Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Литературный обзор 11
1.1 Требования, предъявляемые к холоднокатаному прокату электротехнической анизотропной стали (ЭАС) с высокой магнитной индукцией 11
1.2 Металлофизические основы формирования высокой магнитной индукции и низких удельных потерь в ЭАС 15
1.2.1 Кристаллографическая текстура 15
1.2.2 Магнитная текстура 17
1.3 Технологические способы производства 18
1.3.1 Современная стратегия построения технологической модели производства 18
1.3.2 Принципы образования и управления ингибиторной фазой 28
1.3.3 Требование к текстурному состоянию матрицы вторичной рекристаллизации 35
1.3.4 Технологические факторы производства ЭАС с высокой магнитной индукцией методом «приобретенного ингибитора» 35
Выводы по Главе 1 45
Глава 2. Методики и материалы исследований 47
Глава 3. Исследование оптимальных технологических условий формирования врожденного (первичного) ингибитора 52
3.1 Технологический цикл процесса формировании первичного ингибитора при горячей прокатке 52
3.2 Исследование влияния основных элементов химического состава, условий нагрева литых слябов на диаметра зерна первичной рекристаллизации и уровень магнитной индукции готового проката 64
3.3 Алгоритм технологического процесса и технологическое прогнозирование 74
3.4 Влияние промышленных условий формирования врожденного (первичного) ингибитора роста зерна на уровень магнитной индукции 80
3.4.1 Статистический анализ 80
3.4.2 Факторный анализ влияния основных элементов химического состава на магнитную индукцию 86
3.4.3 Факторный анализ влияния режимов нагрева слябов на магнитную индукцию 91
3.4.4 Факторный анализ влияния режимов горячей прокатки на магнитную индукцию 95
Выводы по Главе 3 100
Глава 4. Исследование оптимальных технологических условий формирования приобретенного (вторичного) ингибитора 102
4.1 Технологический цикл процесса формировании приобретенного (вторичного) ингибитора при химико-термической обработке холоднокатаного проката 102
4.2 Исследование влияния технологических условий формирования приобретенного (вторичного) ингибитора на основе нитрида алюминия при химико-термической обработке (обезуглероживание и азотирование) холоднокатаного проката на структуру и магнитные свойства 107
4.3 Регрессионный и корреляционный анализ технологической схемы опытно-промышленного производства методом «приобретенного ингибитора» 113
4.4 Распределение размера зерна, химических элементов по толщине и кристаллографической текстуры после обезуглероживания и азотирования холоднокатаного проката в промышленных условиях 127
Выводы по Главе 4 145
Глава 5. Разработка структурных схем управления ингибированием и факторов адаптации технологической модели по методу «приобретенного образования ингибитор ной фазы» для промышленного производства 147
Выводы по Главе 5 153
Глава 6. Научное обоснование системы автоматизации управление качеством продукции 154
Выводы по Главе 6 158
Глава 7. Разработке нового национального стандарта, гармонизированного с требованиями стандартов МЭК, европейского стандарта EN 10107 и других стран, ведущих изготовителей ЭАС 160
7.1 Анализ состояния вопроса 160
7.2 Концепция и структура проекта нового национального стандарта 162
Выводы по Главе 7 171
Основные результаты работы 172
Библиографический список 175
- Современная стратегия построения технологической модели производства
- Исследование влияния основных элементов химического состава, условий нагрева литых слябов на диаметра зерна первичной рекристаллизации и уровень магнитной индукции готового проката
- Распределение размера зерна, химических элементов по толщине и кристаллографической текстуры после обезуглероживания и азотирования холоднокатаного проката в промышленных условиях
- Концепция и структура проекта нового национального стандарта
Современная стратегия построения технологической модели производства
Из многочисленных способов производства ЭАС [31, 32], при производстве ЭАС с высокой магнитной индукцией и магнитной проницаемостью широкое распространение получила технологическая схема с высокотемпературным нагревом литых слябов перед горя чей прокаткой (таблица 1.2).
