, при смотке в рулон, а также при охлаждении рулона.

Наиболее важным в формировании структур является регулирование фазовых превращений аустенита на первой стадии охлаждения - на отводящем рольганге, которое может быть осуществлено с помощью изменения настроек работы линии НШПС ГП;

Дефект разнотолщинности при холодной прокатке высокопрочных низкоуглеро дистых сталей является результатом наследования структурной и прочностной не однородностей, сформировавшихся в горячекатаной полосе.

Рекомендации по уменьшению и устранению дефекта разнотолщинности при 3.

холодной прокатке низкоуглеродистой рулонной стали типа 22МnB5 путем регулирования скорости горячей прокатки и охлаждения в линии НШПС.

Апробация работы.

Основные результаты данной диссертационной работы были представлены и обсуж дены на:

Международной конференции Materials Science and Technology (MS&T) (Колумбус, США, 2011 г.);

Научно-техническом семинаре «Бернштейновские чтения по термомеханической об работке металлических материалов» (Москва, 2011 г.);

Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур – ПРОСТ» (Москва, 2012 г.);

Международном конгрессе «Machines, Technologies, Materials 2013», (Варна, Болга рия, 2013 г.).

По теме диссертационной работы опубликованы 9 печатных работ, в том числе 3 ра боты в изданиях, рекомендованных ВАК.

Практическая ценность.

Практическая ценность работы подтверждена Актом об использовании результатов диссертационной работы предприятием АрселорМиттал. Получены дипломы за лучший уст ный доклад среди молодых ученых на научно-технической конференции ПРОСТ-2012;

ди плом за лучший стендовый доклад на научно-техническом семинаре «Бернштейновские чте ния по термомеханической обработке металлических материалов 2012».

Структура и объем диссертации.

Диссертация состоит из введения, 3-х глав со своими заключениями, и общих выво дов. Диссертация изложена на 146 страницах, содержит список литературы из 98 наименова ний, 81 рисунок и 8 таблиц.

Основное содержание диссертационной работы Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы цель и за дачи работы.

Глава 1 содержит классификацию автолистовых сталей;

приведена технология их производства;

рассмотрены структурные превращения, протекающие в сталях в цикле горя чей прокатки в линии НШПС.

На основе данных открытой печати показано влияние структурных неоднородностей, формирующихся после горячей прокатки, на свойства готовой продукции, и, в частности, на равномерность механических свойств и геометрии горячекатаного металлопроката в после дующих переделах. В связи с этим сделаны заключения о необходимости исследования фор мирования структурной неоднородности горячекатаной полосы автолистовых сталей, а так же необходимости разработки малоинерционного метода неразрушающего контроля струк турных превращений после горячей прокатки для своевременного обнаружения структурной неоднородности.

Кроме того, в главе 1 приведен обзор данных открытой печати и патентов различных магнитометрических методов, применимых для неразрушающего контроля фазовых превра щений при высоких температурах. Как видно из этого анализа, несмотря на наличие множе ства опубликованных результатов лабораторных исследований и компьютерного моделиро вания, а также запатентованных устройств, на момент проведения данной работы в мире не имеется коммерчески доступной или уже внедренной в производственный цикл системы не разрушающего контроля фазовых превращений аустенита в линии НШПС ГП. Поэтому, учи тывая уже существующие разработки и опыт научно-исследовательского центра предприя тия АрселорМиттал по созданию систем неразрушающего контроля для металлургического производства и прогнозирования свойств металлопродукции в разных переделах, было при нято заключение об актуальности и перспективности дальнейшего развития магнитометри ческой системы мониторинга фазовых превращений на отводящем рольганге линии НШПС ГП методом измерения магнитной проницаемости стальной полосы.

Глава 2 содержит описание материалов и методик исследований, используемых в данной работе. Наличие двух основных направлений работы (первого - изучение структур ных неоднородностей автолистовых сталей;

второго – разработка магнитометрической си стемы исследования структурообразования при высоких температурах) отразилось на выбо ре конкретных составов сталей, режимов обработки, особенностях отбора и подготовки об разцов.

Так, в качестве материала исследования для изучения структурных неоднородностей автолистовых сталей в горячекатаном состоянии были выбраны высокопрочные многофаз ные автолистовые стали, произведенные на заводах АрселорМиттал во Франции. Химиче ский состав исследуемых сталей приведен в таблице 1.

Таблица 1 – Химический состав сталей (%, масс.) Сталь C Mn N (ppm) Al S P Si Cr Ti Mo Nb B(ppm) Двух- и многофазные высокопрочные стали типа DP 0.1- 1.325- 0.3- 0.15- 0.005- 0.04 A 7 0.02 0.002 0. 0.13 1.475 0.4 0.25 0.015 0. Микролегированные ниобием стали (HSLA) 0. 0.3- 0.02- 0.02 0.005- 0.025 Б - 7 0.007 0. 0.4 0.04 5 0.02 0. 0. Низкоуглеродистая сталь для горячей штамповки типа 22MnB4 (22ГР) 0.2- 1.1- 0.03- 0.2- 0.15 В 7 0.008 0.02 0.04 2- 0.3 1.7 0.06 0.3 0. Общая технология производства этих сталей на этапе горячей прокатки на широкопо лосном стане горячей прокатки в АрселорМиттал во Франции приведена в таблице 2.

Таблица 2 – Технологические параметры прокатки полос из сталей химического состава, приведенного в таблице Этапы прокатки Параметры пере- Сталь делов А Б В Черновая Температура, °C 1200 1200 Горячая прокатка на группа Толщина слябов и 220 40 220 40 220 подката, мм Чистовая Температура про- 950 870-900 900 850- 900 850 НШПС группа катки, °C 880 Толщина проката, 40 2.0-4.0 40 2.0-4.0 40 2.0-4. мм Температура 620-650 580-620 570- смотки, °C Холодная прокатка Обжатие, % 50-57 50-70 Образцы отбирались от остывших рулонов горячекатаных полос, полученных в усло виях хорошо налаженного производства. Для этого от внешних витков горячекатаного руло на на заданных расстояниях отрезали листы полной ширины проката. Из полученных листов посередине и по краям полосы вырезались образцы для дальнейших исследований.

Для изучения структурной неоднородности применялись такие методы исследования и испытаний, как световая микроскопия и рентгеноструктурный анализ для определения фа зового состава и текстуры, измерение твердости HV, механические испытания на растяже ние.

Для изучения формирования структурной неоднородности, проявляющейся в виде дефекта разнотолщинности холоднокатаной полосы, были проведены промышленные экспе рименты. Был задействован тепловизионный метод для оценки изменения тепловых полей охлаждающегося рулона горячекатаной полосы низкоуглеродистой стали. Ввиду того, что этот метод позволяет получить данные только с боковой поверхности рулона, то есть кромки полосы, была задействована разработанная в научно-исследовательском центре предприятия АрселорМиттал компьютерная модель конечных элементов для оценки температурных по лей по всему объему рулона.

