Прогнозирование и управление содержанием углерода в металле по окончании продувки в кислородном конвертере являются ключевыми моментами в обеспечении эффективности производства стали. Наиболее точным методом является метод динамического прогнозирования, основанный на использовании информации промежуточного замера фурмой-зондом (блок типа TSC) в период израсходования порядка 85 – 90 % общего расхода кислорода на плавку и принятой модели заключительного периода продувки. Для прогнозирования традиционно используются модели заключительного периода на основе экспоненциальных или кубических функций, существуют разработки на основе нейросетевых технологий. В настоящем исследовании заключительный период плавки определили как период между первым и последним (перед выпуском плавки) замерами фурмой-зондом. В зависимости от результатов первого замера и требуемых параметров металла в этот период может производиться продувка кислородом, присадка флюсов, а также усреднительная продувка азотом. Была исследована возможность использования нейросети для прогнозирования конечного содержания углерода с использованием результатов промежуточного замера фурмой–зондом (блок типа TSO) в период израсходования порядка 95 % общего расхода кислорода на плавку. В качестве модели заключительного периода была программно реализована двухслойная нейросеть с одним скрытым слоем и активационной функцией типа Softplus для всех нейронов. Входные данные - содержание углерода промежуточного замера и расход кислорода на заключительный период продувки. Выходные данные – прогнозируемое конечное содержание углерода. Для обучения использовались данные по фактическому конечному содержанию углерода в металле. Нейронная сеть была настроена по данным 700 плавок обучающей выборки. Настроенная таким образом модель была дополнительно протестирована на данных 232 плавок, не использовавшихся при обучении. Получены близкие значения ошибок прогноза для обучающей и тестирующей выборок. Кроме того, полученные значения ошибок сопоставимы с изменениями содержания углерода для плавок без использования кислорода в заключительный период, что говорит о высокой точности прогноза.

Проведены исследования формирования микроструктуры мелющих шаров из отбраковки рельсовой стали при их закалке в различных полимерных средах. На первом этапе, на основании исследований охлаждающей способности растворов полимеров «ПКМ» и «Термовит» при варьировании их концентраций и температуры построены кривые охлаждения мелющих шаров из рельсовой стали марки К76Ф. При концентрации указанных полимеров в водном растворе 2 и 4 % скорость охлаждения мелющих шаров из стали К76Ф практически идентична при температурах раствора 20 и 30 °С и значимо снижается в случае увеличении температуры раствора полимера до 40 °С. При этом наиболее заметное снижение скорости охлаждения характерно для полимера «ПКМ» при его концентрации на уровне 2 %. На втором этапе проведены металлографические исследования микроструктуры мелющих шаров из рельсовой стали К76Ф, закалка которых проводилась в лабораторных условиях с использованием полимеров «ПКМ» и «Термовит» с концентраций 2 – 4 % и температурой 20 – 40 °С. Использование раствора «ПКМ» для закалки шаров обеспечивает значительно более высокие качество микроструктуры и твердость термообработанных шаров по сравнению с применением полимера «Термовит». Варьирование концентрации и температуры полимерной закалочной среды «ПКМ» позволяет получать мелющие шары с различными эксплуатационными характеристиками, определяющими потенциальные области их применения. Закалка шаров в растворе указанного полимера с концентрацией 2 % и температурой 20 – 30 °С обеспечивает получение шаров с высокой твердостью (соответствующей IV группе твердости по ГОСТ 7524 – 2015), а использование для закалки раствора этого же полимера с концентрацией 4 % и температурой 20 – 30 °С создает возможность производства шаров с более низкой твердостью, но потенциально высокой ударной стойкостью.