Способ, разработанный фирмой «Армко» [33], характеризуется использованием в качестве ингибитора роста зерна сульфидов марганца, достаточно высокой температурой нагрева слябов перед горячей прокаткой и двухкратной холодной прокаткой. Другой способ был разработан фирмой «Ниппон Стил», при котором используют в составе ингибитора сульфиды, азот, алюминий, серу. Температура нагрева слябов тоже достаточно высокая. В данном способе, также, используют высокотемпературную нормализацию горячекатаного проката и высокую степень деформации при однократной холодной прокатке (87 %).
Еще один метод разработан фирмой «Кавасаки Стил» с введением в сталь при выплавке в качестве ингибиторов марганца, олова, свинца, с высокой температурой нагрева слябов и двух кратной холодной прокаткой.
Вышеперечисленные варианты производства ЭАС, отличаются тем, что ингибиторная фаза, необходимая для протекания вторичной рекристаллизации (ВР), определялась исходным химическим составом стали. В результате чего японскими специалистами было предложено отнести все эти варианты к общему методу производства ЭАС – методу «врожденного ингибитора» [3], обладающему двумя основными существенными недостатками:
- для получения высокодисперсной ингибиторной фазы требуется продолжительная выдержка стальных слябов перед горячей прокаткой при высоких температурах, а также охлаждение горячекатаных полос при горячей прокатке и нормализация по достаточно строгому регламентированному режиму (это требует специального оборудования при существенных дополнительных затратах);
- в процессе последующей обработки не допускается укрупнение и снижения плотности частиц ингибиторной фазы.
В настоящее время следует отметить успехи в освоении технологии введения регулируемого количества азота (процесс азотирования) в холоднокатаный прокат перед окончательным высокотемпературным отжигом с целью формирования дополнительной ингиби-торной фазы на основе нитридов алюминия и кремния. Эти схемы производства японские ученые предложили отнести к методу «приобретенного ингибитора» [3].
Основные технологические факторы, которые используют в основе современного производства ЭАС с высокой магнитной индукцией, следующее:
- эффект от высокой плотности и дисперсности ингибиторной фазы, которая задерживает нормальный рост зерен и обеспечивает избирательный рост зерен ребровой текстуры {110} 001 при вторичной рекристаллизации в процессе высокотемпературного отжига;
- эффект от больших обжатий при однократной холодной прокатке, обеспечивающие высокую степень ориентации кристаллов в направлении прокатки в текстуре вторичной рекристаллизации. Все технологические способы производства ЭАС с высокой магнитной индукцией, включающие в качестве основного ингибитора роста зерна нитрид алюминия AlN, классифицируют в соответствии с температурой нагрева сляба перед горячей прокаткой на четыре класса по условию нагрева слябов перед началом горячей прокатки и последующего азотирования холоднокатаного проката перед вторичной рекристаллизацией с целью усиления ингибитора [34].
Классификация технологии производства по температуре нагрева слябов показана в таблице 1.3.
В способе 1 нагрев сляба проводят при сверхвысокой температуре, 1300 С или выше, в течение увеличенного периода времени, используя при этом, такие типы ингибиторов, как AlN, MnS, MnSe, Cu-S или Cu-Se, но азотирование при этом не применяют [35, 36].
В способе 2 нагрев сляба проводят при низкой температуре, 1280 С или ниже, типом ингибитора является преимущественно AlN и последующее азотирование является существенным [37, 38].
В способе 3 и способе 4 частичного выделения и полностью твердого раствора с применением азотирования нагрев сляба проводят при промежуточной температуре, от 1200 С до 1350 С, используя при этом, например, такие типы ингибиторов, как AlN, MnS, CuS или Cu-Se, и при этом последующее азотирование является существенным.
Прокат ЭАС, улучшенный в отношении ориентационной интенсивности кристаллографической текстуры {110} 001 , может быть получен путем использования способа 3, в котором ингибитор полностью растворяют во время нагрева стального сляба с ограниченным содержанием азота N при промежуточной температуре, компенсируя недостающий AlN в качестве вторичного «приобретенного» ингибитора путем азотирования, а также растворения других, отличных от AlN ингибиторных веществ, в частности MnS, MnSe, Cu-S, Cu-Se и т.п., количества которых понижены по сравнению со способом 1.