На этапе промышленного эксперимента были собраны данные о горячей прокатке и величине дефекта разнотолщинности холоднокатаной полосы (ДРХП) более чем 1900 руло нов низкоуглеродистой стали типа 22MnB4. Величина дефекта ДРХП определялась с помо щью специально разработанной программы, которая позволяет идентифицировать наличие дефекта по характерному периодичному поведению отклонений толщины по центру полосы, измеренной на выходе из стана холодной прокатки. Эти данные были проанализированы статистическими методами для выявления корреляций между контролируемыми параметра ми горячей прокатки и длиной ДРХП, а значит, и наличием структурной неоднородности стали. На основе выявленных связей были предложены рекомендации по снижению струк турной неоднородности горячекатаных полос, и, как следствие, уменьшения величины де фекта разнотолщинности холоднокатаной полосы проанализированной стали. Кроме этого, с помощью разработанного магнитометрического датчика была выявлена степень реализации фазовых превращений в стальной полосе этой марки стали после охлаждения на отводящем рольганге непосредственно перед смоткой полосы в рулон. Внедренная в линию НШПС ГП магнитометрическая система мониторинга фазовых превращений на отводящем рольганге была также использована при промышленной апробации рекомендаций, сделанных по ито гам данной работы.

Для второго направления работы - магнитометрических испытаний с целью тестиро вания датчика - были использованы промышленные горячекатаные стали разного химиче ского состава (таблица 3). Образцы имели различную толщину. Ширина и длина были не ме нее 300 мм х 400- 500 мм. Такой размер образцов по ширине и длине обусловлен размерами датчика и необходим, чтобы ограничить выход магнитного поля за края образца и, таким об разцом, уменьшить влияние краевых эффектов на измерение магнитной проницаемости.

Таблица 3 – Химический состав сталей для магнитометрических исследований(%. масс.) Tол Марка Аналог щи стали C Mn P S Si Cr Mo Al B N Nb РФ на, АМ мм 2. 1050 50 0.52 0.767 0.011 0.002 0.207 0.047 0.005 0.046 - 0.003 0. 3. 6. 2. У 1474 0.715 0.640 0.010 0.002 0.195 0.160 0.006 0.029 0.000 0.004 0. 3. 3. 22ГР 22MnB4 0.22 1.145 0.005 0.001 0.25 0.18 0.002 0.04 0.005 0.004 0. 2. 17Г1ХС S1200MC 3.0 0.17 1.585 0.016 0.002 0.387 0.765 0.262 0.031 - - 0. М 12Г HB400 5.0 0.12 1.700 - - 0.15 0.25 0.002 - 0.004 0.004 0.031 0.241 0.010 0.011 0.009 0.042 0.001 0.068 - 0.005 08Ю DC03 3. Датчики испытывались в два этапа. Первый этап заключался в определении чувстви тельности датчика, а также в предварительной апробации возможности обнаружения и мо ниторинга фазового превращения в образцах, охлаждающихся от высокой температуры. Из мерялось изменение магнитной проницаемости образцов в результате превращения парамаг нитного аустенита в ферромагнитные структурные составляющие - фазы (феррит, перлит, бейнит, мартенсит) в зависимости от химического состава стали и применяемой скорости охлаждения образцов.

Второй этап был посвящен более детальному тестированию датчика и выявления гра ниц применимости на экспериментальном рольганге научно-исследовательского центра Ар селорМиттал. Для этого экспериментальный рольганг был специально оборудован датчиком.

Образцы, предварительно нагретые до полной аустенитизации, размещались над датчиком и охлаждались либо на воздухе, либо водой. Как и на предыдущем этапе, регистрировалась температура обеих поверхностей образца и изменение магнитной проницаемости. Также на этом этапе были проведены испытания, в которых непрерывное охлаждение образцов пре рывалось закалкой в воде с тем, чтобы зафиксировать фазовое состояние образцов при вы бранных температурах. Также применялась разная скорость охлаждения образцов, чтобы выявить чувствительность магнитометрического метода к фазовым превращениям разного типа.

В обоих случаях адекватность информации, получаемой с помощью неразрушающих магнитометрических измерений о состоянии аустенита, проверялась результатами таких тра диционно лабораторных методов исследования, как световая микроскопия для изучения ко нечного фазового структурного состояния и дилатометрический анализ, в частности, для сравнения оценок кинетики превращения аустенита.

По итогам успешных лабораторных испытаний было принято решение о дальнейшем тестировании датчиков в промышленных условиях. Для этого они были установлены на от водящем рольганге линии НШПС ГП предприятия АрселорМиттал во Франции. После про верки правильности функционирования системы датчиков в тяжелых для измерений услови ях, она была использована для промышленных испытаний по снижению и устранению структурной неоднородности низкоуглеродистой стали.

Глава 3. Результаты и обсуждение.

Разработка малоинерционной системы контроля фазовых превращений переохлажден ного аустенита методом измерения магнитной проницаемости стали Первый этап испытаний при комнатной температуре заключался в проверке общей чувствительности метода и выявлении факторов, влияющих на точность измерений или ограничивающих применение метода.

Были получены оценки чувствительности магнитометрического датчика к стабильно сти подаваемого электрического питания на возбуждающую катушку, к изменению электри ческого сопротивления катушки из-за ее разогрева при продолжительной работе датчика, к внешним электромагнитным воздействиям и полям, а также к изменению расстояния между датчиком и исследуемым ферромагнитным объектом.

Выбор источников электрического питания для катушки и датчиков Холла, обеспечи вающих необходимую стабильность напряжения и токов (±10 мВ, ±0.01 мA), позволяет из бавиться от флуктуаций измерений из-за нестабильности питания. Применение дополни тельного охлаждения сжатым воздухом (до 2 атмосфер), особенно когда датчик помещен в защитный кожух, позволяет удерживать температуру катушки на одном уровне, а значит, позволяет избежать изменений электрического сопротивления генерирующей магнитное по ле катушки.

Для снижения чувствительности датчика к изменению расстояния между объектом и датчиком, последний имеет Е-образный сердечник, полюса которого оснащены мини датчиками эффекта Холла. Это позволяет магнитному полю замкнуться по нескольким кон турам. Зная величины магнитных потоков каждого контура, теоретически возможно вычле нить вклад изменения расстояния из общего измерения магнитных потоков. На основе этого создателями датчика были предложены: аналитическая модель и соответствующая ей фор мула расчета магнитной проницаемости исследуемого объекта на основе измеряемых маг нитных потоков, регистрируемых на разных полюсах датчика. Экспериментальная проверка адекватности этой аналитической формулы преобразования выявила неполный учет измене ния расстояния между датчиком и объектом. Было получено, что изменение расстояния в ин тервале [-10;

60] мм относительно изначального расстояния в 30 мм между датчиком и образ цом приводит к изменению магнитной проницаемости в интервале [-10;

10] % ферромагнит ного феррита. Измерения электромагнитных шумов в районе планируемых позиций внедре ния датчиков в линию НШПС ГП показали, что локальный уровень шумов не превышает 20 мВ, что соответствует 10% ферромагнитного феррита. Это означает, что чувствительность датчика, ограниченная уровнем внешних электромагнитных наводок, не может быть лучше, чем 10% ферромагнитного феррита для исследуемых промышленных условий. Кроме этого, имеющаяся аналитическая формула может быть ограниченно применима для расчета маг нитной проницаемости средней части натянутой из-за смотки в рулон полосы, так как увели чение расстояния между движущейся полосой и датчиком, установленным на расстоянии в 30 мм от линии прохода полосы, в большинстве случаев не превышает 50 мм. Только сво бодные от натяжения головная и хвостовая части полосы могут откланяться по вертикали более чем на 30 мм из-за плохой планшетности или вибраций по ходу движения.

