Содержание к диссертации
Введение
1. Аналитический обзор 6
1.1. Требования, предъявляемые к химическому составу электротехнической анизотропной стали 6
1.2. Основные технологии производства электротехнической анизотропной стали 13
1.3. Горячая прокатка 16
1.4. Отжиг после горячей прокатки 23
1.5. Преобразование текстуры электротехнической анизотропной стали при холодных деформациях и рекристаллизационных отжигах 26
1.6. Гипотеза Харасе о протекании вторичной рекристаллизации при производстве электротехнической анизотропной стали методом приобретенного ингибитора 33
1.7. Постановка задачи исследования 35
2. Материалы и методики исследований 36
2.1. Материалы для исследований 36
2.2. Методики исследований 40
3. Формирование структуры электротехнической анизотропной стали при использовании процесса азотирования 45
3.1. Структура азотированного слоя технического сплава Fe-3%Si
и идентификация находящихся в нем нитридных фаз 45
3.2. Влияние тина окисной пленки на кинетику процесса азотирования технического сплава Fe-3%Si 53
3.3. Поведение азота в техническом сплаве Fe-3% Si в процессе высокотемпературного отжига 68
3.4. Выводы к главе 3 75
4. Формирование структуры и магнитных свойств электротехнической анизотропной стали, производимой по методу приобретенного ингибитора 76
4.1. Влияние исходной обработки на конечные магнитные свойства готовой электротехнической анизотропной стали, производимой по методу приобретенного ингибитора 77
4.2. Влияние обработки деформационным старением между проходами во время однократной холодной деформации на конечные магнитные свойства готовой электротехнической анизотропной стали, производимой по методу приобретенного ингибитора
4.3. Влияние нормального роста зерна перед азотированием на конечные магнитные свойства готовой электротехнической анизотропной стали, производимой по методу приобретенного ингибитора 91
4.4. Выводы к главе 4 , 95
5. Применение азотирования в производстве электротехнической анизотропной стали нитридшниедного варианта иигибнрования 96
5.1. Эволюция ингибиторной фазы A1N в техническом сплаве Fe - 3%Si
в течение технологического цикла его обработки 97
5.2. Исследование влияния азотирования электротехнической анизотропной стали, проводимого после обезуглероживающего отжига на ее макроструктуру и конечные магнитные свойства 100
5.3. Влияние процесса азотирования на формирование текстуры и структуры электротехнической анизотропной стали нитридно-медного варианта ингибирования на этапах протекания в ней первичной и вторичной рекристаллизации 103
5.4. Исследование влияния азотирования электротехнической анизотропной стали, проводимого во время высокотемпературного отжига, на ее макроструктуру и конечные магнитные свойства 119
5.5. Гипотеза о механизме протекания вторичной рекристаллизации в техническом сплаве Fe - 3% Si, приводящей к возникновению совершенной однокомпонентной текстуры {110}<001> в готовой электротехнической анизотропной стали 122
5.6. Выводы к главе 5 , 125
Заключение 127
Библиографический список 129
- Преобразование текстуры электротехнической анизотропной стали при холодных деформациях и рекристаллизационных отжигах
- Влияние тина окисной пленки на кинетику процесса азотирования технического сплава Fe-3%Si
- Влияние нормального роста зерна перед азотированием на конечные магнитные свойства готовой электротехнической анизотропной стали, производимой по методу приобретенного ингибитора
- Исследование влияния азотирования электротехнической анизотропной стали, проводимого после обезуглероживающего отжига на ее макроструктуру и конечные магнитные свойства
Введение к работе
Развитие современной энергетики и электротехники невозможно без совершенствования множества функциональных материалов, применяемых в данных областях деятельности. Одним из таких материалов является электротехническая анизотропная сталь (ЭАС, сплав Fe -3%Si), применяемая для изготовления магнитопроводов и магнитоактивных частей разнообразных электротехнических устройств. Свойства электротехнических сталей в значительной степени определяют характеристики, экономичность и габариты этих устройств. Повышение магнитных свойств электротехнических сталей, а, следовательно, и совершенствование существующих и разработка новых, более эффективных технологий их производства представляет большой экономический интерес.