Бакальские сидериты относятся к бедным, труднообогатимым карбонатным железным рудам. Низкое содержание фосфора и цветных металлов делает сидериты ценным сырьем для получения высокометаллизированного концентрата, пригодного для использования в сталеплавильных процессах. Восстановление сидеритов во вращающейся печи при 1300 – 1350 °С с последующим отделением пустой породы методом магнитной сепарации позволяет получить в качестве сырья концентрат со степенью металлизации более 90 % и содержанием пустой породы около 5 %, пригодный для выплавки стали. Цель данной работы – оценить эффективность процесса получения металла из сидеритовой руды, включающего получение высокометаллизованного сидеритового концентрата в восстановительной печи, а также его горячую загрузку в руднотермическую печь и сам процесс плавки. Для этого произведен расчет электроплавки в электрической руднотермической печи, позволяющий определить большое количество параметров, в том числе расход электроэнергии, необходимый для плавки. В качестве исходных материалов использовали кусковой металлизированный сидеритовый концентрат (φ_мет= 92,3 %), содержащий 35 % пустой породы. Для сравнения взят брикетированный металлизированный сидеритовый концентрат, полученный из кускового концентрата, в котором значительное количество пустой породы удалено методом мокрой магнитной сепарации. Анализ результатов показывает, что повышение температуры кускового концентрата от 25 до 1000 °С снижает удельные энергозатраты и одновременно увеличивает производительность печи до значений, сравнимых с параметрами плавки брикетированного концентрата. Это подтверждает эффективность предлагаемого процесса. Для снижения температуры плавления высокомагнезиальных шлаков в качестве флюса предложено использовать колеманит.

Исследованы особенности формирования зеренной структуры и механические свойства малолегированной стали 10Г2ФБЮ после прокатки в плоских и рельефных валках в условиях обычной и электропластической деформации. При прокатке в рельефных валках достигается существенная неравномерность деформации по сечению проката, что выражается в локализованных макросдвигах, направленных под углом 45° к плоскости проката. Локальная сдвиговая деформация при прокатке в рельефных валках приводит к возрастанию предела прочности исследуемой стали при снижении пластичности прокатанного материала. Прокатка стали 10Г2ФБЮ в рельефных валках в условиях электропластичности обеспечивает максимальные прочностные характеристики с высоким коэффициентом упрочнения на стадии макродеформации. Пластичность при этом сохраняется на достаточном для технологических целей уровне. Структурные металлографические и электронно-микроскопические исследования показали, что повышение прочности стали при прокатке в рельефных валках в условиях электропластического эффекта обусловлены измельчением зерен феррита до размеров менее 0,5 мкм. Фрактографические исследования выявили изменения характера разрушения в стали при прокатке в рельефных валках, которое выражается в появлении областей хрупкого разрушения в прокатанных образцах. Переход к прокатке в условиях электропластичности повышает долю вязкого разрушения и пластичность стали 10Г2ФБЮ.

Методом проволочно-дугового аддитивного производства (WAAM – wire arc additive manufacturing) на подложке из алюминиевого сплава 5083 сформировано покрытие из высокоэнтропийного сплава Mn – Cr – Fe – Co – Ni неэквиатомного состава. Методами сканирующей и просвечивающей электронной дифракционной микроскопии выполнен анализ структуры, фазового и элементного состава зоны контакта после облучения сильноточными низкоэнергетическими электронными пучками с параметрами: энергия ускоренных электронов 18 кэВ; плотность энергии пучка электронов 30 Дж/см²; длительность импульса пучка электронов 200 мкс; количество импульсов 3; частота следования импульсов 0,3 с^–1. Многофазная многоэлементная субмикро- и нанокристаллическая структуры формируются преимущественно в подложке, которая имеет более низкую температуру плавления по сравнению c ВЭС. В контактном слое, имеющем извилистые границы, происходит взаимное легирование системы покрытие – подложка. Контактные слои, примыкающие к подложке и покрытию, имеют структуру высокоскоростной ячеистой кристаллизации. В слое, примыкающем к подложке, ячейки образованы твердым раствором магния в алюминии. По границам ячеек находятся прослойки второй фазы, обогащенные атомами покрытия и подложки. В слое, примыкающем к покрытию, ячейки сформированы сплавом состава 0,17 % Mg – 20,3 % Al – 4,3 % Cr – 16,7 % Fe – 9,3 % Co – 49,2 % Ni, соответствующего покрытию. По границам ячеек располагаются прослойки второй фазы, обогащенные преимущественно магнием и в меньшей степени атомами покрытия ВЭС. Центральная область зоны контакта толщиной примерно 1700 мкм сформирована кристаллитами пластинчатой формы, что свидетельствует об эвтектической природе ее образования. Ее основным элементом является алюминий (примерно 77 % (ат.)).

