Повышение уровня автоматизации металлургических агрегатов, связанных с развитием технологии и применением современных датчиков и измерительных систем, а также развитие промышленных информационных систем увеличивает количество доступных для анализа параметров производственных и технологических процессов. Следствием этого является увеличение сложности и длительности предварительной подготовки данных, поступающих от датчиков и измерительных систем, для последующего математического и статистического анализа. Поэтому весьма важно и актуально разрабатывать новые и совершенствовать существующие методики автоматизированного процесса первичной подготовки данных. При разработке методик первичной подготовки данных следует учитывать, что точность и адекватность результатов последующего математического анализа определяются точностью и адекватностью используемых исходных данных. Параметры профиля поперечного сечения горячекатаных полос, такие как клиновидность, выпуклость, разнотолщинность, смещение выпуклости, прикромочная клиновидность, локальные утолщения и утонения полосы являются расчетными параметрами, т. е. вторичны по отношению к фактическим измерениям толщины полосы по длине и ширине горячекатаных полос. По мере совершенствования технологии в цехах холодной прокатки тонколистовой стали растет число сортаментных групп, для которых технологические режимы обработки горячекатаных полос, осуществляющихся на агрегатах холодной прокатки и отделки стальных полос, а также маршруты их обработки выбирают, исходя из фактических значений параметров профиля поперечного сечения. Целью является последующее снижение вероятности образования несоответствующей продукции и повышенного расхода металла. В статье приведен обзор общепринятых методов расчета параметров профиля поперечного сечения горячекатаной полосы и дана оценка точности и адекватности применения усредненных по длине полосы параметров.

Показано, что практически все технологические процессы изготовления металлопродукции методами пластической деформации связаны с формированием в готовых изделиях самоуравновешенной системы остаточных напряжений. Уровень остаточных напряжений является во многих случаях важным параметром, определяющим качество изделий, полученных в результате пластического деформирования. Причины образования остаточных напряжений многообразны: неоднородность пластической деформации, температурного поля, фазовые превращения и др. По своей величине они могут превосходить напряжения от внешних нагрузок. В настоящее время к металлопродукции предъявляют дополнительные требования с целью создания машин и конструкций, работающих в условиях высоких нагрузок и скоростей, резких колебаний параметров внешней среды. Опыт эксплуатации конструкций в различных областях техники и результаты многочисленных экспериментов показывают, что остаточные напряжения существенно влияют на надежность и долговечность машин и механизмов. На основе теории о разгрузке А.А. Ильюшина получены аналитические зависимости для расчета эпюры изменения остаточных напряжений по толщине листа при изгибе под роликами правильной машины (РПМ), а также угла пружинения. Рассмотрено образование эпюры остаточных напряжений по толщине листа при правке для второго, третьего и последующих роликов РПМ. Установлено, что в результате принципа суперпозиции эпюра остаточных напряжений под вторым и третьим роликами складывается, образуя суммарную эпюру после второго и третьего роликов. Для четвертого, пятого, шестого и последующих роликов РПМ также происходит алгебраическое сложение эпюр остаточных напряжений. Показано, что для листа из стали 45 толщиной 10 мм, шириной 500 мм, r/h = 200 максимальные растягивающие остаточные напряжения 200 МПа наблюдаются на расстоянии Z/h = 0,3 от нейтральной линии по толщине листа. Сравнительный анализ показал, что для данного листа расхождение между опытными и расчетными значениями остаточных напряжений составляет 10 – 26 %, что позволяет рекомендовать методику расчета остаточных напряжений при правке листа на РПМ для оценки качества выправляемых листов.