Высокие магнитные свойства готовой ЭАС достигаются за счет создания в ней на одном из завершающих этапов обработки совершенной кристаллографической текстуры (П0)[001] (ребровая текстура, текстура Госса). Получение подобного материала происходит путем прохождения нескольких механических и термических переделов, в ходе которых последовательно ведется подготовка металла к образованию кристаллографической текстуры.
До недавнего времени в мировой практике наиболее широко были распространены сульфидный, сульфо-нитридный и нитридно-медный варианты изготовления ЭАС, относимые к «методу врожденного ингибитора», поскольку создаваемая в них ингибиторная фаза определяется исходным химическим составам стали. Это накладывает определенные ограничения на параметры последующих операций обработки, призванные не допустить укрупнения и коагуляции частиц фазы-ингибитора и не снизить величину их стабилизационного воздействия на структуру первичнорекристаллизованной матрицы металла перед началом протекания аномального роста зерен.
В связи с этим возникла необходимость разработать новую лишенную данных недостатков технологию, отличающуюся введением в сталь за счет химико-термической обработки регулируемого количества нитридов непосредственно перед окончательным высокотемпературным отжигом. Данный вариант изготовления ЭАС получил название «метода приобретенного ингибитора» и является на сегодняшний день наиболее перспективным с точки зрения сравнительной простоты, экономичности, возможностей получения стали с достаточно высокими магнитными свойствами в толщинах 0.15...0.18 мм.
Цель работы заключалась в исследовании закономерностей структуро- и текстурообразования в электротехнической анизотропной стали, изготовляемой с использованием процесса азотирования, для оценки возможностей оптимизации режимов обработки нитридно-медного варианта технологии с целью получения стали в толщине 0.23 мм, а также для разработки адаптированного к российским условиям производственного цикла «метода приобретенного ингибитора».
*
В тексте работы были использованы сокращения некоторых терминов, расшифровка которых приведена ниже:
ЭАС - электротехническая анизотропная сталь;
ГП - горячая прокатка;
ВЛО - выкуумно-плазменная обработка;
ОГП - отжиг после горячей прокатки;
ХП - холодная прокатка;
ОХП - однократная холодная прокатка;
00 - обезуглероживающий отжиг;
ХТО - химико-термическая обработка;
НРО - отжиг для нормального роста зерен;
ВТО - высокотемпературный отжиг;
ПР - первичная рекристаллизация;
СР - собирательная рекристаллизация;
ВР - вторичная рекристаллизация;
МПИ - метод приобретенного ингибитора;
Преобразование текстуры электротехнической анизотропной стали при холодных деформациях и рекристаллизационных отжигах
Высокотемпературная деформация является одной из обязательных операций в производстве любой листовой стали. Однако, если для большинства углеродистых и малоуглеродистых сталей она заключается в основном в изменении геометрических размеров металла: от толстого сляба до относительно тонкой полосы, то для ЭАС горячая прокатка (ГП) - это процесс, в ходе которого закладываются все основные структурные и текстурные предпосылки, определяющие в итоге высокие магнитные свойства готовой электротехнической стали. При производстве ЭАС в ходе ГП приходится одновременно следить за изменением, а в какой-то мере также и управлять сразу тремя важнейшими составляющими структуры: 1. Текстура; 2. Ингибиторная фаза; 3. Распределение зерен по размеру и форме (морфологии зерен). С этой точки зрения оказывается важен целый набор параметров ГП, а именно: 1. Температура нагрева перед ГП; 2. Тип стана ГП; 3. Температурный интервал самой ГП, в котором очень важной, по-видимому, является температура захода металла в чистовую клеть; 4. Температура смотки. Варьируя эти параметры, можно довольно в широком спектре изменять структуру и текстуру горячего подката ЭАС, При горячей деформации в первых пропусках структура сляба разрушается при обжатии свыше 50„.60%, столбчатые кристаллы измельчаются и формируется новая структура из равноосных зерен размером до 3 мм [2, 37]. Таким образом, металл перед прокаткой в непрерывной группе клетей характеризуется полностью рекристаллизованной структурой и отсутствием заметно выраженной по сечению текстурной неоднородности [38, 39,40].