Однако в этом случае, так же как и в способе 2 с дополнительным азотированием, при обезуглероживании холоднокатаного проката для последующего формирования магнитоак-тивного покрытия, в прокате повышается содержание кислорода, при этом вторичная рекристаллизация становится нестабильной.
При снижении содержания кислорода в обезуглероженном холоднокатаном прокате, текстура вторичной рекристаллизации становится более совершенной, но количество оксидов железа, которые играют важную роль в реакции образования стекловидной окисной пленки на поверхности полосы, становится недостаточным для образования «форстеритно-го» покрытия.
Когда содержание кислорода в прокате составляет приблизительно 0,008 вес.%, совершенство текстуры снижается, даже если проводить азотирование после обезуглероживания перед началом вторичной рекристаллизации. При низком содержании азота в стали вторичная рекристаллизация в процессе высокотемпературного отжига проката проходит нестабильно.
При осуществлении технологического решения, разработанного сравнительно недавно, с достаточным и частичным выделением ингибиторной фазы в твердом растворе стального полупродукта в процессе выплавки и азотирования стали на более поздней технологической операции образуется два типа ингибитора: «врожденный» ингибитор, образовавшийся в горячекатаной заготовке в процессе горячей прокатки и/или термообработки и «приобретенный» ингибитор, образовавшийся в результате азотирования при термической обработке холоднокатаного проката перед вторичной рекристаллизацией. При осуществлении данного технологического решения с достаточным выделением вторичной фазы за счет низкотемпературного нагрева сляба перед горячей прокаткой и азотированием холоднокатаного проката, важная роль принадлежит содержащемуся в исходном слябе свободному алюминию (кислоторастворимый алюминий AlКр), который связывается с азотом N после азотирования в процессе высокотемпературного отжига с образованием нитрида алюминия AlN и действует в основном как вторичный «приобретенный» ингибитор [37, 38].
Исследование влияния основных элементов химического состава, условий нагрева литых слябов на диаметра зерна первичной рекристаллизации и уровень магнитной индукции готового проката
При проведении активного эксперимента в технологическом процессе производства и исследований использованы модели в виде карт линий равного уровня поверхностей отклика, отражающие зависимости структурных и физических характеристик проката от основных контролируемых технологических факторов, для выбора уровней варьирования факторов управления.
В качестве технологических факторов для изучения принимали:
- массовая доля химических элементов в стали Сплавочный, Si, Alплавочный, Nплавочный;
- температура нагрева слябов в нагревательной зоне Тсз и зоне выдержки (выравнивающей) Ттз методических печей перед горячей прокаткой.
В качестве функции отклика использовались:
- магнитная индукция В800 готового проката;
- средний диаметр зерна Dср первично рекристаллизованного холоднокатаного проката (после операции обезуглероживания – азотирования перед высокотемпературным отжигом).
Центр распределения содержания в стали кремния Si и плавочного углерода Спл на карте линий уровня (рисунок 3.18) соответствует их значениям 3,098 % и 0,0547 % и обозначен квадратным символом.
Для увеличения уровня магнитной индукции целесообразно сместить центр распределения (рисунок 3.18а) за счет пропорционального уменьшения массовой доли этих химических элементов до 3,05 % и 0,053 % соответственно, при этом центр распределения средний диаметр зерна первичной рекристаллизации Dср должен сместиться от 22 мкм от 21 мкм (рисунок 3.18б).
Для увеличения уровня магнитной индукции В800 целесообразно сместить центр распределения (рисунок 3.19а) за счет увеличения температуры сляба в зоне нагрева методической печи Тсз до 1260-1270 С, при этом влияние колебаний по кремнию на уровень магнитной индукции снизится.
Центр распределения средний диаметр зерна первичной рекристаллизации Dср должен сместиться от 22 мкм от 20 мкм (рисунок 3.19б).
Для увеличения уровня магнитной индукции В800 целесообразно сместить центр распределения (рисунок 3.20а) за счет увеличения температуры сляба в зоне выдержки методической печи Ттз до 1250-1260 С, при этом влияние колебаний по кремнию на уровень магнитной индукции и средний диаметр зерна первичной рекристаллизации Dср снизится (рисунок 3.20б).