Одним из эффективных методов исследования любого процесса является его физическое моделирование, в ходе которого возможна проверка данных, полученных ранее. В лаборатории ОМД НИТУ «МИСиС» имеется ТЭСА 30-50 для исследования процессов непрерывной формовки прямошовных сварных труб малого и среднего диаметров. Рассматривается очаг непрерывной деформации трубной заготовки на примере двух первых клетей формовочного стана с калибровкой валкового инструмента для трубы 50×1,5 мм. На базе методик расчета параметров реальных валковых калибров разработана схема контактного взаимодействия трубной заготовки с первым и вторым валковыми калибрами и определены участки очага деформации с определением их размеров. Анализируя условия контактного взаимодействия трубной заготовки с валковыми калибрами, определены параметры трубной заготовки в контакте с валками первого калибра по семи разрезам, принимая во внимание особенности непрерывного формоизменения в линии валкового формовочного стана. С учетом полученных данных проведен расчет продольных деформаций для кромки и дна трубной заготовки. Анализ результатов показал, что максимальная продольная деформация возникала в кромке трубной заготовки в разрезе Б – Б и равна 1,04 %, а по дну трубной заготовки – 0,92 %. Для проведения эксперимента на трубную заготовку была нанесена координатная сетка при помощи лазерного гравера. В ходе формовки зафиксировано отклонение траектории дна трубной заготовки от горизонтальной оси, определены размеры участков формовки. Сравнение теоретических и экспериментальных значений показало, что расхождение значений не превышает 7 %.

В работе методами механических испытаний, оптической металлографии, электронной просвечивающей и растровой сканирующей микроскопии исследовано влияние трех режимов многопроходной поперечно-винтовой прокатки (ПВП) на микроструктуру, механические свойства и вязкость разрушения феррито-перлитной трубной стали 09Г2С. Показано, что после всех режимов ПВП наблюдается изменение параметров исходной зеренной структуры заготовки с формированием слоистости в распределении зерен по размерам – вблизи поверхности заготовки размер глобулярных зерен составляет 1 – 4 мкм, длина вытянутых зерен в центральной части заготовки варьируется от единиц до десятков мкм, ширина – от 1 до 8 мкм. Механические испытания на одноосное растяжение и ударную вязкость проводили на образцах, вырезанных из центральной части прутка. Установлено, что ПВП приводит к увеличению предела текучести и предела прочности стали после всех исследуемых режимов при незначительном понижении общей пластичности. Наибольшее увеличение ударной вязкости при Т = –70 °С наблюдается после контролируемой ПВП в интервале температур 850 – 500 °С. С помощью электронно-микроскопических исследований показано, что особенности механического поведения образцов после ПВП связаны со структурными превращениями, происходящими в стали при прокатке и охлаждении. Основным фактором упрочнения является измельчение ферритных зерен и формирование субзеренной структуры после ПВП. Повышение ударной вязкости связано с более однородной мелкодисперсной структурой проката, не содержащей пластин цементита и бейнита. Процессы разрушения исходных образцов стали и после ПВП в зависимости от температуры анализируются на основе записанных диаграмм ударного нагружения и структур в зонах долома образцов Шарпи.