В ходе дальнейшей прокатки до конечной толщины 2.2...2.8 мм возникает сильно выраженная неоднородность структуры по толщине полос. В поверхностных слоях толщиной до 1/8 толщины полосы наблюдается структура, состоящая из мелких равноосных (рекристаллизованных) зерен феррита. Во внутренних слоях (1/2...1/8 толщины полосы) при температурах 700.,.900С происходит полигонизация, препятствующая развитию рекристаллизации. Соответственно структура характеризуется наличием вытянутых в направлении прокатки полигонизованных кристаллитов. Было установлено, что для стали с 3.0% Si температура, разделяющая области рекристаллизации и полигонизации, составляет 650...700С [37,41].
Образование неоднородной структуры горячекатаных полос ЭАС обусловлено сложным течением процессов пластической деформации и рекристаллизации [37, 40]. Размеры и форма зерна в значительной степени зависят от условий упрочнения и разупрочнения стали в процессе горячей деформации.
В процессе чистовой ГП в очаге деформации поверхностные слои металла толщиной до 1/8 толщины полосы (рис. 1.1) резко охлаждаются за счет интенсивного отвода тепла к более холодной поверхности валков, в результате чего деформация поверхностных слоев происходит при температурах ниже порога рекристаллизации: температура поверхностных слоев в очаге деформации снижается от 850 до 420...500С в течение 0.03...0.04 с, в то время как в центральной зоне она почти не изменяется, а начиная с момента выхода металла из очага деформации, температура поверхностных слоев увеличивается за счет тепла внутренних слоев почти до первоначального уровня (800...830С) за 0.10...0.15 секунды [37, 41]. Поэтому металл поверхностных слоев полосы при прокатке наклёпывается сильнее по сравнению с металлом внутренних слоев. Повышение температуры поверхностных слоев полосы при выходе из стана за счет тепла внутренних слоев обеспечивает прохождение в них первичной рекристаллизации.
Разупрочнение поверхностных слоев происходит вследствие рекристаллизации обработки, которая начинается после разогрева по выходе из очага деформации. В поверхностном слое полосы размер рекристаллизованных зерен не зависит от размеров исходных зерен и определяется только температурой деформации и величиной обжатия. В центральных слоях толщиной 1/8...1/2 толщины полосы (рис. 1.1) в результате сохранения высокой температуры релаксационные процессы проходят интенсивно и разупрочнение следует за деформацией без отставания, поэтому энергетический уровень искажений под конец деформации недостаточен для разупрочнения рекристаллизацией обработки. В этом случае разупрочнение происходит путем возврата или полигонизацни с образованием субструктуры. Этим н объясняется вытянутость зерен после прокатки даже при высоких температурах, наличие полигонизованной структуры (1/8...1/4 толщины) и текстуры деформации в средних слоях (1/4...1/2 толщины полосы)[37,41].
Неоднородность структуры горячекатаной полосы сопровождается явно выраженной текстурной неоднородностью, также формирующейся на стадии чистовой прокатки [39,40].
Процесс рекристаллизации в поверхностных слоях металла по мере снижения температуры в процессе непрерывной прокатки приводит к формированию текстурного состояния, основными компонентами которого являются {110} 001 . „ 112 , {112} 111 . Под зоной рекристаллизованных зерен (в приповерхностных слоях) устойчиво обнаруживается слой полигонизованных кристаллитов с ориентировкой {110} 001 . Максимальное значение плотности 110 достигается в слое, отстоящем от поверхности на 1/8... 1/4 толщины [36, 38, 39]. В центральных сечениях металла образуется полигонизованная структура с характерными ориентировками {100} 011 , {112) 110 и {111} 112 (рис. 1.1) [40].