Исследована природа подвижных фронтов локализованной деформации, которые возникают и распространяются в процессе деформирования метастабильной аустенитно-мартенситной TRIP-стали ВНС9-Ш на всем протяжении кривой нагружения от предела текучести до разрушения. Совместное исследование характера движения деформационных фронтов и кинетики накопления магнитной фазы позволило установить, что рассматриваемые фронты являются фронтами термоупругого фазового превращения метастабильного аустенита в мартенсит. Данное превращение реализуется вначале путем формирования полос Чернова–Людерса, а затем полос Портевена–Ле Шателье. Оба процесса согласованы со стадийностью деформационной кривой, которая содержит вырожденную площадку текучести, участок с возрастающим коэффициентом упрочнения и участок с убывающим коэффициентом упрочнения. Показано, что деформационно-индуцированному фазовому превращению соответствуют фронты, распространяющиеся на площадке текучести и на участке кривой нагружения, с возрастающим коэффициентом упрочнения. Полосы Портевена–Ле Шателье, которые образуются на участке диаграммы нагружения с убывающим коэффициентом упрочнения, с превращением «аустенит – мартенсит» не связаны и имеют двойниковую природу. Кинетика фронтов термоупругого превращения, как и деформационных фронтов в материалах со сдвиговым механизмом формоизменения, может быть описана в рамках автоволновой концепции. На площадках текучести фазовое превращение происходит путем зарождения и распространения автоволн переключения локализованной пластичности. На участках с возрастающим коэффициентом упрочнения оно продолжается путем зарождения и движения автоволн возбуждения. Области распространения автоволн возбуждения ограничены в пространстве образца. Они задаются зонами зарождения и аннигиляции первичных автоволн переключения, которые были сформированы на площадках текучести.

Методом молекулярной динамики проведено исследование влияния поры разного диаметра, а также соответствующей концентрации отдельных вакансий на теоретическую прочность аустенита при разной температуре. Деформация в модели осуществляется путем сдвига с постоянной скоростью 20 м/с. Рассматривается сдвиг вдоль двух направлений: [ \(\bar 1\ \bar 1\) 2] и [111]. Расчетная ячейка аустенита имеет форму прямоугольного параллелепипеда длиной 14,0 нм, высотой 14,0 нм и шириной 5,1 нм. Для описания межатомных взаимодействий использовался ЕАМ потенциал Лау, хорошо воспроизводящий структурные, энергетические и упругие характеристики аустенита. Кривые напряжение – деформация, полученные для обоих рассматриваемых направлений сдвига, имеют аналогичный вид. В отсутствие источников дислокаций пластическая деформация осуществляется путем формирования дислокационных диполей (дислокаций с противоположными векторами Бюргерса). Наличие поры существенно снижает предельную прочность аустенита. Обнаружено, что случайно разбросанные по объему расчетной ячейки одиночные вакансии также приводят к снижению предельной прочности, но, естественно, не так сильно, как пора. Испускание дислокаций порой при деформации происходит путем формирования дислокационных петель, как правило, сразу в двух плоскостях скольжения. Сильнее влияние поры и вакансий на предельную прочность наблюдается при низких температурах. При увеличении температуры влияние дефектов на критическое напряжение, при котором происходит образование дислокаций, снижается. С увеличением размера поры, как и концентрации вакансий, прочность уменьшается. При этом наиболее сильная зависимость наблюдается для пор диаметром до 1 нм. Влияние концентрации вакансий в рассматриваемом диапазоне на предельную прочность оказалось сравнительно более плавное и почти линейное.

