ВЫБОР  ТЕМПЕРАТУРЫ  НАГРЕВА  СЛЯБОВ  ЭАС  ПЕРЕД  ГОРЯЧЕЙ  ПРОКАТКОЙ

Башкатов  Дмитрий  Александрович

аспирант,  Липецкий  государственный  технический  университет,  РФ,  г.  Липец

E-mail: 

CHOICE  OF  SLAB  HEATING  TEMPERATURE  OF  EAS  BEFORE  HOT  ROLLING

Dmitriy  Bashkatov

post  graduate  student  of  Lipetsk  State  Technical  University,  Russia,  Lipetsk

АННОТАЦИЯ

Рассмотрен  вопрос  выбора  температуры  нагрева  слябов  ЭАС  нитридного  варианта  ингибирования  перед  горячей  прокаткой.  Произведен  теоретический  расчет  растворения  ингибиторной  фазы  при  нагреве  стали  заданного  химического  состава.  Дан  сравнительный  анализ  технологических  особенностей  производства  ЭАС. 

ABSTRACT

Problem  of  choice  of  slab  heating  temperature  of  EAS  nitride  variant  of  inhibition  before  hot  rolling  has  been  considered.  Theoretical  calculation  of  inhibitory  phase  solution  in  case  of  heating  of  ordered  composition  of  steel  has  been  conducted.  Comparative  analysis  of  technological  characteristics  of  EAS  production  has  been  presented. 

Ключевые  слова:   анизотропная  сталь;  нагрев;  горячая  прокатка.

Keywords:   anisotropic  steel;  heating;  hot  rolling. 

Горячая  прокатка  анизотропной  электротехнической  стали  (ЭАС)  оказывает  значительное  влияние  на  магнитные  и  механические  свойства  готовой  стали.  Определяющими  параметрами  горячей  прокатки  является  температура  нагрева  слябов  и,  следовательно,  температура  ее  начала.

Основными  задачами  нагрева  слябов  ЭАС  нитридного  варианта  ингибирования  перед  прокаткой  являются:  равномерный  прогрев  по  толщине  и  как  можно  более  полное  растворение  частиц  основной  фазы  —  ингибитора  (нитридов  алюминия,  AlN)  [5,  с.  7].  Исходя  из  этого,  важно  знать  температуру,  обеспечивающую  полное  растворение  ингибиторной  фазы. 

Трехфазное  равновесие  в  системе  α-γ-AlN  описывается  уравнениями  растворимости  AlN  в  феррите  и  аустените  [1,  с.  56]:

  (1)

        (2)

уравнением,  отражающим  равновесное  распределение  азота  между  α  и  γ  фазами: 

,  (3)

где:  [X]_y  —  концентрация  элемента  Х  в  твердом  растворе  Y; 

Т   —  абсолютная  температура. 

Эти  уравнения  выведены  в  предположении,  что  концентрации  кремния  в  α-  и  γ-фазах  не  отличаются  друг  от  друга  и  равны  3мас.  %. 

Для  А1  и  N  должны  выполняться  равенства,  учитывающие  материальный  баланс  элементов  в  стали.  При  их  записи  следует  принять  во  внимание  различие  объемной  и  массовой  долей  аустенита  [1,  с.  56—57]: 

где:  [X]  —  концентрация  в  мас.  %  элемента  Х  в  стали; 

γ  —  объемная  доля  аустенита;

  и    —  плотности  кремнистых  феррита  и  аустенита.

Система  уравнений  (1)—(5)  дополняется  условием,  связывающим  объемную  долю  аустенита  с  температурой.  Растворимость  азота  в  аустените  в  несколько  раз  превосходит  растворимость  в  феррите,  поэтому  наличие  α-фазы  существенно  понижает  температуру  полного  растворения  нитридов.  В  литературе  имеется  достаточно  много  экспериментально  построенных  графических  зависимостей  объемной  доли  аустенита  от  температуры.  Данные  зависимости  достаточно  близки  по  внешнему  виду,  имеют  максимум  количества  аустенита  при  температурах  1130...  1150  °С.  При  этом  количество  аустенита,  образовывающегося  в  стали  также  сильно  зависит  от  ее  химического  состава.  Использовались  данные  [1,  с.  94],  представленные  на  рис.  1.  Зависимость  была  получена  в  результате  моделирования  с  использованием  современного  программного  обеспечения  для  стали  с  химическим  составом,  близким  к  исследуемой  (таблица  1)  [1,  с.  50]. 

Рисунок  1.  Зависимость  объемной  доли  аустенита  от  температуры

Максимальная  доля  аустенита,  образующегося  в  стали  при  температуре  ~1170°  С  равна  0,286,  тогда  как  при  температуре  ~1291°  С  данная  фаза  отсутствует  вообще.

Таблица  1. 

Химические  составы  ЭАС

Графическая  зависимость,  представленная  на  рис.  1,  была  аппроксимирована  полиномом  в  интервале  температур  900—1280  °С,  на  основании  которого  и  уравнений  (1)-(5)  был  произведен  расчет  степени  растворения  нитридов  для  исследуемой  ЭАС  (рисунок  2).  При  этом  было  учтено,  что  часть  алюминия  связано  в  оксид  ,  а  азота  —  в  нитрид  титана  . 

Рисунок  2.  Зависимость  степени  растворения  нитридов  от  температуры  нагрева

Нитриды  растворяются  полностью  при  температуре  1246  °С,  а  уже  при  температурах  ~1200  °С  —  на  80  %.