Формирование предпочтительных ориентировок в центральных слоях происходит аналогично текстурным изменениям при холодной прокатке. При этом переориентация может быть представлена вращением компонент вокруг направления, поперечного направлению ГП (ПН), в направлении к характерным ориентировкам {100} 011 , {Ш} 112 и П12} 110 . По мере прокатки (е 83%) происходит ослабление текстурной составляющей {111} 112 и превалирующей становится ориентировка {100} 011 . Формирование текстуры в поверхностных слоях связано с дополнительным, по отношению к текстурообразованию в центральных областях подката, вращением компонент вокруг ПН, обусловленному течением металла в контактных с валками зонах очага деформации. В результате характерные ориентировки текстуры деформации {100} ОИ , {111} 112 и {112} 110 вращением вокруг ПН соответственно на 35, 35 и 30е преобразуются в компоненты поверхностных слоев подката- {112} 111 , {110} Ш и {110} 112 [39,40].
По данным работ [21, 40, 42, 43] использование смазки при ГП замедляет образование текстуры (110)[001] в поверхностном слое. Это означает, что сильное сцепление между валком и листом, характерное для ГП, важно для образования текстуры (110)[001] я следовательно, текстура Госса образуется не путем рекристаллизации во время и после ГП, а путем скользящего вращения в поверхностном слое вследствие ограниченной деформации.
Полигонизованные зерна в поверхностных слоях подката имеют ориентировку {110} 001 , {112} Ш и {110} 112 независимо от ориентировки перед горячей деформацией [44...47]. Интенсивность компоненты (ПО) в поверхностной текстуре горячекатаных листов увеличивается при росте обжатия при ГП на 40%, а текстура (110)[001] образуется при обжатии более 85% при любой первоначальной ориентации даже в монокристаллах с текстурой (100)[001] и (100)[011], хотя критическая температура, при которой появляется текстура (110)[001], изменяется в зависимости от первоначальной текстуры [21].
Влияние исходной ориентировки проявляется также в изменении соотношения между образующимися компонентами. Максимальное развитие составляющая {110} 001 получает в металле с исходной ребровой текстурой, а минимальное - в подкате с исходной ориентировкой {100} 011 . Компонента {112} 11 Сформируется в поверхностных слоях подката, имевшего до деформации ориентировку {100} 011 и практически не наблюдается в металле с исходной текстурой {110} 001 [40].
Влияние тина окисной пленки на кинетику процесса азотирования технического сплава Fe-3%Si
Подобный механизм текстурообразования при ВР может быть объяснен температурной зависимостью определенных характеристик перемещения границ зерен в присутствии ингибитора. Границы совпадения 5 являются более подвижными, чем границы Х9, в области более низких температур, т.к. являются более когерентными из-за чего на них осаждается меньшее количество ингибитора, чем на границах Х9, что позволяет им освобождаться при более низких температурах, в результате текстурой ВР становится ориентировка {110} 227 .
С другой стороны, в области более высоких температур различие в подвижности границ S5 и Z9, а также в количестве осевшего на них ингибитора становится меньшим и, в этом случае определяющим фактором становится частота совпадения границ 9 относительно ориентировки {110} 001 , которая выше, чем частота совпадения границ Z5 относительно {110} !27 , в результате чего текстурой ВР становится ориентировка {110} 001 [76577].
Таким образом, для образования совершенной текстуры {110} 001 необходимо обеспечить протекание процесса ВР в области более высоких температур, при которых наибольшей подвижностью обладают границы совпадения 9. Повысить же температуру начала ВР можно увеличив каким-либо путем размер зерна после завершения ПР, поскольку склонность металла к ВР при прочих равных условиях прямо пропорциональна размеру зерна его первичнорекристаллизованной матрицы.
По возможности наибольшее количество ребровых зерен, характеризующихся высоким значением 1с9, в матрице ПР является немаловажным условием создания совершенной текстуры Госса при ВР, что может быть достигнуто использованием одностадийной холодной прокатки с высокой степенью обжатия.
Также, еще до начала ВР, необходимо провести эффективную стабилизацию первично рекристаллизованной структуры вплоть до области высоких температур, создав в ней при помощи процесса азотирования высокоплотную ингибиторную фазу.
Как следует из аналитического обзора, классические варианты производства ЭАС, относимые к методу внедренного ингибитора, выработали на сегодняпший день практически весь свой потенциал, а свойства производимой согласно им трансформаторной стали достигли технологически возможного максимума.