Также на этом этапе проводилась проверка функционирования датчика и его способ ности к обнаружению и мониторингу фазовых превращений аустенита при высоких темпера турах. Полученные кривые изменения магнитной проницаемости охлаждаемого на воздухе образца (после его нагрева в печи до 950°C) были сопоставлены с дилатометрическими кри выми и изменениями фазового состава при соответствующем цикле охлаждения. При охла ждении парамагнитный аустенит превращается в ферромагнитные фазы, что ведет к увели чению общей магнитной проницаемости металла. Поэтому удобно сравнивать не количество образовавшегося феррита или перлита, а объемную долю превращенного аустенита и соот ветствующее этому изменение магнитных свойств. Пример сопоставления зарегистрирован ного изменения температуры, количества превращенного аустенита и изменения магнитной проницаемости среднеуглеродистой стали типа 1050 (аналог стали 50) в зависимости от вре мени показан на рисунке 1 (а). На рисунке 1 (б) показан пример сравнения изменения маг нитной проницаемости стали и кривых фазовых превращений, протекающих в той же стали, но уже в зависимости от зарегистрированной температуры образца.

Оба рисунка показывают, что кривые изменения доли превращенного аустенита и из менения магнитной проницаемости практически совпадают как во временных координатах, так и в зависимости от температуры. Это говорит о том, что измерение магнитной проницае мости для данной марки стали позволяет не только правильно обнаружить начало и конец фазового превращения, но и отслеживать кинетику самого превращения. Дополнительным свидетельством происходящего фазового превращения служит зарегистрированное повыше ние температуры образца при его охлаждении на воздухе. На рисунке 1 (а) это видно по по явлению «излома» на температурной кривой, а на рисунке 1 (б) – по искривлению кривых превращения в сторону увеличения температуры. Указанное повышение температуры про исходит в связи с выделением тепла при распаде аустенита.

(а) (б) Рисунок 1 – Изменение магнитной проницаемости и количества превращенного аустенита при непрерывном охлаждении образца среднеуглеродистой стали в зависимости от времени (а) и от температуры (б).

Микроструктурный анализ испытанных образцов среднеуглеродистой стали выявил наличие перлитоферритной структуры (22.0±1,35% феррита, остальное – перлит), что вполне закономерно при подобном охлаждении на воздухе (скорость охлаждения образцов 3°C/с).

Результаты второго этапа тестирования датчика, выполненного на экспериментальном рольганге для других сталей, показали, что данный магнитометрический метод позволяет отслеживать превращение аустенита не только при достаточно медленном охлаждении об разцов на воздухе, но и при больших скоростях (100 °C/с), при водяном охлаждении, что подтвердило малую инерционность предлагаемого метода. Инерционность измерений, в принципе, ограничена только скоростью передачи и записи данных: 0.001 с для лаборатор ных условий, 0.01 с для промышленных.

Результаты микроструктурного и дилатометрического анализа образцов, на которых была проведена промежуточная закалка при охлаждении с температуры аустенитизации с целью зафиксировать фазовое состояние при заданной температуре, показали хорошее со гласие с изменениями магнитной проницаемости. На рисунке 2 показан пример сравнения результатов разрушающих и неразрушающих измерений для высокоуглеродистой стали (аналог У7) Д л ттр и е кяки а и аое м ч са р в я 95 0. Доля превращенного аустенита Изменение магнитной проницаемости, % 75 0. И м н н ем г з е е и а.

55 0. п о и а м си р н ц е от п р дзкло е е аа кй 35 О р зы б ац 0. п с езкли о л аа к 15 0. -5 -0. 800 750 700 650 600 550 500 450 Температура, °C Рисунок 2 – Изменение магнитной проницаемости и количества превращенного аустенита при непрерывном охлаждении образца высокоуглеродистой стали типа У7 до 400°C. Точка ми обозначены: количество превращенного аустенита и изменения магнитной проницаемо сти образцов на момент промежуточной закалки.

Однако было обнаружено, что в случае многофазного превращения переохлажденного аустенита изменение магнитной проницаемости имеет сложный характер. Это связано с тем, что каждая ферромагнитная фаза имеет свое значение начальной магнитной проницаемости, а значит, каждая фаза дает свой собственный вклад в общее изменение магнитной проницае мости регистрируемого образца в целом. При этом магнитная проницаемость многофазной структуры меньше, чем магнитная проницаемость чистого феррита того же количества. На рисунке 3 показан пример того, как появление перлита на конечной стадии превращения пе реохлажденного аустенита в образцах легированной (рис. 3а) и нелегированной (рис. 3б) стали приводит к уменьшению изменения магнитной проницаемости.

Дилатометрическая кривая 1 Доля превращенного Доля превращенного проницаемости, % проницаемости, % 0. Изменение маг.

0. Изменение маг.

аустенита аустенита Маг. проницаемость 60 0. 0. 0. 0. Маг. проницаемость Дилатометрическая кривая 0. 0. 0 770 570 (а) (б) 700 600 500 Температура, °C Температура, °C Рисунок 3 – Изменение магнитной проницаемости и количества превращенного аустенита при непрерывном охлаждении образцов низкоуглеродистой стали типа 12Г1 (а) и 08Ю (б) до 400°C.

Причем в случае стали 08Ю, в отличие от стали 12Г1, фазовое превращение аустенита протекает при 870°C, то есть выше температуры Кюри. Иными словами, изменение магнит ной проницаемости в области 768°C для стали 08Ю связано с превращением второго рода феррита, который становится ферромагнитным, а значит, видимым для датчика. Дальнейшее охлаждение образца как раз и приводит к появлению перлита, то есть магнитного феррита и пока еще парамагнитного цементита, что и ведет к снижению общей магнитной проницаемо сти вместо ее увеличения при распаде аустенита.

Однако если фазовое превращение переохлажденного аустенита в феррит подавлено большими скоростями охлаждения, то происходит бейнитное или мартенситное превраще ния магнитная проницаемость растет, но все-таки ее уровень останется ниже, чем если бы была полностью сформирована ферритная структура.

Таким образом, можно сделать вывод, что опробованный метод магнитометрии, а именно измерение магнитной проницаемости, позволяет обнаруживать и отслеживать фазо вые превращения переохлажденного аустенита в сталях, в которых фазовые превращения аустенита начинаются при температурах ниже температуры Кюри, то есть когда парамаг нитный аустенит распадается на магнитные фазы.

Промышленное внедрение системы датчиков мониторинга фазового превращения на отводящем рольганге НШПС ГП Успешное лабораторное тестирование позволило продолжить дальнейшую разработ ку системы магнитометрических датчиков, так как искомые фазовые превращения аустенита и происходят в стальных полосах при их охлаждении после горячей прокатки в линии НШПС ГП. Для этого линия НШПС ГП предприятия АрселорМиттал была дополнительно оборудована разработанной системой магнитометрических датчиков, которые были распо ложены на отводящем рольганге. На рисунке 4 показано схематичное расположение трех установленных датчиков. Информация с датчиков поступает в центр сбора и обработки дан ных о работе чистовой группы НШПС ГП и, таким образом, может быть напрямую исполь зована для контроля процессов структурообразования в горячекатаной полосе в режиме ре ального времени, а также для последующих исследований. Наличие нескольких датчиков позволяет отслеживать не только уровень фазовых превращений, но и динамику их развития в горячекатаной полосе, движущейся на отводящем рольганге.

П с е н якеь и тв й группы са аГ о л д я л т ч со о тн П Моа к тл и В д н ео л ж е и о я о ха д н е 1й 2й 3й Ц нрс о аи ет бр обработки Ме т ам ще и ач кв сар з е н яд тио информации Рисунок 4 – Схема расположения системы трех магнитометрических датчиков в линии НШПС ГП На рисунке 5 приведен пример регистрируемых данных для горячекатаной полосы из микролегированной ниобием стали. Изменение магнитной проницаемости рассчитывается как µ/µ0 = (µi - µ0 )/µ0, где µi – уровень текущего значения магнитной проницаемости, а µ – уровень сигнала, измеряемого датчиком в отсутствии полосы. Следует заметить, что значе ния µ0 без полосы и при полосе в полностью аустенитном состоянии одинаковы.