С использованием метода планирования эксперимента на симплексе изучено поверхностное натяжение расплавов системы СаО – SiO₂ – Al₂O₃ – В₂O₃. Исследован локальный участок указанной системы, охватывающий процессы производства ферросилиция, силикохрома, цементного клинкера, керамики, стекла, ситталов и др. Содержание оксидов в нем составляло, % (по массе): 9,8 – 52,0 CaO; 0 – 70,4 SiO₂ ; 0 – 51,5 Al₂O₃ и 0 – 20,0 B₂O₃. Создана математическая модель зависимости поверхностного натяжения от состава расплавов и построены диаграммы в виде сечений тетраэдра по В₂O₃. Найдено, что в базовой для металлургии системе СаО – SiO₂ – Al₂O₃ расплавы с высоким значением поверхностного натяжения примыкают к бинарной стороне СаО – Al₂O₃ в районе кристаллизации алюминатов кальция, имеющих малые размеры, высокий заряд и сильную по этой причине связь с объемом расплава. С вводом SiO₂ поверхностное натяжение расплавов падает из-за образования крупных алюмокремниевых образований типа [Al₂Si₂O₈]^2– , группировок Si₂O₇^6- ранкинита, кольцевого комплексного аниона [Si₃O₉]^6– псевдоволластонита. Усложнение анионов за счет полимеризации ведет к падению поверхностного натяжения из-за уменьшения отношения заряда последних к радиусу и, следовательно, силы связи с катионами. Ввод борного ангидрида вызывает снижение поверхностного натяжения расплавов СаО – SiO₂ – Al₂O₃ , что можно объяснить переходом бора при высоких температурах из четырех (BO₄^5-) в трех (BO₃^3-) координированное по кислороду состояние. Образовавшиеся плоские треугольники BO₃^3- или комплексы с их участием слабо связаны с объемом расплава, вытесняются на поверхность и снижают поверхностное натяжение. В наибольшей мере это сказывается на основных алюминатных расплавах, чем на кислых. Последнее объяснено близостью капиллярной активности бор- и кремнекислородных анионов. Экспериментально с применением метода лежащей капли изучены поверхностные явления между продуктами доменной плавки титаномагнетитовых железных руд. Отмечено, что самые высокие силы сцепления (работа адгезии) имеют место между шлаком и греналью (чугун с повышенным содержанием титана и кремния), что и является причиной потерь металла на выпуске со шлаками при переработке таких руд. Загруженный в доменную печь бор (в виде природных руд) в восстановительных условиях перераспределяется между чугуном, греналью и шлаком. Опытами установлено, что присутствие бора в последних на уровне микроконцентраций снижает работу адгезии с 688 до 436 МН/м (на 37 %). Промышленными опытами показано, что это способствовало снижению потерь ценного ванадийсодержащего чугуна со шлаками в 1,2 – 1,5 раза при одновременном улучшении показателей плавки.

Ферроникель, получаемый в настоящее время из окисленных никелевых руд в различных агрегатах, содержит 5 – 20 % Ni. Экспериментально показана возможность получения богатого (около 70 % Ni) ферроникеля из расплава силикатной никелевой руды в ходе ее обработки газом-восстановителем. Используя методику термодинамического моделирования металлургических процессов, адаптированную к открытым системам, рассмотрены особенности восстановления высокожелезистой разновидности никелевой руды Серовского месторождения монооксидом углерода. Для расчетов принят следующий состав оксидного расплава, % (по массе): 60,4 Fe₂O₃; 1,4 NiO; 0,14 СоО; 5,8 Аl₂O₃ ; 17,0 SiO₂; 4,2 MgO; 11,1 CaO. Моделирование вели при давлении 0,1 МПа, количестве монооксида углерода в единичной порции 10,6 дм³/кг и температурах 1673, 1723, 1773 К. В ходе расчетов выявлены зависимости, связывающие содержания оксидов никеля (C_NiO), железа (С_Fe2O3 , C_Fe3O4 , C_FeO) и кобальта (C_СоО) в оксидном расплаве и металлов в сплаве (С_Ni, С_Fe, С_Co), а также степени их перехода в металлическое состояние (φ_Ni , φ_Fe, φ_Co) с количеством введенного газа. Определены содержания металлов в единичной порции восстановленного металла. В интервале температур 1673 – 1773 К и количестве введенного СО, равном 190 дм³/кг, содержание Fe₂O в оксидном расплаве составляет 0,17 – 0,12 % , Fe₃O₄ – 1,77 – 1,05 %, FeO – 55,6 – 56,5 %, NiO – 0,026 – 0,037 %, СоО₃ – 0,061 – 0,068 %. При степени восстановления никеля 98 % степень восстановления железа составляет 5 %, а кобальта – 56 – 61 %. В сплаве, сформированном из восстановленных металлов, содержится около 30 % никеля, 63 – 65 % железа и 2 % кобальта. Таким образом, показана возможность при определенных условиях селективного восстановления никеля и кобальта. Полученные данные значимы для обоснования параметров технологических процессов производства ферроникеля из высокожелезистых окисленных никелевых руд.