В результате чего многими исследователями предпринимались и предпринимаются попытки по созданию новых, концептуально отличающихся от традиционных методов производства ЭАС, позволивших бы в значительной мере повысить ее конечные магнитные свойства. Одним из них является метод приобретенного ингибитора.
Промышленно внедренный на предприятиях только двух зарубежных фирм-производителей ЭАС: Nippon Steel (Япония) и Тещу (Италия), в России данный метод находится на лишь стадии лабораторных экспериментов, которые уже однако показали, что он обладает потенциалом, позволяющим производить сталь класса НІ-В.
Целью данной работы являлось следующее: 1. Исследовать структуру азотированного сплава Fe-3%Si. Определить влияние типа окисной пленки на поверхности сплава Fe-3% Si на кинетику процесса азотирования, а также поведение азотированного сплава Fe-3%Si при высокотемпературном отжиге. 2. Изучить влияние исходной обработки горячекатаного подката, деформационного старения и отжига для нормального роста зерен на формирование структуры и магнитных свойств электротехнической анизотропной стали, изготовляемой по методу приобретенного ингибитора. 3. Оценить возможность улучшения магнитных свойств ЭАС нитридно-медного варианта ингибирования за счет использования процесса азотирования. 4. Исследовать возможность замены процесса кислотного травления горячекатаного подката электротехнической анизотропной стали на вакуумно плазменную обработку и определить ее влияние на формирование структуры и свойств готовой ЭАС. Исследования проводили на образцах промышленного сплава Fe-3%Si (электротехнической анизотропной стали (ЭАС) нитридно-медного варианта ингибирования), отобранных от горячекатаных полос опытных и промьппленных плавок производства ОАО «Мечел» (Челябинский металлургический комбинат - ЧМК), ОАО «ММК» (Магнитогорский металлургический комбинат - ММК) и ОАО «НЛМК» (Новолипецкий металлургический комбинат - НЛМК). Состав стали контролировали с применением химического и рентгеноспектрального анализов. Химический состав, исследованных сталей приведен в таблице 2.1. На ММК и ЧМК электротехническую сталь выплавляли в кислородном конвертере, на НЛМК- в электропечи. На ММК и НЛМК сталь разливали на установках непрерывной разливки, на ЧМК - в изложницы с последующей прокаткой слитков на слябы. Слябы подогревали в методических печах в течение нескольких часов (т) до температуры горячей прокатки Тн и прокатывали на непрерывном стане. Температура конца прокатки в черновой группе клетей Т ,, начала и конца прокатки в чистовой группе клетей (Тнч и Ткч соответственно), температура смотки Т , полосы указаны в таблице 2.1 (средние значения). На НЛМК слябы, выплавленные в электропечах, прокатывали на реверсивном стане Стеккеля с печными моталками; TV, - температура конца чернового прохода, Тт, Т и Тсм - соответственно температуры начала, конца чистового прохода и смотки. Металл плавок № 7 и 8 (табл. 2.1) после завершения прокатки в чистовой группе клетей обрабатывали по одному из вариантов исходной обработки, заключавшейся в различных температурах смотки рулонов после горячей прокатки и отжиге после горячей прокатки (ОГП) некоторых рулонов по одному из двух режимов: 1 режим - нагрев в течение 150.„200 секунд до температуры 1090С, выдержка при температурах Ю90...1040С в течение 150..200 секунд, выход из печи при температуре 1040С, закалка воздушно-водяной смесью с температуры 900С со скоростью 20...25% до температуры 300. ..400С.
Влияние нормального роста зерна перед азотированием на конечные магнитные свойства готовой электротехнической анизотропной стали, производимой по методу приобретенного ингибитора
Азотирование образцов сплава № 5, обезуглероженных по режиму № 2, также как и в случае 00 по режиму К 1, происходит достаточно интенсивно, не исключая и образца с максимальным временем 00 (рис. 3.8, 3.11). Азотирование образцов сплава № 4 осуществляется очень слабо (рис. 3.8), а для образца после 00 по режиму № 2 - 16 мин. практически отсутствует (рис. 3.12). В целом концентрация азота в образцах обоих сплавов понижается при увеличении времени 00.