Измерения магнитной проницаемости довольно чувствительны к планшетности и вибрации движущейся полосы из-за изменения расстояния между датчиками и контролируе мым объектом. Особенно это относится к свободно движущимся концам полосы. Поэтому следует, прежде всего, рассматривать средний уровень сигнала, а не его мгновенные флукту ации.

Видно, что уровень изменения магнитной проницаемости увеличивается от первого датчика к последнему, что указывает на протекание фазовых превращений во время движе ния горячекатаной полосы на отводящем рольганге. Величина сигнала 3-го (датчика уста новленного перед моталками) указывает на то, что фазовые превращения в этой полосе при данной настройке линии НШПС ГП практически полностью успевает завершиться перед смоткой полосы в рулон.

Сигнал 3го датчика µ /µ0, % Сигнал 2го датчика Сигнал 1го датчика Логический сигнал превышения температуры Кюри Время, с Рисунок 5 – Пример изменения магнитной проницаемости полос микролегированной полосы в режиме реального времени. Температура конца прокатки 880-910°C, скорость прокатки 6.5 7.5 м/с, температура смотки в рулон 580-620°С На рисунке 5 также отображен логический сигнал превышения температуры Кюри (768°C для чистого железа), который позволяет отслеживать наличие частей полосы с темпе ратурой смотки выше температуры, при которой феррит становится парамагнитным, а зна чит, не может быть обнаружен разработанной системой датчиков.

Изменение магнитной проницаемости было успешно зарегистрировано для всех ста лей, в которых фазовые превращения протекают на отводящем рольганге, а температура по лосы была ниже точки Кюри, даже если сами превращения успели завершиться при темпера турах выше 768°C (например, в малоуглеродистых нелегированных сталях типа 08Ю).

Успешное промышленное внедрение и положительные результаты показали, что ис пользование малоинерционной системы датчиков в линии НШПС ГП позволяет отслеживать фазовые превращения в линии НШПС ГП в режиме реального времени в тяжелых для изме рений условиях. В дальнейшем это позволило использовать эту систему в промышленных экспериментах для регулирования структурных превращений путем точной настройки пара метров работы линии НШПС ГП. В частности, для повышения однородности структуры и свойств горячекатаных высокопрочных автолистовых сталей.

Структурообразование в сталях в линии НШПС ГП и при последующих переделах Микроструктура и механические свойства горячекатаной полосы в основном опреде ляются заключительными этапами горячей прокатки на НШПС: последними проходами, охлаждением на отводящем рольганге, смоткой и охлаждением рулона. Эти этапы производ ства особенно важны в случае высокопрочных многофазных сталей (ВМФС), имеющих сложный химический состав. Большинство таких сталей одновременно легированы значи тельным количеством феррито- и аустенито-стабилизирующих элементов: Si, Al, Mn. Кроме того, в этих сталях используют микролегирование (Nb, Ti), а также вводят другие элементы (например, B, Mo, Cr), замедляющие фазовые превращения при охлаждении. Такое сложное легирование, необходимое для достижения конечных механических свойств продукции, су щественно влияет на протекание превращения аустенита в линии НШПС ГП. При этом по вышается вероятность того, что превращение аустенита не успевает завершиться на отводя щем рольганге, а значит, продолжается в смотанном рулоне и конечная структура и свойства определяются уже и условиями охлаждения рулона. В частности, если различные части ру лона по каким-либо причинам охлаждаются с различной скоростью, то, при наличии непре вратившегося аустенита (естественно, с более высокой и различной концентрацией в нем уг лерода), тип и морфология продуктов его превращения в таких областях могут быть также различны. Это, в свою очередь, и может приводить к различиям в механических свойствах по длине горячекатаной полосы. Вместе с тем, существует и обратная связь: динамика фазовых превращений будет влиять на тепловой режим охлаждения в каждой точке рулона и, в целом, на изменение температурного поля в объеме всего рулона.

Примеры тепловых изображений для рулона массой 18т, шириной 1120 мм, получен ного при температуре смотки 600°C, с наружным и внутренним диаметром 1790мм и мм, соответственно, показаны на рис. 6.

Рулон охлаждался на опорах вагонетки с осью в горизонтальном положении в услови ях почти спокойного воздуха (точнее, весьма слабого сквозняка), в крытом складском поме щении. По зафиксированным термическим профилям полной боковой поверхности рулона были получены численные значения температур в отдельных точках рулона и оценки изме нения температуры в этих точках в зависимости от времени охлаждения (рис. 6). Видно, что уже в самом начале измерений внешняя часть рулона (например, точка SP6) на 100 °C хо лоднее внутренней части рулона (точка SP7). Это означает, что уже за время транспортиров ки рулона по конвейеру (приблизительно 15 минут для данного рулона) появляется неравно мерность в распределении температуры. В ходе дальнейшего охлаждения рулона в течение часов различие в температурах возрастает до 150 °C.

Такая разница температур может играть существенную роль в формировании конеч ной микроструктуры горячекатаных ВМФС и вызывать неоднородность их механических свойств.

SP2- низ внешнего витка SP5- середина рулона в верхней части SP6 - верх внешнего витка SP7 - середина рулона в его боковой части 100°C SP8- середина рулона в его нижней части SP9 - зона предполагаемого контакта с опорой Температура 150°C 9 часов Время Рисунок 6 – Тепловизионные фотографии одного и того же рулона через 15 минут после го рячей прокатки, смотки и транспортировки (слева) и после 9 часов охлаждения на складе (справа), а также изменения температур различных частей рулона при его охлаждении (пози ции SP2 – SP9) Расчеты распределения температуры по ширине полосы, а также по объему рулона в ходе охлаждения показали, что после введения поправок на разогрев рулона из-за фазовых превращений в существующую компьютерную модель расчетные кривые охлаждения хоро шо согласуются с экспериментальными данными.

Пример рассчитанного по модели распределения температуры по ширине полосы и толщине рулона после его охлаждения в течение 6 часов приведен на рис. 7. Видно, что наряду с более быстрым охлаждением внешней части рулона существует неравномерность его охлаждения и по ширине: кромка рулона заметно холоднее. Также хорошо выявляется неравномерность охлаждения по толщине рулона.

200°С «холодная»

кромка 300°С 400°С Рисунок 7 – Расчетное распределение температуры внутри рулона через 6 часов после начала охлаждения Результаты механических испытаний (рис. 8) образцов, вырезанных из разных частей полностью охлажденного рулона горячекатаной полосы, выявили их взаимосвязь со скоро стями охлаждения конкретных участков полосы в рулоне (внешние и внутренние витки), а также неравномерность охлаждения полосы по ширине (боковые кромки, середина) в гото вом рулоне.

760 640 760 620 т в 740 600 720 580 в, МПа т, МПа в, МПа т, МПа 700 560 700 т в 540 680 520 660 500 2й виток 3й виток 1й виток 4й виток 2й виток 3й виток 1й виток 4й виток низ верх верх низ верх низ низ верх низ верх верх низ верх низ верх низ 640 480 640 (а) (б) Позиция образцов Позиция образцов Рисунок 8 – Изменения т и в в центре (а) и по краю (б) полосы на длине четырех внешних витков горячекатаного рулона Видно, что характеристики прочности (т и в) имеют тенденцию к циклическим из менениям по длине смотанной полосы. Период изменения практически совпадает с длиной полного витка рулона. Уровень характеристик прочности образцов, отобранных из верхней части рулона, выше, чем для образцов, отобранных из нижней части рулона, что естественно:

более быстрое охлаждение верхней части рулона приводит к формированию в ней более прочной микроструктуры. По мере перехода к более внутренним виткам прочность цен тральной части полосы снижается.