Данное  обстоятельство  было  использовано  в  изобретении  [4],  в  котором  предлагается  нагревать  слябы  до  температур  1180—1210  °С.  Обязательным  условием  являлось  то,  что  температура  поверхности  при  посаде  должна  была  составлять  не  менее  480  °С,  предпочтительно  —  580  °С.  Отмечалось,  что  температура  в  середине  сляба  тогда  составит  ~700  °С.  Заявляемые  магнитные  свойства  конечного  продукта  соответствовали  высшим  маркам  ЭАС.

Такие  температуры  нагрева  позволяют  значительно  сократить  расход  топлива,  резко  снизить  угар  металла,  а,  следовательно,  понизить  себестоимость  продукта.

Однако,  в  работе  [2,  с.  62]  исследовали  влияние  фазовой  перекристаллизации  на  структуру  подката  ЭАС.  Реализация  фазовой  перекристаллизации  α→ɣ→  α  при  горячей  прокатке  приводит  к  замене  совершенной  текстуры  (110)[001]  на  ориентировку  (110)[112],  ухудшая  магнитные  свойства.  Отмечалась  неравномерность  распределения  продуктов  распада  аустенита,  которые  образуются  уже  после  черновой  группы  клетей,  что  в  свою  очередь  говорит  о  низкой  температуре  или  неравномерности  нагрева  слябов.  Утверждается,  что  нагрев  слябов  до  1250  °С,  принципиально  не  позволяет  получить  ЭАС  с  предельно  высокими  магнитными  свойствами.  При  этом  варьирование  температур  нагрева  слябов  в  интервале  1260—1300  °С  не  влияет  на  структуру  и  текстуру  подката.  В  тоже  время  повышение  температуры  нагрева  слябов  до  1380—1400  °С  практически  исключает  фазовую  перекристаллизацию  α→ɣ→  α  и  способствует  формированию  совершенной  текстуры  (110)[001].  Это  связано  с  тем,  что  аустенит  образуется  в  стали  при  охлаждении  уже  в  ходе  деформации,  а  не  до  нее. 

Известны  также  результаты  сравнение  магнитных  свойств  готовой  ЭАС  при  варьировании  температур  нагрева,  конца  горячей  прокатки  и  смотки  [3].  Слябы  нагревали  до  температуры  1400  °С  и  1250  °С.  Нагрев  до  1400  °С  позволял  получать  магнитные  свойства  готовой  стали,  которые  для  нитридного  варианта  ингибирования  являлись  уникальными.  Однако  при  температурах  нагрева  1380—1400  °С,  печи  работают  на  пределе  своих  возможностей,  расходуя  огромное  количество  топлива.  Интенсивное  окисление  с  образованием  жидкой  фазы  приводит  к  повышенному  расходу  металла,  негативно  сказывается  на  состоянии  футеровки  и  оборудования  печи,  значительно  уменьшая  интервал  времени  между  ремонтами.

Выводы.  Сравнительный  анализ  технологических  особенностей  производства  анизотропной  электротехнической  стали  показал,  что  температура  нагрева  слябов  перед  горячей  прокаткой  1250  °С  и  ниже  не  позволяет  получать  готовый  продукт  с  предельно  высокими  магнитными  свойствами  вследствие  реализация  фазовой  перекристаллизации  α→ɣ→  α  в  ходе  горячей  прокатке.  Кроме  того,  варьирование  температур  нагрева  в  интервале  1260—1300  °С  не  влияет  на  структуру  и  текстуру  подката,  а,  следовательно,  и  на  свойства  готовой  ЭАС.  Повышение  температуры  нагрева  до  1400  °С  позволяет  получать  сталь  с  высокими  магнитными  свойствами,  вызывая  значительные  технологические  трудности  реализации  процесса  и  снижая  значения  других  существенных  показателей  производства.

Список  литературы:

1.Лобанов  М.Л.  Управление  структурой  и  текстурой  электротехнической  анизотропной  стали  с  нитридным  ингибированием:  диссертация  на  соискание  уч.  степ.  докт.  техн.  наук.  Екатеринбург,  2010.  —  228  с.

2.Лобанов  М.Л.,  Шабанов  В.А.,  Цырлин  М.Б.,  Минеев  Ф.В.  Влияние  фазовой  перекристаллизации  на  структуру  подката  электротехнической  анизотропной  стали  //  Сталь.  —  2000.  —  №  2.  —  С.  59—63.

3.Пат.  2216601  РФ,  МПК  C21  D8/12  Способ  производства  электротехнической  стали  с  высокой  магнитной  индукцией/  Лисин  В.С.,  Скороходов  В.Н.,  Лапшин  А.А.,  Цырлин  М.Б.,  Аглямова  Г.А.,  Чернов  П.П.,  Кукарцев  В.М.,  Ларин  Ю.И.,  Цейтлин  Г.А.,  Поляков  М.Ю.,  Лобанов  М.В.,  Шевелев  В.В.  Опубл.  20.11.2003.  Бюл.  №  32.  —  8  с.

4.Пат.  2403293  РФ,  МПК  C21  D8/12  Способ  производства  анизотропной  электротехнической  стали  /  Ларин  Ю.И.,  Поляков  М.Ю.,  Минеев  Ф.В.  Опубл.  10.11.2010.  —  4  с.

5.Чернов  П.П.,  В.П.  Настич,  А.П.  Долматов,  В.А.  Рындин,  М.Ю.  Поляков,  А.А.  Милованов  //  Совершенствование  технологии  нагрева  слябов  электротехнической  анизотропной  стали  //  Производство  проката.  —  2001.  —  №  8.  —  С.  7—11.