Таким образом, можно констатировать, что в случае образцов с вакуумно-плазменным удалением окалины процессы обезуглероживания и окисления имеют заметно более легкое развитие и реализуются даже в условиях режима 00 № 2 с высоким окислительным потенциалом атмосферы. При применении данного режима 00 к образцам после кислотного удаления окалины указанные процессы практически не происходят. Соответственно азотирование образцов, склонных к более легкому обезуглероживанию (образцы после вакуумно-плазменной обработки), осуществляется гораздо более эффективно, нежели образцов после кислотного удаления окалины, азотирование которых возможно после обезуглероживания по режиму № 1, но практически не осуществимо после ОО по режиму №2.
Объяснение данному факту, согласно логике японских исследователей [78...82], в первую очередь необходимо искать в типе и морфологии поверхностных пленок, образующихся на образцах технического сплава Fe-3%Si во время 00 и оказывающих, по-видимому, лимитирующее влияние на процессы обезуглероживания, окисления и последующего азотирования металла.
При металлографических исследованиях структуры поверхностного слоя образцов сплава № 4 после обезуглероживающего отжига по режиму № 2 - 4 мин. с большим увеличением (400...1000) у поверхности образцов был обнаружен тонкий слой толщиной 0.2...2 мкм с мелкодисперсной структурой (рис. 3.13, а). Исследования, проведенные на сканирующем электронном микроскопе при увеличениях 9000...20000, показывают, что данный слой представляет собой место выделения большого количества темных дисперсных частиц, имеющих глобулярную и пластинчатую формы, образующих сложную лабиринтообразную структуру (рис. 3.13, б). По-видимому, сферическая форма характерна для частиц сформировавшихся внутри зерен сплава, а пластинчатая для выделений по границам кристаллитов. Объемная доля выделений для различных образцов колеблется в небольших пределах -27...32%.
Результаты локального качественного микрорентгеноспектрального анализа показывают наличие в выделениях кислорода и кремния (рис. 3.13, г). То есть, данные выделения могут являться либо кварцитом (SiCh), либо фаялитом (2FeO SiC 2), но не вюститом (FeO).
Для более точной идентификации фазы был проведен тест на количество кислорода связанного с кремнием по методике, предложенной японскими специалистами. В образцах после обезуглероживающего отжига измеряли среднее количество кислорода. Затем образцы отжигали при температуре 600С в атмосфере сухого водорода в течение одного часа. Согласно термодинамическим расчетам оксид железа в этих условиях должен восстанавливаться водородом в противоположность диоксиду кремния, который разлагается в атмосфере U.2 при температуре выше 1000С. После отжига было вновь проведено определение средней концентрации кислорода в сплаве. Количество кислорода, зафиксированное в образцах после отжига, составляло 91.,.97% от исходной величины для различных образцов (полученные колебания носят случайный характер). Следовательно, можно уверенно говорить, что основное количество оксидной фазы ( 90%) в окисленном слое технического сплава Fe-3%Si составляет SiC 2.
Таким образом, результаты, полученные из экспериментов, изложенных в настоящей работе, несколько отличаются от данных японских специалистов и позволяют сформулировать собственное описание закономерностей процессов обезуглероживания и окисления технического сплава Fe-3%Si, происходящих в низководородной атмосфере во время ОО в поверхностных слоях полосы.
Согласно диаграмме состояния Fe-0 [83], растворимость кислорода в феррите в температурном интервале проведения экспериментов остается очень низкой. То есть, основное количество кислорода, проникающего в сплав, фиксируется в нем в виде диоксида кремния - S1O2. Оксиды железа при данных условиях ОО должны формироваться ближе к поверхности (где содержание кислорода несколько превышает концентрацию кремния), причем в количестве существенно меньшем объемной доли S1O2.
Принципиальное значение для обезуглероживания имеет морфология выделяющихся окислов кремния. Оксиды выделяются не в виде сплошных пленок на поверхности металла, а в виде частиц, образующих лабиринтообразную структуру в подповерхностном слое полосы. Удаление углерода происходит путем его диффузии между частицами окислов.