Прочность образцов, вырезанных вблизи кромок полосы, заметно выше для верхней части охлажденного рулона, особенно для первого витка. С переходом к последующим внут ренним виткам уменьшается различие прочности образцов разных витков. При этом сохра няется разница между прочностью металла в верхней и нижней частях рулона, причем эта разница больше для краевых образцов, чем для образцов, отвечающих середине по ширине полосы (рулона).

Существенно отметить, что влияние ускоренного охлаждения по кромкам полосы и рулона по сравнению с образцами средней части по-разному сказывается на соотношении т и в соответствующих образцов. Так, предел текучести центральных образцов выше т об разцов вблизи боковых кромок. Для в, наоборот: большие значения временного сопротив ления разрыва наблюдаются у образцов вблизи боковых кромок (рис. 9).

в кромки полосы т кромки полосы в середины полосы т середины полосы т, МПа в, МПа 520 2й виток 3й виток 1й виток 4й виток 2й виток 3й виток 1й виток 4й виток верх низ верх низ верх низ верх низ низ верх верх низ верх низ верх низ (а) Позиция образцов (б) Позиция образцов Рисунок 9 – Сравнение изменения пределов текучести т (а) и временного сопротивле ния разрыва в (б) в центре и по краю полосы на длине четырех внешних витков полосы горячекатаного рулона Такое соотношение сохраняется на достаточно значительной длине полосы или боль шом числе витков в рулоне. Таким образом, механическое поведение металла сложно зави сит от кинетики изменения температурного поля, которое, в свою очередь, определяет фазо вые превращения и структурное состояние стали.

Результаты микроструктурного анализа выявили различия в размерах ферритного зерна, перлитных колоний и межпластиночного расстояния образцов, взятых из разных ча стей рулона. В целом для первого наружного витка микроструктура образцов, вырезанных вблизи кромок полосы, дисперснее, чем для образцов из центральной части: меньше размер ферритного зерна, перлитных колоний и межпластиночного расстояния. Особенно это выра жено в области нижней части рулона. На более внутренних витках и в верхней части рулона различия в структуре сглаживаются.

Также можно отметить имеющиеся различия в характере полосчатости структуры.

Явно выраженная полосчатая структура наблюдается, начиная с образцов позиции 17, то есть на некотором расстоянии от хвоста горячекатаной полосы. Это может свидетельствовать о меньшей степени деформации или ином напряженном состоянии при горячей прокатке этой части полосы.

Результаты рентгеноструктурного анализа образцов показали изменение текстуры, которое может быть связано не только с изменением обжатий (усилий горячей прокатки) на хвостовой части полосы. Иными словами, неоднородность структурных превращений в ре зультате неравномерного охлаждения рулона может проявляться в виде неоднородности тек стуры. Например, в случае рекристаллизации ферритной матрицы в результате продолжи тельного отпуска (длительного охлаждения рулона).

Чтобы выявить, какие именно структурные изменения имеют место быть, был прове ден лабораторный эксперимент. Для этого от промышленного сляба исследуемой стали 22MnB4 был отобран материал в исходном состоянии для горячей прокатки на эксперимен тальном стане научно-исследовательского центра предприятия АрселорМиттал. Одна серия образцов была прокатана согласно промышленной технологической схемы на рассматривае мом стане НШПС ГП, но вместо смотки при 600°C было проведено быстрое охлаждение до 400°C и последующая выдержка при данной температуре в течение 20 минут. Вторая серия горячекатаных образцов была закалена в воде до комнатной температуры. После этого все образцы были отпущены при разных температурах (от 450°C до 600°C) в течение часа в со ляных ваннах.

Такая термообработка была применена, чтобы воспроизвести промышленные усло вия, при которых наблюдалось попадание существенного количества воды на сматываемый, а также на уже смотанный рулон на протяжении всего времени, пока рулон покидал моталку.

Таким образом, внешние витки вполне могли быть быстро охлаждены до низких температур.

После этого, в результате выделения тепла из-за фазовых превращений и его передачи от срединных витков, их температура вновь поднялась бы до 500 - 600°C, как это было обнару жено благодаря тепловизионным измерениям.

На рисунке 10 показано сравнение полюсной плотности двух серий образцов до и по сле отпуска. Результаты, обозначенные, как отпуск при 400°C, соответствуют начальному состоянию структуры образцов после горячей прокатки и охлаждения.

Видно, что текстура образцов с разными исходными структурами практически не ме няется, что говорит об отсутствии рекристаллизации ферритной матрицы в результате от пуска. В обоих случаях наблюдаются лишь процессы распада и укрупнения карбидов, уменьшение плотности дислокаций (ширина линий на дифрактограммах уменьшилась) и ко алесценции реек бейнита и мартенсита. В результате уменьшается твердость HV (рис. 11) и изменяются другие механические свойства.

Полюсная плотность 1. 1. Полюсная плотность 1. 1. 0. 0. 0. 0.5 400 450 500 550 600 400 450 500 550 Температура отпуска, °C Температура отпуска, °C (а) (б) P110 P200 P211 P220 P110 P200 P211 P Рисунок 10 – Сравнение изменения полюсной плотности в результате отпуска образцов с исходно феррит-перлит-бейнитно-мартенсит (а) и мартенситной (б) структурами.

400 О р зцФ +Б б ае +С +М Ма тн ин йо р зц ре с ты б ае Твердость, HV Твердость, HV 380 360 340 320 300 400 450 500 550 Температура, °C Рисунок 11 – Изменение твердости образцов после отпуска Такое изменение твердости также хорошо согласуется с поведением характеристик прочностных промышленных образцов. Разница твердости HV образцов для перлит бейнитно-мартенситной структуры образцов, отпущенных при 500°C и 600°C составляет единиц, что соответствует разнице пределов прочности в 20 МПа, как это и было получено для промышленных образцов.

Таким образом, эксперимент в целом показал, что изменение текстуры на внешних витках по длине полосы, в первую очередь, связано с условиями горячей деформации, и уже потом – с условиями охлаждения рулона. Также эксперимент позволил подтвердить возмож ность формирования структурных неоднородностей в результате длительного охлаждения и протекания процессов отпуска неравновесной структуры в рулоне горячекатаной полосы из стали 22MnB4 в условиях промышленной прокатки. Впоследствии такие неоднородности могут приводить к формированию дефекта разнотолщинности полосы в ходе холодной про катки (рис. 12).

Исходный горячекатаный рулон После холодной прокатки Отклонение толщины середины полосы Допустимые отклонения после холодной прокатки Нормированная длина рулона 0 до и после холодной прокатки Рисунок 12 –Отклонение толщины по длине полосы при холодной прокатке Этот дефект имеет макроскопический характер и приводит к значительному сниже нию выхода готовой продукции, так как амплитуда отклонений толщины может выходить за рамки требований заказчика. Дефект разнотолщинности холодной прокатки (ДРХП) имеет периодический характер, но не связан с отклонениями в настройке стана холодной прокатки или геометрии валков, что является дополнительным доказательством зарождения дефекта на стадии охлаждения горячекатаного рулона, так как период отклонения толщины совпада ет с периодом витков рулона.