Представлены результаты исследований макро- и микроструктуры легированного хромованадиевого чугуна после лазерной обработки (ЛО) на воздухе с использованием непрерывного лазерного источника при вариации его мощности от 60 до 100 Вт и скорости сканирования лазерного луча, изменяющейся от 5 до 17 мм/с. Методами металлографии и дюрометрии определены состав и структура зон лазерного воздействия (ЗЛВ). Лазерная обработка с незначительным оплавлением поверхности приводит к существенному росту микротвердости в ЗЛВ. В поверхностном слое ЗЛВ в зоне оплавления основной структурой является мартенсит, а в зоне закалки превалирует ледебуритная структура. Для исследованных режимов ЛО глубина ЗЛВ составляет 220 ‒ 310 мкм. При этом микротвердость более чем в 2,5 ‒ 4,2 раза больше микротвердости основного металла (820 HV_0,1), что является существенным фактором повышения износостойкости материала. При лазерной обработке без оплавления поверхности существенных изменений структуры не установлено. Для выявления роли ЛО в изнашивании чугуна проводили испытания на трение скольжения по схеме «диск ‒ палец» при давлении в зоне контакта 12,5 МПа и скорости вращения индентора 580 об/мин. По данным испытаний установлено значительное уменьшение линейного износа и интенсивности изнашивания после ЛО с оплавлением поверхности. Интенсивность изнашивания уменьшается более чем в 100 раз, а линейный износ более чем в 50 раз. Характеристики поверхности ЗЛВ обуславливают уменьшение коэффициента трения на 30 % по сравнению с необработанной поверхностью.

Обожженные окатыши должны сохранять прочность от момента схода с обжиговой машины до загрузки в доменную печь. Одним из показателей прочности обожженных окатышей является прочность на сжатие, то есть усилие при разрушении. При испытании окатышей на прочность на сжатие основным видом разрушения является возникновение и развитие трещин, проходящих через центр ядра окатышей (где действуют максимальные радиальные растягивающие напряжения) или в непосредственной близости от него. Представлены требования по прочности на статическое сжатие, предъявляемые при доменном производстве к железорудным окатышам. С использованием оптического и сканирующего электронного микроскопа, оснащенного энергодисперсионным микроанализатором, проанализировали связь структурных составляющих и пор в ядре обожженных неофлюсованных железорудных титаномагнетитовых окатышей с усилием разрушения при статическом сжатии. Методом сканирующей электронной микроскопии и рентгенспектрального микроанализа установили, что ядро окатышей является многофазным материалом. Основные фазы – титаномагнетит, магнетит, титаногематит, гематит и алюмосиликатное связующее. Оптическая микроскопия позволила установить микроструктуру ядра окатышей. Возможны три типа микроструктуры: неокисленное ядро (магнетит или титаномагнетит), частично окисленное ядро – вокруг (магнетита или титаномагнетита) зерна гематита (титаногематита) и окисленное ядро (гематит и титаногематит). Определяющими факторами для получения окатышей с усилием разрушения более 2,5 кН/окатыш по требованиям доменного производства являются: количество закрытых макропор в ядре и количество зерен крупных размеров в ядре. При увеличении количества закрытых макропор в ядре и количества зерен крупных размеров в ядре снижается усилие разрушения от 3,50 до 0,87 кН/окатыш.

Технология плазменной наплавки в защитно-легирующей среде азота с присадочной порошковой проволокой характеризуется высокой производительностью и возможностью легирования наплавленного металла. Стойкость металлических изделий зависит от микроструктуры, химического состава, технологии получения, режимов термической и поверхностной обработок. В статье приведены результаты исследования структуры и микротвердости плазменно-наплавленного в среде азота быстрорежущего сплава Р18Ю на среднеуглеродистую сталь 30ХГСА. Различий в строении наплавочного слоя до 4 мм по глубине не выявлено, но после четырехкратного высокотемпературного отпуска при 580 °С выявлены структурно-фазовые изменения. Значения микротвердости после наплавки и отпуска согласуются с литературными данными.

В работе проведено исследование структуры и анизотропии механических свойств металлической стенки, полученной с помощью электродуговой проволочной 3D-печати (WAAM) проволокой ER70S-6. Нанесение слоев проводится в среде защитных газов: углекислого газа и аргона. В результате структурных исследований обнаружено, что внутреннюю структуру сформированного модельного изделия в виде элементарной стенки можно разделить на три зоны. Формирование разных зон стенки обусловлено многократными циклами нагрева и охлаждения участков стенки и степенью накопленного тепла по мере увеличения циклов 3D-печати. В результате быстрого теплоотвода в подложку при нанесении первых слоев основание стенки (зона 1) содержит крупные вытянутые зерна со структурой игольчатого феррита. Средняя часть стенки (зона 2) состоит из феррито-перлитной структуры, которая формируется в результате перекристаллизации в условиях многократного нагрева и охлаждения при 3D-печати. Размер ферритных зерен в зоне 2 изменяется в пределах от 11 до 16,3 мкм по мере увеличения количества слоев. Постепенное накопление тепла при 3D-печати приводит к формированию структур в зоне 3 в условиях перегрева и сниженной скорости охлаждения, вследствие этого верхняя часть стенки (зона 3) состоит из крупных ферритных зерен (размером до 29,8 мкм), сорбита, небольшой доли виндманштеттового и игольчатого феррита. Однородное распределение микротвердости и оптимальные механические характеристики (σ_0,2 = 340 МПа, σ_в = 470 МПа, ε = 28 %) соответствует образцам, вырезанным из зоны 2 в направлении, параллельном 3D-печати. Образцы, вырезанные в вертикальном направлении относительно 3D-печати из зоны 3, демонстрируют самые низкие микротвердость и механические характеристики (σ_0,2 = 260 МПа, σ_в = 425 МПа, ε = 20 %).