Повышенный интерес к многокомпонентному легированию никеля связан с поиском новых составов жаропрочных и жаростойких сплавов на основе никелевого твердого раствора либо его интерметаллидов. В представленной работе изучено сопротивление высокотемпературному окислению сплава системы Ni – Al – Mo – W – Nb, который может быть использован как основа для создания дисперсно-упрочненных инертными частицами карбидов и нитридов двухфазных термически стабильных жаропрочных никелевых сплавов с матрицей из γ′-фазы. Образцы сплава подвергали окислению на воздухе при 900 – 1300 °С в течение 1 – 125 ч. Измеряли уменьшение массы (ΔМ, гр), которое после этого пересчитывали в показатели изменения массы образцов за единицу времени, нормированное на площадь поверхности исходных образцов (Δm, гр/м² ·ч) и скорость «сгорания» поверхностного слоя (угара h, мкм/ч). Показано, что при окислении сплава Ni – Al – Mo – W – Nb при всех температурах происходит уменьшение массы образцов из-за образования непрочной и рыхлой поверхностной окалины. Зависимости этого показателя от времени окисления близки к линейной. С ростом температуры процессы уменьшения массы интенсифицируются. Предложено повышать окалиностойкость сплава Ni – Al – Mo – W – Nb кратковременным предварительным окислением при 1300 °С в течение 1 ч в атмосфере воздуха. Наблюдаемый эффект повышения стойкости к окислению связан с образованием в окалине слоя из соединения NiAl₂O₄, более эффективно предохраняющего сплав от взаимодействия с кислородом. Опыты по окислению с использованием инертных меток из платины показали, что механизмом, контролирующим окисление сплава Ni – Al – Mo – W – Nb при высоких температурах в случае наличия на поверхности слоя NiAl₂O₄ , следует считать диффузию кислорода через окисную пленку вглубь металла. Рассчитана энергия активации процессов окисления образцов сплава Ni – Al – Mo – W – Nb при температурах 900 – 1300 °С и без предварительного окисления. Это значение равно 234 943 ± 13 254 Дж/моль, что характерно для энергии активации процесса самодиффузии никеля.

Развитие современной техники лимитируется физико-механическими характеристиками выплавляемых сплавов, свойства которых зачастую определяются и повышаются за счет вводимых легирующих компонентов. К одному из легирующих элементов, весьма активно внедряемому в последние годы, следует отнести азот. Как правило, легирование азотом осуществляется ферросплавами, реже газообразным азотом, имеющим существенные преимущества. В процессах спецэлектрометаллургии легирование азотом можно проводить, используя, например, азотсодержащую плазму. Такой способ может быть осуществим и при получении порошкового металла за счет распыления заготовки азотсодержащей плазмой. Известно, что эксплуатационные свойства изделий из порошкового металла значительно выше, чем из литого. Это служило стимулом изучения свойств изделия, полученного из азотированного порошкового сплава ЭП741НП. В работе проведено исследование изменения химического, фазового состава, микроструктуры и микротвердости образцов сплава ЭП741НП. В качестве исследуемого материала использовались азотированные металлические порошки, изготовленные на установке плазменного центробежного распыления и слитки из гранул, полученные методом горячего изостатического прессования. Элементный состав полученных образцов определяли методом волнодисперсионной рентгенофлуоресцентной спектрометрии. С целью исследования микроструктуры металлопорошков и слитков использовали методы сканирующей электронной микроскопии с энергодисперсионным микроанализатором. Микротвердость изучаемых образцов определяли на микротвердомере методом Виккерса. Анализ газообразующих примесей проводили на газоанализаторе фирмы Leco модели Rhen-602 и TC-600. Показано, что азотирование жаропрочного никелевого сплава ЭП741НП возможно на стадии производства металлического порошка без существенной потери легирующих компонентов и резкого изменения химического состава. Отмечено повышение микротвердости полученных азотированных образцов в сравнении с исходным (литым) состоянием.