Тенденции к целесообразности смещения центра распределения температуры литого сляба в зоне нагрева Тсз и зоне выдержки Ттз методической печи за счет изменения температуры сляба до выше указанных пределов для увеличения уровня магнитной индукции В800 и оптимизации среднего диаметра зерна первичной рекристаллизации Dср наблюдается, также, на карте линий уровня для плавочного углерода Спл - Тсз (рисунок 3.21), для плавочного углерода Спл - Ттз (рисунок 3.22), для плавочного алюминия Alпл – Тсз (рисунок 3.23), для плавочного алюминия Alпл – Ттз (рисунок 3.24).
Центр распределения Alплавочного соответствует 0,0285 % и смещение центра распределения температур Тсз в зоне нагрева и Ттз в зоне выдержки методической печи в сторону указанного увеличения снижает влияние колебаний по алюминию на характеристики проката.
Центр распределения плавочного азота Nпл соответствует 0,008 % (рисунки 3.25; 3.26). Снижение температуры Тсз в зоне нагрева и Ттз в зоне выдержки методической печи ниже ука занных пределов для стали с массовой долью азота Nплавочного 0,0075 % и менее приводит к снижению уровня магнитной индукции В800 и укрупнению диаметра зерна первичной рекристаллизации Dср , а также – к широким изменениям их значений.
С увеличением в стали массовой доли плавочного азота Nпл более 0,0075 %, область высоких значений уровня магнитной индукции В800 расширяется в сторону снижения температуры нагрева слябов перед горячей прокаткой и создает возможность использования оптимального режима низкотемпературного нагрева .
Однако эта часть карты линий уровня имеет сложный рельеф и предполагает разработку алгоритма выбора оптимального режима нагрева слябов в зависимости от химического состава стали.
Анализ результатов исследований показал, что разработанный на основе анализа патентных источников базовый химический состав ЭАС является необходимым, но недостаточным условиям для производства готового проката с высокой магнитными свойствами. На основе выше приведенного анализа, может быть предложен рекомендуемый плавочный химический состав ЭАС (таблица 3.5).
Распределение размера зерна, химических элементов по толщине и кристаллографической текстуры после обезуглероживания и азотирования холоднокатаного проката в промышленных условиях
Исследована зависимость распределения размера зерна, химических элементов и кристаллографической текстуры по сечению проката после обезуглероживания и азотирования в промышленных условиях.
Массовая доля остаточного углерода С, азота N и размера микрозерна dусл после обезуглероживания и азотирования для образцов промышленных партий плавок с различным уровнем магнитных свойств готового проката, представлена в таблице 4.4.
Величина микрозерна определялась как средняя величина случайных сечений зерен в плоскости металлографического шлифа двумя методами:
- (dусл.) путем подсчета пересечений границ зерен отрезками прямых с определением среднего условного диаметра в случае равноосных зерен, количества зерен в 1 мм2 в случае неравноосных зерен;
- (dcp и di) путем измерения длин хорд под оптическим микроскопом или с использованием микрофотографий с определением относительной доли зерен определенного размера.
Определялся размер 150-ти зерен, после этого рассчитывался средний размер зерна с построением частотного распределения с шагом до 10 мкм, от 11 до 15 мкм; от 16 до 20 мкм, от 21 до 25 мкм, от 26 до 30 мкм, от 31 до 35 мкм, от 36 до 40 мкм, от 41 до 45 мкм, от 46 до 50 мкм, от 51 до 60 мкм, от 61 до 70 мкм, от 71 до 150 мкм, более 150 мкм.
Частотное распределение размера зерна феррита (di) после первичной рекристаллизации при обезуглероживании и азотирования для партий готового проката с удовлетворительными и неудовлетворительными магнитными свойствами представлены на рисунке 4.24.
Для оценки частотного распределений размера зерна для проката с удовлетворительными и неудовлетворительными магнитными свойствами использовали следующие характеристики (таблица 4.5):
- сумма размером зерен менее 20 мкм, и от 21 до 40 мкм;
- среднее содержание азота в образцах.