Эта особенность дефекта разнотолщинности позволяет его легко идентифицировать по данным после холодной прокатки. Причем анализ профилей отклонений толщины разных станов холодной прокатки показал, что величина дефекта разнотолщинности для одной и той же марки стали, прежде всего, зависит от условий НШПС ГП и мало зависит от настройки и условий самой холодной прокатки.

Факторы НШПС ГП, влияющие на дефект разнотолщинности холоднокатаных полос Статистический анализ контролируемых параметров горячей прокатки (скорость про катки, температуры конца прокатки и смотки в рулон), длины, толщины и ширины полосы, массы рулона, а также протяженности ДРХП после холодной прокатки более чем на рулонах стали типа 22MnB4 показал, что длина дефекта значимо зависит от каждого из этих факторов. В результате статистической обработки данных методом главных компонентов с использованием программы Statgraphics было определено оптимальное число главных ком понентов, равное трем, и рассчитаны удельные веса анализируемых факторов в соответству ющих компонентах.

Для визуализации взаимосвязи различных факторов и длины дефекта (ДРХП) постро ены двухмерные диаграммы компонентов. На рисунке 13 показана диаграмма основных компонентов 1 и 2.

Компонент Компонент Рисунок 13 – Диаграмма взаимосвязи анализируемых факторов в плоскости основных ком понентов 1 и Из диаграммы видно, что длина ДРХП уменьшается с увеличением толщины горячего проката. Этому отвечает противоположное направление лучей длины дефекта и толщины горячего проката. Остальные факторы имеют однонаправленные векторы с длиной дефекта, что означает увеличение длины ДРХП с ростом каждого из этих факторов. По степени влия ния описанные факторы можно расположить по величине длины их проекции на вектор дли ны дефекта в следующий убывающий ряд: толщина горячего проката, скорость горячей про катки, длина полосы, масса рулона, температура смотки, ширина полосы, температура конца прокатки. При этом не следует забывать о наличии сложных взаимосвязей внутри системы анализируемых факторов.

Корелляции могут иметь место и между собственно тепловыми изменениями, фазо выми и структурными превращениями, протекающими в сталях при горячей прокатке, охла ждении на отводящем рольганге НШПС ГП и при хранении рулонов. Это было подтвержде но тепловизионными измерениями, выявившими неравномерность охлаждения горячеката ных рулонов.

Так, было показано, что зависимость ДРХП от толщины горячего проката по большей части объясняется корреляцией между скоростью прокатки и толщиной горячекатаной поло сы (рисунок 14). Из рисунка видно, что чем толще горячекатаная полоса, тем меньше ско рость ее прокатки (при заданной температуре конца прокатки), а значит, больше продолжи тельность времени ее нахождения на отводящем рольганге после прокатки для охлаждения и фазовых превращений перед смоткой в рулон. Это приводит к ослаблению влияния неравно мерного охлаждения в рулоне на процессы структурообразования и, в результате, к умень шению неоднородности структуры и свойств по длине полосы. Как следствие, вс это ведет к снижению уровня или же к полному устранению дефекта разнотолщинности, что проиллю стрировано на рисунке 14 распределением точек разной формы: квадрат – без дефекта, кре стик – длина дефекта до 90 м, кружок – длина дефекта более 90 метров.

Нужно заметить, что при толщине горячекатаной полосы более 3.7 мм дефект ДРХП практически не проявляется, а вот при толщинах менее 3 мм возникает риск получения ДРХП на большой длине полосы (более 90 м).

10, Скорость конца прокатки, м/с 9, 8, 7, 6, 5, 2,6 3 3,4 3,8 4,2 4, Толщина горячекатаной полосы, мм Рисунок 14 – Взаимосвязь скорости горячей прокатки и толщины горячей полосы, соответ ствующая им длина ДРХП: квадрат – рулон без дефекта, крестик – длина дефекта до 90 м, кружок – длина дефекта более 90 метров В силу локализации ДРХП и его преимущественного проявления в пределах послед них 100 м горячекатаной полосы для толщин полос менее 3.7 мм было предложено, прежде всего, снизить скорость конца прокатки и смотки этой части рулона. Практическая реализа ция этой рекомендации требует, однако, тонкого контроля работы моталки, а также соответ ствующего изменения режима ламинарного охлаждения на заключительной стадии горячей прокатки полосы. Это обусловливается тем обстоятельством, что, как правило, скорость движения полосы по отводящему рольгангу существенно возрастает после того, как хвосто вая часть полосы выходит из последней прокатной клети и исчезает натяжение полосы меж ду моталкой и последней клетью. В результате сокращается время пребывания хвостовой части полосы на рольганге и изменяются условия ее охлаждения. Следует подчеркнуть, что длина ДРХП оказывается соизмеримой с длиной отводящего рольганга НШПС ГП, т.е. как раз с длиной хвостовой части горячекатаной полосы, на которой условия охлаждения в силу указанных причин отличаются от условий охлаждения остальной полосы.

Оптимальная величина снижения скорости движения полосы на отводящем рольганге и смотки, а также, соответственно, их оптимальный контроль определяются полнотой проте кания фазовых превращений, которые необходимо фиксировать в режиме реального времени для чего применимы малоинерционные магнитометрические методы.

Применение неразрушающего контроля для снижения уровня дефекта ДРХП Первые же измерения с помощью установленных датчиков во время типовой про мышленной прокатки стали 22MnB4 подтвердили, что фазовые превращения не успевают завершиться на отводящем рольганге и, следовательно, продолжаются после смотки полосы в рулон. Кроме того, была наглядно продемонстрирована разница в количестве превратив шегося аустенита для разных толщин проката.

На рисунке 15 приведен пример изменения магнитной проницаемости в полосах раз ной толщины (2.85 и 3.95 мм) при фиксированной длине рольганга и расположении датчи ков, при одинаковых температурах конца прокатки (Ткп) и смотки в рулон (Тсм). Темпера тура смотки регулируется в автоматическом режиме путем изменения расхода охлаждающей воды на отводящем рольганге.

сигнал 3го датчика µ /µ0, % сигнал 3го датчика µ /µ0, % сигнал 2го датчика Tкп, °C Tкп, °C Tсм, °C Tсм, °C (а) (б) Время, с Время, с Рисунок 15 – Пример изменения магнитной проницаемости полос разной толщины:

а – толщина полосы 2.85 мм, скорость конца прокатки 6-8 м/с для головной и хвостовой ча сти полосы, б – толщина полосы 3.95 мм, скорость конца прокатки 5- 6.5 м/с для головной и хвостовой части полосы Для проката толщиной 2.85 мм (рис. 15а) датчики не зафиксировали изменения маг нитной проницаемости, то есть фазовые превращения не успевают начаться на отводящем рольганге и практически полностью протекают позже – уже в смотанном рулоне. В полосе толщиной 3.95 мм (рис 15б) изменение магнитной проницаемости полосы наблюдается уже в конце водяного охлаждения (2-й датчик) и усиливается к началу смотки (показания 3-го дат чика). Меньшая скорость конца прокатки, а значит, большее время нахождения более тол стой полосы на отводящем рольганге оказалась достаточными, чтобы фазовые превращения в этой полосе начались до начала смотки.