Повышение количества SiCb увеличивает эффективную длину путей диффузии атомов углерода до поверхности, что, соответственно, приводит к снижению скорости процесса обезуглероживания, а также замедляет и последующее азотирование металла, поскольку диффузия атомов азота из атмосферы ХТО в глубину металла происходит также между частицами S1O2.
Особое значение при обезуглероживающем отжиге имеет начальная стадия процесса. В первый момент времени из-за большого градиента концентрации кислорода в поверхностном слое наблюдается интенсивное перераспределение кремния - обогащение собственно границы раздела атмосфера-сплав за счет обеднения подповерхностной области. В течение достаточно короткого времени данный кремний фиксируется в поверхности в виде Si02 и не участвует в дальнейших процессах. Если концентрация кремния в поверхности превышает критическую, как это можно было наблюдать на примере образцов сплава X» 4, обезуглероженных по режиму № 2 - 16 мин. (рис. 3.14, б), то за счет образования большого объемного количества диоксида кремния процессы окисления, обезуглероживания и последующего азотирования, практически не получают развития (рис. 3.8). Если концентрация кремния оказывается ниже критической, то процессы не прекращаются, а в ходе 00 формируется зона внутреннего окисления, позволяющая успешно реализовать последующее азотирование металла. Примером этому могут служить образцы сплава № 4, обезуглероженные по режиму № 1 (рис. 3.14, а). Вероятность появления критической концентрации кремния ( 8 мас.% Si, исходя из рис. 3.14) в поверхностном слое возрастает с увеличением температуры и влажности атмосферы обезуглероживающего отжига.
Исследование влияния азотирования электротехнической анизотропной стали, проводимого после обезуглероживающего отжига на ее макроструктуру и конечные магнитные свойства
Эксперимент производился на металле плавки № 7, произведенной и прошедшей исходную обработку на Новолипецком металлургическом комбинате (ОАО "НЛМК"), химический состав и параметры горячей прокатки которой приведены в таблице 2.1.
Отдельные рулоны данной плавки непосредственно на заводе-изготовителе прошли различные варианты исходной обработки, параметры которой указаны в таблице 2.2.
Затем, в цехе холодного проката ООО "ВИЗ-Сталь" от рулонов плавки № 7, прошедших различные варианты исходной обработки, брались части металла весом в одну тонну, которые объединялись в один рулон и последующую обработку проходили совместно. Обработка экспериментального рулона заключалась в одностадийной холодной прокатке (ОХП) и обезуглероживающем отжиге, проводимых по стандартным цеховым режимам (глава «Методика»), а также в азотирующем отжиге, проводимом в колпаковой печи при 750С. Температурно-временной режим данного отжига заключался в произвольном нагреве до 400С, затем в нагреве от 400С до 750С со скоростью 257час, выдержке при 750С в течение 25 часов и охлаждении с печью. Газовый режим отжига представлял собой следующее: при нагреве до 750С атмосфера отжига - водород, подающийся с расходом 40 м3/час, после этого десятичасовой переход на азотный защитный газ (АЗГ), подающийся также с расходом 40 м3/час. Затем, во время выдержки при 750С для более интенсивного проникновения азота в межвитковое пространство рулона, были произведены 10 циклов вакуумирования, каждый из которых заключался в том, что в течение 30 минут при помощи вакуумного насоса в камере печи давление уменьшалось до 0,2 атмосферы, после чего в течение 1 часа подавался АЗГ.
Перед азотирующим отжигом, с целью изучения возможностей повышения концентрации азота в металле при использовании различных типов антисварочного покрытия, отдельные участки рулона покрывались разными типами окиси магния. Так, например, части рулона, соответствующие ОГП по 1 режиму, а также повышенной температуре смотки после ГП с ОГП по 1 режиму, имели в качестве антисварочного покрытия обычную окись магния (MgO), участки, соответствующие ОГП по 2 режиму, а также повышенной температуре смотки после ГП с ОГП по 2 режиму покрывались той же окисью магния, но содержащей небольшое количество нитрата кальция (Са(ЫОз)г), содержащего азот. Части рулона, исходная обработка которых заключалась в ГП, а также горячей прокатке с повышенной температурой смотки, вообще не имели антисварочного покрытия. После проведения азотирующего отжига с каждого участка была взята проба для определения содержания азота в верхней, средней и нижней частях рулона, стоящего во время отжига на торце и характеризующегося, предположительно, различным содержанием азота в указанных частях, вследствие затрудненного проникновения азотирующего газа в межвитковое пространство рулона. Результаты измерения приведены в таблице 4.1.