Для готового проката ЭАС с удовлетворительными магнитными свойствами (удельные потери Р1,7/50 не более 1,10 Вт/кг) доля зерен от 21-40 мкм больше на 5 %, чем на металле с неудовлетворительными магнитными свойствами (удельные потери Р1,7/50 более 1,10 Вт/кг).
На образцах холоднокатаного проката после обезуглероживания и азотирования в промышленных условиях (таблица 4.6) на спектрометре тлеющего разряда GDA проведен анализ распределения химических элементов по сечению полосы.
В поверхностной зоне образцов проката с «хорошими» магнитными свойствами, зона насыщения азотом с максимумом у поверхности составляет от 5 мкм до 7 мкм с обеих сторон (рисунки 4.28 – 4.30), на образцах с неудовлетворительными магнитными свойствами – от 1 до 2 мкм, единично на одном стороне образца 580446 (рисунки 4.25 – 4.27).
Однократная холодная прокатка ЭАС осуществляли на реверсивном стане за 5 проходов по схеме: 2,3 мм 0,3 мм (87 %). Температура полосы между проходами 150 – 250 С.
В результате прокатки микрозерна стали более вытянутыми до 500-600 мкм. Выделений вторичных фаз стало заметно меньше, чем в горячекатаном прокате. Наблюдается формирование текстурной ориентации зерен стали после интенсивной холодной деформации (рисунок 4.31).
Данные сканирующей электронной микроскопии не выявляют наличия вторичных фаз. Аналогично предыдущему образцу, оценка содержания C, N и Al не согласуется с результатами спектрального анализа.
Основная фаза феррит – -Fe. Наблюдается изменение соотношения интенсивности отражений (110) и (200), характерных для текстурованного материала. Преимущественная ориентировка зерен – по плоскостям базиса – семейство {200}. Соотношение интенсивностей линий I(110)/I(200)=27/100. Дифракционные линии уширены, что свидетельствует о дефектной структуре материала (микроблочная структура, микронапряжения, дефекты упаковки) (рисунок 4.32).
Непрерывный отжиг холоднокатаного проката толщиной 0,3 мм проводили в печи проходного типа в две последовательные стадии:
Стадия 1. Обезуглероживание при 840 С, 2,5 минуты в азото-водородной атмосфере (68%H2, влажность 63 С по точке росы).
Стадия 2. Азотирование при 770 С, 0,4 минуты в сухой азото-водородной атмосфере (26%H2) с содержанием аммиака NH3 0,05-0,7 %.
По данным спектрального анализа массовое содержание контролируемых элементов, (% масс.): углерод – 0,003; азот – 0,032.
ХТО приводит к формированию микроструктуры, состоящей из зерен округлой формы. Крупных выделений дисперсных фаз не наблюдается. В объёме зерна вытравливаются дисперсные выделения (рисунок 4.33).
Данные сканирующей электронной микроскопии не выявляют наличия вторичных фаз. Аналогично образцу ЭАС после холодной прокатки оценка, содержания С, N и А1 по химическому анализу не согласуется с результатами спектрального анализа.
Основная фаза феррит - -Fe. Соотношение интенсивностей линий (110) и (200) Fe не соответствует известным данным для не текстурированного феррита. Преимущественная текстура по плоскостям семейства {200} сохраняется, но в существенно меньшей степени, чем в образце до ХТО. Соотношение интенсивностей I(ію)/І(200)= 100/76 (в образце без текстуры должно быть I(по)/1(20о)=100/12). Дифракционные линии сужаются, по сравнению с образцом после холодной прокатки, что свидетельствует о более совершенной кристаллической структуре зерен материала, уменьшении дефектности структуры.
Появляются линии аустенитной фазы -Fe (пространственная группа Fm-3m). Предполагая равную рассеивающую способность аустенита и феррита, по интенсивности соотношению дифракционных линий можно оценить содержание аустенита -10 масс %. Принимая во внимание, что ХТО предусматривает азотирование, а азот является элементом, стабилизирующим аустенитную фазу, можно утверждать, что материал является двухфазным -Fe +y-Fe, а фаза аустенита представляет собой твёрдый раствор азота в Fe.