Снижение уровня изменения магнитной проницаемости от головной к хвостовой ча сти полосы толщиной 3.95 мм связано с автоматическим увеличением скорости прокатки в чистовой группе стана, осуществляемой для компенсации тепловых потерь по ходу прокат ки. Такое ускорение уменьшает время нахождения полосы на отводящем рольганге, и, соот ветственно, приводит к уменьшению степени прохождения фазовых превращений в полосе перед смоткой, а значит, к увеличению доли превращений, протекающих уже в рулоне. В свою очередь, из-за неравномерности охлаждения смотанной в рулон полосы, это приведет к большей структурной неоднородности и возникновению дефекта разнотолщинности при по следующей холодной прокатке.

Эти результаты еще раз подтверждают результаты статистического анализа влияния скорости конца прокатки и толщины горячего проката на длину ДРХП.

Были проведены промышленные испытания с целью увеличения полноты фазового превращения аустенита на отводящем рольганге перед смоткой путем изменения скорости прокатки полосы. Так как ДРХП преимущественно проявляется в хвостовой части горячека таной полосы и чаще всего не превышает 100 м, для выбранных условий производства было признано целесообразным изменять, а именно, уменьшать скорость прокатки только для со ответствующей части полосы. Эффективность повышения степени превращения аустенита фиксировалась с помощью описанной системы датчиков, после чего контролировалась изме рением длины дефекта ДРХП.

Пример изменения магнитной проницаемости, полученной при снижении скорости конца прокатка на 1.5 м/с для хвостовой части полосы толщиной 3.05 мм с температурой конца прокатки 890°C и смотки 580 ± 20 °C показан на рисунке 16. В результате снижения скорости конца прокатки на хвостовой части полосы наблюдали прирост магнитной прони цаемости, а значит, и увеличение степени превращения аустенита в полосе до начала ее смотки.

Сигнал 2го датчика µ /µ0, % го Сигнал 1 датчика Tкп, °C Tсм, °C Время, с Рисунок 16 – Изменение магнитной проницаемости по длине горячекатаной полосы до нача ла смотки Контроль длины ДРХП в рулонах, прокатанных с торможением прокатки на хвосто вой части, показал существенное снижение длины дефекта и, часто, полное его отсутствие.

Было обнаружено, что в пределах варьирования параметров прокатки небольшое снижение скорости прокатки может обеспечить на хвостовой части полосы хоть и неполный, но уже достаточный объем фазовых превращений, необходимый для предотвращения ДРХП.

На рисунке 17 приведен пример сравнения отклонения толщины на первых 100 мет ров после холодной прокатки (что соответствует хвостовой части горячекатаного рулона) двух разных по толщине полос после двух вариантов режимов работы НШПС ГП. Видно, что амплитуды отклонения толщины полосы, прокатанной со снижением скорости на хво стовой части полосы, существенно уменьшаются и даже полностью исчезают.

а) б) Отклонение толщины Отклонение толщины середины полосы середины полосы Длина, м Длина, м 0 100 0 в) г) Длина, м 0 100 Длина, м 0 Рисунок 17 – Отклонение толщины полосы на выходе из стана холодной прокатки:

а и в - горячая прокатка без снижения скорости на хвостовой части полосы, б и г – горячая прокатка со снижением скорости на хвостовой части полосы При этом первые же промышленные испытания показали возможность безопасной эксплуатации стана горячей прокатки, при которой хвостовую часть полосы прокатывают и сматывают в рулон при изменяющихся (снижающихся) скоростях прокатки. Естественно, что применение магнитометрических датчиков для контроля уровня фазовых превращений и подбора условий снижения скорости прокатки в режиме реального времени, в зависимости от сортамента (толщина, ширина, площадь поперечного сечения) полосы и других парамет ров прокатки, существенно сократило объем экспериментов и ускорило оптимизацию настройки линии НШПС ГП для выпуска продукции, неподверженной проявлению дефекта ДРХП.

Результаты промышленных экспериментов с применением магнитометрических изме рений позволили перевести в автоматический режим управление работы стана для предот вращения возникновения дефекта ДРХП на полосах горячекатаной высокопрочной автоли стовой стали типа 22MnB4 всего диапазона производимой продукции. Наряду с этим, за че тыре месяца непрерывной эксплуатации стана в новом автоматическом режиме было достиг нуто более чем пятикратное снижение общего количества холоднокатаного металла, уходя щего в обрезь из-за несоблюдения допуска по толщине. При существующем объеме произ водства данной марки стали, экономический эффект от промышленного внедрения разрабо танного режима эксплуатации линии НШПС ГП составил примерно 50 € на тонну готовой продукции.

Обобщенная карта структурообразования исследованных сталей после ГП Полученные результаты изучения структурообразования сталей после горячей про катки позволяют предложить общую схему формирования структурной неоднородности (рис. 18) для исследованных сталей и интервалов параметров работы линии НШПС ГП, в частности, значений скорости конца прокатки (таблица 4).

п о н сип оаа л ол д ю х р ч о т р кт д яп с е у щи вл ч н е прд лв о яфаы У еиеи з ее ео Н п е р ще н йн то я м е р в а н ы аов д ще Дл р л гнеа се и о ьа г утн т С о о т о ц р кти кр ськн ап оак C Mo, B л гр в н е еи о а и м ки у ас м м н о ьа г врл н ар л гне уо е о яфаы з е н о Дл л у вр е н о т пр л ел и у л ин р та р в е рл п оь т и гн аг н е й е б С о о т кн ап оак, м кр сь о ц р кти /с Т р о ттр в н е е м саи о а и Н ср йаН Сс с о ьо а и м а то к ШП и п л зв н е д яп р ы ч с в л е в х ао п я оом н тр нафао ы р м г о ио и г зв х ол ж е и у о а х а д н яр л н п е р ще и р ва н й У е и е и л н о ьа г в л ч н ед и ыр л гна Рисунок 18– Схема формирования структуры исследованных сталей после горячей прокатки во время охлаждения полосы на отводящем рольганге и готового рулона Серым цветом на рис. 18 обозначена исследованная область структур для химическо го состава сталей и параметров горячей прокатки, отображенных в таблице 4.

Таблица 4 – Исследованный интервал химического состава сталей и технологии ГП Химический состав, масс % Технологические параметры Tсм, Толщина ГП, С Tкп, °C Скорость, м/с Mn Cr Mo B Nb °C мм 0.06- 550 1.700 0.25 0.08 0.005 0.065 880-950 5-10 2.5-4. 0.22 Формирование структуры во многом определяется состоянием аустенита на отводя щем рольганге. При этом, чем больше скорость конца прокатки полосы, тем больше доля непревращенного аустенита в готовом рулоне (см. рис. 18 сверху). Кроме скорости конца прокатки, на степень реализации фазовых превращений аустенита на отводящем рольганге влияет уровень легирования стали. С увеличением концентрации Мо и В превращение аустенита задерживается, а значит, количество непревращенного аустенита в горячекатаной полосе, смотанной в рулон, увеличивается. Изменение концентрации углерода также влияет на качество и полноту фазовых превращений аустенита – с уменьшением содержания угле рода в стали превращения аустенита начинаются раньше.

В зависимости от условий охлаждения рулона, в частности, разных скоростей охла ждения его различных частей, образуется неоднородная ферритно-перлитная или феррит перлитно-бейнитная структура с разным соотношением фаз и их дисперсности. При этом, легирование Мo, В и увеличение С способствует появлению бейнита в полосе, уже смотан ной в рулон. Кроме этого, как видно из рис. 18, количество формирующегося перлита, а так же вероятность получения бейнитной структурной составляющей увеличивается с ростом скорости конца прокатки. Это ведет не только к большей структурной неоднородности, но и к общему увеличению характеристик прочности горячего проката, что не всегда допустимо для последующих переделов (например, холодной прокатки), так как ведет к перегрузкам стана.