По технологии проволочно-дугового аддитивного производства (WAAM) в атмосфере чистого аргона получен неэквиатомный высокоэнтропийный сплав (ВЭС) системы Al – Co – Cr – Fe – Ni. Исходная проволока состояла из трех жил различного химического состава: чистая алюминиевая проволока (99,95 % Al), хромоникелевая проволока (≈20 % Cr, ≈80 % Ni), проволока из кобальтового сплава (≈17 % Co, ≈54 % Fe, ≈29 % Ni). Полученная заготовка высокоэнтропийного сплава представляла собой параллелепипед, состоящий из 20 наплавленных слоев в высоту и четырех слоев в толщину. Сплав имел следующий элементный состав, выявленный методами энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии, % (ат.): алюминий (35,67 ± 1,34), никель (33,79 ± 0,46), железо (17,28 ± 1,83), хром (8,28 ± 0,15), кобальт (4,99 ± 0,09). Методом сканирующей электронной микроскопии обнаружено, что исходный материал имеет дендритную структуру и содержит на границах зерен частицы второй фазы. Карты распределения элементов, полученные методами картирования, показали, что объемы зерен обогащены алюминием и никелем, тогда как границы зерен содержат хром и железо. Кобальт распределен в кристаллической решетке полученного ВЭС квазиоднородно. Показано, что при испытаниях на растяжение разрушение материала произошло по механизму внутризеренного скола. Выявлено формирование хрупких трещин вдоль границ и в стыках границ зерен, т. е. в местах, содержащих включения вторых фаз. Высказано предположение, что одной из причин повышенной хрупкости ВЭС, изготовленного методом проволочно-дугового аддитивного производства, является выявленное неравномерное распределение элементов в микроструктуре сплава, а также наличие в объеме материала несплошностей различной формы и размеров.

Водород используется в основном при восстановительном отжиге порошка железа, получаемого методом распыления жидкого металла водой. Химические аспекты этого процесса моделировали посредством программного комплекса Терра 6.3. В частности, анализировали термодинамическую систему Fe – O − H в широком диапазоне температур и расходов водорода. Из проведенного анализа следовало, что основными примесными соединениями распыленного порошка будут не гидраты железа, а оксид Fe₂O₃. Однако он не может существовать в атмосфере водорода и преобразуется в оксид Fe₃O₄ при низкой температуре. Поэтому основной реакцией по восстановлению железа будет реакция Fe₃O₄ + 4Н₂ = 3Fe + 4H₂O, завершающаяся при 910 °С. Показано, что эту температуру можно значительно снизить при столь же значительном повышении расхода водорода. Учет этого фактора может быть полезен при отработке режима отжига порошка.

Статья содержит биографию выдающегося ученого-металлурга и металловеда XX века Цоло Рашева. Его жизнь была посвящена развитию металлургии Болгарии, исследованию и разработке металлургических процессов, связанных с получением азотосодержащих и высокоазотистых сталей различных структурных классов и исследованию самих этих сталей. Поскольку его жизнь была неотделима от этой работы, в статье уделено внимание основным направлениям его научной деятельности. Цоло Рашев проводил работы по термодинамике и кинетике взаимодействия нетрадиционных легирующих элементов с металлами и шлаками в жидком и твердом состоянии (в том числе изучение растворимости азота в расплавах различных систем легирования на основе железа); по математическому моделированию металлургических процессов; по технологии и свойствам качественных, специальных и высокоазотистых сталей и сплавов. Разрабатывал и реализовывал на практике методы и устройства для обработки и получения сталей и сплавов, особое внимание уделяя при этом способам и конструкциям для введения и удержания азота в сталях и сплавах на основе железа. Своими работами Цоло Рашев внес неоценимый вклад в мировой фонд научных знаний.