Проведено молекулярно-динамическое моделирование эволюции затравочных трещин в бикристаллах железа с наклонными границами зерен при одноосном растяжении. Показано, что процесс эволюции затравочной трещины можно разбить на четыре этапа. На первом этапе в интервале упругих деформаций затравочная трещина неподвижна, а напряжения увеличиваются по линейному закону, достигая максимального значения ~7,0 ГПа. При этом атомный объем и напряжения в вершине трещины перед ее раскрытием растут существенно быстрее, чем в среднем по образцу. На втором этапе трещина начинает распространяться в объем зерна. Процесс распространения трещины приводит к скачкообразному сбросу напряжения за счет релаксационных процессов в областях, прилегающих к берегам трещины, и эмиссии дефектов из вершины трещины. Достигнув границы зерен, трещина останавливается и затупляется. На третьем этапе трещина остается в границе зерен, а напряжения образца испытывают существенные осцилляции, что вызвано эмиссией различных дефектов как из границы зерен, так и из других интерфейсов. Эмиссия дефектов из вершины трещины может вызвать локальную миграцию границы зерен, которая представляет собой формирование изгиба на изначально плоской поверхности границы зерен. Когда из вершины трещины перестают испускаться дефекты, то напряжение и атомный объем в этой области быстро увеличиваются. На четвертом этапе трещина начинается распространяться во второе зерно. Обнаружено, что граница с большим углом разориентации зерен является более эффективным барьером, сдерживающим распространение трещины. Показано, что инициированию распространения затравочной трещины в материале всегда предшествует скачкообразный рост атомного объема и напряжений в вершине трещины.

Методами высокотемпературного рентгеноструктурного анализа (РСА) in situ и дифференциальной сканирующей калори­метрии (ДСК) исследованы особенности фазовых превращений 12 % хромистой феррито-мартенситной стали ЭП-823 в условиях нагрева и охлаждения в температурном интервале от 30 до 1100 ℃. По данным РСА in situ при нагреве температуры начала Ас₁ и конца Ас₃ α → γ-превращения (феррит – аустенит) составляют 880 и 1000 °С соответственно. При охлаждении реализуется диффузионное γ → α-превращение с критическими точками Аr₁ ≈ 860 °С (температура начала) и Аr₃ ≈ 840 °С (температура конца). Согласно данным ДСК при нагреве критические точки α → γ-превращения: Ас₁ ≈ 840 °С, Ас₃ ≈ 900 °С. При охлаждении реализуется мартенситное γ → α-превращение в интервале температур от М_н = 344 ℃ до М_к = 212 ℃. Методом РСА in situ выделения карбидных фаз в условиях нагрева и охлаждения стали ЭП-823 не обнаружено. Положение критических точек фазовых превращений зависит от метода исследований (РСА in situ или ДСК), что определяется различием в эффективной (с учетом времени на съемку в методе РСА) скорости нагрева/охлаждения. Обсуждается влияние элементного состава и особенностей микроструктуры на положение критических точек фазовых превращений феррито-мартенситных сталей. Показано, что увеличенное по сравнению с другими сталями того же класса содержание феррит-стабилизирующих элементов (Cr, Mo, Nb) в составе стали ЭП-823 расширяет область существования ферритной фазы, что может способствовать повышению температуры Ас₁.