Уменьшения структурной неоднородности горячекатаной полосы можно добиться не сколькими способами. Прежде всего, рекомендуется снижение уровня легирования и содер жания углерода в стали, если это не вредит другим характеристикам продукции. Однако, вместо дорогостоящей и длительной оптимизации химического состава стали, целесообразно проводить уже рекомендованную значительно более быструю настройку работы линии НШПС ГП с помощью магнитометрической системы мониторинга фазовых превращений аустенита на отводящем рольганге, с тем чтобы обеспечить максимальное количество пре вращенного аустенита в стальной полосе до ее смотки в рулон. Также возможно увеличение длины отводящего рольганга, которое увеличит время более равномерного охлаждения, а значит, и более однородного структурообразования в горячекатаной полосе до ее смотки.

При невозможности увеличения длины отводящего рольганга или при наличии проблемы достижения достаточной полноты фазового превращенного аустенита в полосе, находящейся на отводящем рольганге, путем оптимизации настроек работы линии НШПС ГП рекоменду ется термостатирование рулонов непосредственно после окончания смотки полосы. Такое термостатирование готового рулона будет способствовать выравниванию тепловых полей, а значит, будет способствовать большей структурной однородности, повышению однородно сти свойств по длине и ширине полосы.

Общие выводы Экспериментально доказанная неравномерность охлаждения горячекатаной 1.

рулонной низкоуглеродистой стали в обычных условиях хорошо контролируемого производ ства приводит к заметной неоднородности механических свойств. Это, в свою очередь, в дальнейшем может приводить к появлению дефекта разнотолщинности при холодной про катке полосы. Характер неоднородности свойств связан как с неоднородным состоянием го рячекатаного металла по длине и ширине полосы, так и, в большей мере, с фазовыми пре вращениями, продолжающимися по окончании прокатки в готовом рулоне.

Разработан и технически реализован малоинерционный магнитометрический 2.

датчик измерения магнитной проницаемости для неразрушающего контроля фазовых пре вращений аустенита при высоких температурах.

Выделены области применения метода измерения магнитной проницаемости в 3.

режиме реального времени для сталей различных структурных классов. Измерение магнит ной проницаемости для обнаружения и мониторинга распада аустенита применимо для ста лей с температурами превращения (Аr3) ниже температуры Кюри феррита (768°C).

Установлены закономерности, разработана модель и получены эксперимен 4.

тальные данные об изменении магнитных характеристик стали в результате фазовых и структурных превращений переохлажденного аустенита. Рост магнитной проницаемости коррелирует с количеством образующихся ферромагнитных фаз. Вклад каждой отдельной ферромагнитной фазы или структурной составляющей в изменение магнитной проницаемо сти исходно аустенитной матрицы разный;

уменьшается в следующем порядке: феррит, пер лит, бейнит, мартенсит, и тем меньше, чем выше дисперсность. При образовании многофаз ных структур поведение магнитной проницаемости более сложно, а сам уровень магнитной проницаемости ниже, чем для полностью ферритной структуры.

Рассчитаны и получены экспериментальные данные о кинетике изменения 5.

температурного поля и фазовых превращений охлаждающихся горячекатаной стальной по лосы и рулона. Динамика изменения температурного поля полосы после горячей прокатки и рулона хорошо описывается трехмерной моделью конечных элементов с учетом поправки на разогрев от выделяющейся теплоты превращений аустенита и может быть использована сов местно с термокинетическими моделями превращений при прогнозировании механического поведения стали.

Наиболее важным в формировании структур является регулирование фазовых 6.

превращений аустенита на первой стадии охлаждения - на отводящем рольганге, которое может быть осуществлено с помощью изменения настроек работы линии НШПС ГП. Сни жение скорости горячей прокатки хвостовой части полосы увеличивает долю превращенного аустенита в этой части полосы на отводящем рольганге перед смоткой в рулон и позволяет существенно снизить или даже исключить дефект разнотолщинности после холодной про катки.

Разработанная малоинерционная система неразрушающего мониторинга фазо 7.

вых превращений в линии НШПС ГП позволяет проводить коррекцию настройки работы стана с учетом данных о процессах структурообразования в режиме реального времени. Эф фективность промышленного внедрения системы в линию стана горячей прокатки на пред приятии «АрселорМиттал Франция» только за время испытаний оценена в 50 € на тонну.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Marmulev A.V., Herman G., Poliak E.I., Kaputkina L.M., Factors Affecting Gauge Uni formity of Flat Cold Rolled AHSS, Proceeding of International Conference Materials Science and Technology (MS&T) 2011, 2011, October 16-20, Columbus. Ohio, USA, p. 470 – Л.М. Капуткина, А.В. Мармулев, Е.И. Поляк, Г. Эрман, Факторы, влияющие на рав 2.

номерность толщины холоднокатаного листа из высокопрочных многофазных сталей, Науч но-технический семинар «Бернштейновские чтения по термомеханической обработке метал лических материалов», Москва, 26-28 октября 2011 г. Тезисы докладов, - М: НИТУ «МИ СиС», 2011, 125с Л. М. Капуткина, А. В. Мармулев, А. Е. Арлазаров, Д. Уин, Применение методов маг 3.

нитометрии для исследования структурных изменений в многофазных сталях, Проблемы черной металлургии и материаловедения, 2012, 2, стр. 86- Л.М. Капуткина, А.В. Мармулев, Е.И. Поляк, Г. Эрман, Влияние условий охлаждения 4.

рулонов на неравномерность структуры и механических свойств горячекатаных высоко прочных автолистовых сталей, МиТОМ, 2012, 12, стр. 14- Л.М. Капуткина, А.В. Мармулев, Е.И. Поляк, Г. Эрман, Неравномерность толщины 5.

холоднокатаных листов высокопрочных многофазных сталей, вызываемая неоднородностью структуры и свойств горячего подката, VI- я Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур», ПРОСТ 2012, Москва, 2012, 17-19 апреля Л. М. Капуткина, А. В. Мармулев, Г. Эрман, Ж.М. Тюрон, Применение неразрушаю 6.

щего магнитометрического контроля фазовых превращений в линии НШПС для уменьшения разнотолщинности холоднокатаных высокопрочных автолистовых сталей, Проблемы черной металлургии и материаловедения, 2013, 1, стр. 101 - 7. A.V. Marmulev, G. Herman, J.-M. Turon, E.I. Poliak and L.M. Kaputkina, Online electromagnetic monitoring of austenite transformation in hot strip rolling and its application to process optimization, Revue de Mtallurgie, 2013, 110, 205-215, doi:10.1051/metal/2013064.

8. L.M. Kaputkina, A.V. Marmulev, G. Herman, E.I. Poliak, Microstructure Heredity and Non Uniformity of Mechanical Proprieties of Cold Rolled Ferrite-Pearlite and Ferrite-Bainite Steel dur ing its Manufacturing Proceedings of 10th INTERNATIONAL CONGRESS "MACHINES, TECHNOLОGIES, MATERIALS" 18 - 20.09.2013, Varna, Bulgaria, p. 9. A.V. Marmulev, L.M. Kaputkina, J.-M. Turon, E.I. Poliak, Online Non-Destructive Moni toring of Phase Transformation on Run-Out Table of CSP Hot Strip Mill, Proceedings of 10th IN TERNATIONAL CONGRESS "MACHINES, TECHNOLОGIES, MATERIALS" 18 20.09.2013, Varna, Bulgaria, p.

 




 
2013 www.netess.ru - «Бесплатная библиотека авторефератов кандидатских и докторских диссертаций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.