Как видно из таблицы 4.1, азот имеет неоднородное распределение по ширине полосы. Вероятнее всего данный факт, как и предполагалось, объясняется тем, что азотирующий отжиг происходил в колпаковой печи, где металл находился в виде плотно смотанного рулона, поэтому, даже не смотря на принудительную циркуляцию атмосферы, проникновение азотирующего газа в межвитковое пространство рулона оказалось затруднено. В результате чего большая часть полосы (центр и нижняя кромка), из-за того, что рулон стоял на торце, была изолирована от непосредственного контакта с газом. Это привело к незначительному повышению в ней концентрации азота. В той же части полосы, которая во время азотирующего отжига оказалась сверху (верхняя кромка) содержание азота заметно повысилось, по сравнению с остальными частями.
Влияние типа антисварочного покрытия на концентрацию азота в стали также можно проследить из таблицы 4.1. Как и следовало предположить, более высокое содержание азота фиксируется для металла, не имеющего покрытия. Для металла с покрытием характерно меньшее содержание азота, что вполне закономерно, так как покрытие препятствует непосредственному контакту металла с азотирующей атмосферой. Добавление в покрытие азотосодержащего нитрата кальция, вследствие его незначительного количества, не дает заметного прироста концентрации азота в стали, поскольку даже при полном переходе всего имеющегося в покрытии азота в металл, что естественно нереально, его концентрация увеличилась бы лишь на 0.005%.
Далее от каждой части экспериментального рулона, представляющей отдельный рулон плавки № 7, брали карты металла, обработка которых продолжалась в лабораторных условиях. От каждой карты начиная с верхнего края, как более сильно азотированного, брали по десять полосок (образцов Эпштейна), пять из которых проходили ВТО до 1050С в атмосфере сухого азотоводородного (95%N2+5%H2) газа, а затем в атмосфере сухого водорода, другие пять образцов в течение всего цикла ВТО находились в атмосфере сухого водорода. Температурно-временной режим ВТО заключался в произвольном нагреве до 400С, в нагреве с 400С до 1100"С со скоростью 157час, выдержке при 1100С в течение 10 часов и охлаждении с печью.
Обработку же собственно рулона экспериментального металла решено было завершить в условиях реального технологического цикла ЦХП. Однако из-за повышенной хрупкости металла, возникшей после азотирования, протаскивание его через горизонтальную печь, на выходе из которой наносится термостойкое покрытие перед задачей рулонов на ВТО, стало невозможным, так как полоса рвалась еще до входа в печь, в петлевой яме. Вследствие этого, для завершения цехового эксперимента ранее отобранные карты опытного металла подрезались до размеров 850x600 мм и закладывались в рулон обычного цехового металла, принадлежащего стендовой партии, задающейся на ВТО по стандартному цеховому режиму.
Как показывают экспериментальные данные (табл. 4.2) важным фактором с точки зрения управления ингибиторной фазой в методе приобретенного ингибитора является атмосфера ВТО. Из рис. 4.1 видно, что магнитные свойства образцов, которые в процессе ВТО до 1050С находились в атмосфере технического азота, выше свойств образцов, которые в течение всего цикла ВТО отжигались в атмосфере водорода. Подобный эффект можно объяснить только тем, что во время медленного нагрева с 400С до 1100С образцы, находящиеся в атмосфере азота, азотируются дополнительно, тогда как с образцами, отжигающимися в атмосфере водорода ничего подобного не происходит. Таким образом, плотность ингибиторной фазы в первом случае повышается, во втором - может даже несколько понизиться, так как отжиг в сухом водороде используют для рафинировки металла от различных примесей, хотя наибольшая эффективность данной обработки наблюдается при температурах выше температуры начала ВР.
Похожие диссертации на Структуро- и текстурообразование в электротехнической анизотропной стали, изготовляемой с использованием процесса азотирования