Предложена новая технология процесса заполнения кристаллизатора установки непрерывной разливки стали (УНРС) жидким металлом и его перемешивания. Приведена оригинальная запатентованная конструкция устройства, состоящая из глуходонного стакана и вращающейся рубашки. Экспериментальные исследования течения жидкого металла в кристаллизаторе продолжительны, сложны и трудоемки, поэтому в работе применяется математическое моделирование численным методом. Представлены основные результаты исследований течения расплава в объеме кристаллизатора. Объектами исследований являются гидродинамические и тепловые потоки жидкого металла нового процесса разливки стали в кристаллизатор прямоугольного сечения УНРС, а результатом – пространственная математическая модель, описывающая потоки и температуры жидкого металла в кристаллизаторе. Для моделирования процессов, протекающих при течении металла в кристаллизаторе, авторы используют специально созданный программный комплекс. В основе теорети­ческих расчетов лежат основополагающие уравнения гидродинамики, уравнения математической физики (уравнение теплопроводности с учетом массопереноса) и апробированный численный метод. Исследуемая область разбивается на элементы конечных размеров, для каждого элемента в разностном виде формулируется система уравнений. Результат решения – поля скоростей и температур потока металла в объеме кристаллизатора. По разработанным численным схемам и алгоритмам составлена программа расчета. Приведен пример расчета разливки стали в кристаллизатор прямоугольного сечения, схемы потоков жидкого металла по различным сечениям кристаллизатора. Наглядно представлены векторные потоки жидкого металла в различных сечениях кристаллизатора при разных числах оборотов вращающейся рубашки. Выявлены области интенсивной турбулентности. Результаты численного решения задачи представлены в графической форме схемами полей скоростей потоков жидкого металла и их температуры по различным сечениям кристаллизатора.

В работе исследовано влияние основности на вязкость, температуру начала кристаллизации, фазовый состав и структуру шлаков системы СаО – SiO₂ – 18 % Cr₂O₃ – 6 % B₂O₃ – 3 % Аl₂O₃ – 8 % МgO в диапазоне основности от 1,0 до 2,5 методами вибрационной вискозиметрии, термодинамического моделирования и рамановской спектроскопии. Физические свойства шлаков зависят от баланса процессов полимеризации и формирования фазового состава. Кислые шлаки основностью 1,0 относятся к категории «длинных» шлаков и характеризуются повышенной (до 34,1 %) долей высокотемпературных фаз. Однако, несмотря на то, что доля высокотемпературных фаз в 1,6 раза выше по сравнению с долей низкотемпературных фаз, они характеризуются более простой силикатной структурой, обеспечивая при температуре начала кристаллизации 1530 °С вязкость не более 0,25 Па·с. Рост основности (до 2,5) шлаков изучаемой оксидной системы, наряду с повышением (примерно в 5,9 раза) доли высокотемпературных фаз, сопровождается формированием более сложной силикатной структуры. Образующиеся четырехкоординационные структурные элементы [CrO₄] и [AlO₄] встраиваются в кремний-кислородную решетку и усложняют ее, что повышает степень полимеризации. Таким образом, при основности 2,5, в связи с высокой долей высокотемпературных фаз в шлаке и развитием процесса полимеризации, температура начала кристаллизации шлака возрастает до 1700 °C, а его вязкость достигает 1,0 Па·с при температуре 1670 °C.

В работе представлены результаты лабораторного исследования эффекта доливки прибыльной части слитка расплавом на процесс затвердевания и структурообразование модельного слитка. Доливка производилась через определенный интервал времени после заливки тела слитка. Исследования проводили методом физического (холодного) моделирования, для которого была разработана и изготовлена лабораторная установка (изложница-кристаллизатор), позволяющая визуально изучать процессы, происходящие при затвердевании и структурообразовании на модели слитка массой 19,6 т. В качестве моделирующего раствора использовали натрий серноватистокислый (кристаллический гипосульфит). Соответствие процессов, происходящих на модели и в реальных условиях отливки промышленных слитков, оценивалось с помощью критериев подобия. Они получены на основе теории размерностей исходя из анализа физико-химических процессов, происходящих при разливке и кристаллизации слитка. Разливка расплава в изложницу-кристаллизатор выполнялась сверху. С целью оценки изменения поля температур при разливке и кристаллизации слитка в течение всего времени затвердевания проводили термометрирование поверхности модели изложницы. Анализ результатов проведенных исследований показал, что доливка расплава до 40 мин приводит к стимулированию раннего оседания кристаллов («дождь кристаллов»), что способствует увеличению направленности кристаллизации в вертикальном направлении. Установлено, что в обычном слитке до 40 мин затвердевание идет по последовательному механизму, а после начинается оседание кристаллов («дождь кристаллов») и затвердевание слитка проходит по объемно-последовательному механизму. Доливка прибыльной части слитка расплавом спустя 40 мин после заливки тела слитка способствовала продолжению последовательного механизма затвердевания слитка. Это привело к образованию монолитной бездефектной структуры в теле слитка и наименьшему развитию усадочной раковины в объеме прибыли. Полученные результаты обусловливают возможность разработки технологии дифференцированной разливки слитков при наполнении их прибыли расплавом через определенный интервал времени после заливки тела слитка. Это позволит воздействовать на процесс формирования структуры металла и сокращение дефектных зон.