На рентгенограмме (рисунок 4.34) присутствует слабая линия, относительной интенсивностью менее 2 %, угловое положение которой 2у=52,5 соответствует угловому положению 100 % линии (111) фазы Fe4N (PDF card #000-83-0875).
Концепция и структура проекта нового национального стандарта
При создании проекта нового национального стандарта предполагалось:
1. В качестве базового документа использовать европейский стандарт EN 10107 «Тонкий лист и полоса из электротехнической стали с ориентированным зерном, поставляемая в полностью обработанном состоянии», в том числе в части методик испытаний.
2. Унифицировать обозначения марок готового проката, потерявшие смысл изначальной структуры обозначения при отмене ГОСТ 21427.0-83, в соответствии с мировой практикой.
3. Оптимизировать количество марок путем согласования нового национального стандарта на стадии разработки с предприятиями – потребителями для апробации адаптации унифицированных марок ЭАС при проектировании и изготовлении электрических машин.
4. Провести разделение продукции на классы: обычная продукция, продукция с высокой магнитной индукцией (или магнитной проницаемостью), продукция с лазерной обработкой поверхности.
5. В качестве основной характеристики магнитной индукции ввести значения В800 или магнитной поляризации J800.
6. Предусмотреть по согласованию с потребителями проведение испытаний магнитных свойств стали другими методами, кроме метода Эпштейна, например методом испытаний в листах для стали с измененной доменной структурой.
7. Изложить технические требования к прокату по разделам: магнитные свойства, геометрические характеристики и допуски, технологические свойства.
8. В размерный сортамент, наряду с толщинами 0,27; 0,30; 0,35 мм, исходя из тенденций мирового рынка, включить прокат толщиной 0,23 мм.
9. Требования к электроизоляционным покрытиям сформулировать по согласованию с потребителями.
10. Учесть основные нормативные положения, кроме соответствующих национальных стандартов, международных европейских и иностранных стандартов.
11. Предусмотреть в приложении следующую справочную информацию для марок
- удельные потери при перемагничивании Р1,5 / 50;
- удельные потери при перемагничивании Р1,5 / 60; Р1,7 / 60;
- магнитная индукция В100, В2500.
Структура нового стандарта должна включать следующие основные разделы:
1. Предисловие.
2. Область применения.
3. Нормативные ссылки.
4. Термины и определения.
5. Классификация и обозначения.
6. Данные заказа.
7. Общие требования.
8. Технические требования.
- магнитные свойства;
- геометрические характеристики и допуски;
- технологические свойства.
9. Испытания:
- отбор проб;
- подготовка образцов;
- методы контроля и испытаний.
10. Сертификация.
11. Маркировка и упаковка.
12. Правила приемки.
13. Транспортирование и хранение.
14. Рекламации.
15. Приложения, условные обозначения.
Новый национальный стандарт разработан с учетом нормативных положений международных стандартов СЕI IЕС 604404-8-3:2005, СЕI IЕС 604404-8-4:2005 и европейских стандартов EN 10106:1995, EN 10341:2006.
С учетом вновь разрабатываемого марочного сортамента ЭАС под руководством и с участием автора работы впервые разработан национальный стандарт ГОСТ Р 53934-2010 «Прокат тонколистовой холоднокатаный из электротехнической анизотропной стали. Технические условия», гармонизированный с требованиями стандартов МЭК, международного стандарта IЕС 604404-8-7-98, европейского стандарта EN 10107-2005 и стандартов других стран – ведущих изготовителей ЭАС.
В таблице 7.1 приведено сопоставление марок ЭАС по стандартам различных стран мира.
На основе применения вновь разработанного стандарта подготовлен и введен в качестве национального на территории Российской Федерации с 1 марта 2015 года межгосударственный стандарт ГОСТ 32482-2013 «Прокат тонколистовой холоднокатаный из электротехнической анизотропной стали для трансформаторов. Технические условия».
В таблице 7.2 представлены требования к гарантированным магнитным свойствам ЭАС по разным стандартам (техническим условиям) [87].