Современные сталеплавильные предприятия России для разжижения извести на агрегате ковш-печь применяют преимущественно глиноземсодержащие материалы, которые пришли взамен плавиковому шпату. Доступные сейчас на рынке глиноземсодержащие материалы не могут быть использованы напрямую в сталеплавильном производстве без предварительной подготовки (рафинирования, термообработки или брикетирования), либо просто непригодны для ковшевой обработки стали. В данной работе описаны лабораторные исследования по получению рафинировочных глиноземсодержащих флюсов методом спекания в агрегатах по типу машин для обжига окатышей или производства агломерата (в температурном интервале 1200 – 1500 °С) из чистых отходов металлургического производства (мелкодисперсная пыль производства глинозема и обожженной извести), отвечающих требованиям сталеплавильных предприятий по химическому составу и меха­ническим свойствам. Проведено сравнение технологических схем спекания с введением в качестве источника CaO гидратированной извести и смеси гидратированной извести и карбоната кальция в соотношении 1:1. Предельно допустимое содержание CaO в спеченных брикетах при использовании в шихте смеси гидратированной извести и карбоната кальция, не приводящее к гидратационному разрушению на воздухе, находится в диапазоне 2,3 – 3,6 % в зависимости от температуры выдержки. Предельно допустимое содержание Al₂O₃ в спеченных брикетах при использовании в шихте гидратированной извести, не приводящее к гидратационному разрушению на воздухе, находится в диапазоне 9,5 – 31,7 % в зависимости от температуры выдержки. В существующих топливных агрегатах возможно получить флюсы методом спекания только при использовании в качестве источника CaO гидратированной извести, так как добавление карбоната кальция в шихту (9 – 22 %) требует увеличения температуры выдержки (выше 1500 °С) или ее продолжительности (более 25 мин).

Детали из заготовок с тонким полотном и ребрами жесткости изготавливаются на металлургических предприятиях в специальных цехах, оборудованных мощными гидравлическими прессами. Нередко их производство сопровождается дефектами, ухудшающими макроструктуру изделия. В связи с этим актуальны новые методики, позволяющие моделировать процессы формообразования поковок с ребрами жесткости. Процессы обработки металлов давлением сложны в создании математической модели, описывающей напряженно-деформированное состояние пластического формообразования металла. Одним из способов решения задачи моделирования картины течения металла и пространственной эпюры контактных давлений является «теория течения тонкого слоя», основанная на допущениях, упрощающих исходную систему дифференциальных уравнений. В этом случае задача сводится к чисто геометрической и может быть решена в рамках «песчаной аналогии» с помощью предложенной методики. Приведены результаты компьютерного и физического моделирования формообразования штампованной поковки с контурным оребрением. Эксперимент проведен в промышленных условиях по осадке плоских заготовок из сплава АК6 на гидравлическом прессе силой деформирования 150 MН. Показано, что предложенный программный комплекс может иметь различное функциональное назначение: экспресс-анализ картины течения металла и расчет формоизменения заготовки на стадиях ее деформирования. Это позволяет, перебирая значения геометрических параметров гравюры штампа, получать разные картины течения металла и профили ребер жесткости и выбирать из них те, которые гарантируют наиболее равномерное заполнение металлом полостей штампа под ребра жесткости, что обеспечивает бездефектное получение изделия.