Математическое моделирование изменения прочностных характеристик микролегированных сталей в процессе термодеформационной обработки

является наиболее предпочтительной, т.к. при расчете сопротивления металла деформации используются реальные параметры процесса (температура, степень и скорость деформации). Однако при этом требуется разработка новой методики определения СМД, а также разработка альтернативного подхода к определению прочностных характеристик микролегированных сталей различных классов прочности, широко используемых при производстве толстолистового проката. Принципы нейросетевого моделирования, положенные в основу новой методики определения СМД, позволят исследовать изменение прочностных характеристик микролегированных сталей с учетом влияния технологических параметров термомеханической обработки, а также химического состава деформируемого материала и температур структурно-фазовых превращений.

Математическое моделирование изменения прочностных характеристик микроле-гированных сталей в процессе термодеформационной обработки. Для детального анализа влияния микролегирующих элементов на механические свойства трубных сталей эффективным является применение нейросетевого моделирования (дополнительный модуль SNN программного пакета Statistica). Модель учитывает влияние следующих параметров процесса: химический состав стали (C, Si, Mn, S, P, Cr, Ni, Cu, Al, N, V, Ti, Nb, Mo, B), параметры процесса (температура нагрева сляба, толщина сляба, толщина листа, количество проходов на 1-ой стадии прокатки, температура начала и конца 1-ой стадии прокатки, толщина промежуточного раската, температура начала и конца 2-ой стадии прокатки, температура начала и конца ускоренного охлаждения, скорость охлаждения. Модель позволяет рассчитывать предел текучести, временное сопротивление разрыву и относительное удлинение стали. Анализ влияния микролегирующих элементов на механические свойства проводили следующим образом: в нейросеть задавали базовый химический состав (табл. 1) и базовые параметры процесса (табл. 2), а затем варьировали один из химических элементов (Nb, V, Ti, Cr, Ni, Cu, Mo, B) при неизменных остальных условиях процесса.

Таблица 1. Базовый химический состав

C	Si	Mn	S	P	Cr	Ni	Cu	Al	N	V	Ti	Nb	Mo	B
0,07	0,32	1,67	0,002	0,009	0,05	0,26	0,14	0,038	0,005	0,045	0,019	0,048	0	0,0004

Таблица 2. Базовые технологические параметры процесса

Температура нагрева сляба, 0С	Толщина сляба, мм	Толщина листа, мм	Количество проходов на 1 стадии	Температура начала 1 стадии, 0С		Температура конца 1 стадии, 0С	Толщина раската, мм	Температура начала 2 стадии, 0С
1210	300	20	10	1050		1030	90	860
температура конца 2 стадии, 0С		температура начала ускоренного охлаждения,			температура конца ускоренного охлаждения, 0С		скорость охлаждения, 0С/сек
855		820			600		16

Анализ и обобщение полученных данных. Ниобий повышает предел текучести на 3540 МПа и временное сопротивление разрыву стали на 15-20 МПа (рис. 1а), увеличивает относительное удлинение на 1,5-2,0%. Ванадий увеличивает предел текучести на 20-25 МПа и временное сопротивление разрыву на 60-65 МПа (рис. 1б), снижает относительное удлинение на 1%.

Титан увеличивает предел текучести на 1015 МПа и временное сопротивление разрыву на 25-30 МПа (рис. 2а), снижает относительное удлинение на 1%. Хром увеличивает предел текучести на 20-25 МПа и временное сопротивление разрыву на 40-45 МПа (рис. 2б), снижает относительное удлинение на 3%.

б)

Рис. 1. Влияние содержания Nb (а) и V(б) на предел текучести и временное сопротивление разрыву с учетом толщины листа (h)

а)

Содержание титана, % а)

б)

Рис. 2. Влияние Ti (а) и Cr (б) на предел текучести и временное сопротивление разрыву

Никель увеличивает предел текучести на 30 МПа и временное сопротивление разрыву на 10-15 МПа (рис. 3а), снижает относительное удлинение на 1,5%. Медь увеличивает предел текучести на 20-25 МПа и увеличивает временное сопротивление разрыву на 20 МПа (рис. 3б), увеличивает относительное удлинение на 1,52,0%.

Содержание никеля, % а)

б)

Рис. 3. Влияние Ni (а) и Cu (б) на предел текучести и временное сопротивление разрыву

Молибден увеличивает предел текучести на 30-35 МПа и временное сопротивление разрыву на 60-65 МПа (рис. 4а), снижает относительное удлинение на 4%. Бор увеличивает предел текучести на 25-30 МПа и временное сопротивление разрыву на 35-40 МПа (рис. 4б), снижает относительное удлинение приблизительно на 4%.

а)

б)

Рис. 4. Влияние Mo (а) и B (б) на предел текучести и временное сопротивление разрыву

Рассмотрим фактическое влияние технологических воздействий на изменение механических свойств толстолистового проката класса прочности К60 толщиной 15,7-19,0 мм. Графические материалы получены на основе обработки статистических данных со стана 5000. Фактическое увеличение толщины сляба с 250 мм до 300 мм приводит к возрастанию предела текучести приблизительно на 10-15 МПа и временного сопротивления разрыву на 10-15 МПа (рис. 5а). Фактическое снижение температуры нагрева сляба в печи с 1200-1220ºС до 1180-1200ºС приводит к снижению предела текучести на 15-20 МПа и временного сопротивления разрыву на 10-15 МПа (рис. 5б).

Толщина сляба, мм а)

Температура нагрева сляба в печи.°C

б)

Рис. 5. Фактическое влияние исходной толщины сляба (а) и температуры нагрева сляба в печи (б) на предел текучести и временное сопротивление разрыву

Фактическое снижение температуры конца ускоренного охлаждения с 600ºС до 560ºС приводит к увеличению предела текучести на 15-20 МПа и временного сопротивления разрыву на 10-15 МПа (рис. 6), при этом относительное удлинение снижается на 1%.

Рис. 6. Фактическое влияние температуры конца ускоренного охлаждения на предел текучести и временное сопротивление разрыву

Фактическое увеличение скорости охлаждения с 16ºС/сек до 20ºС/сек приводит к увеличению предела текучести приблизительно на 20 МПа и снижению временного сопротивления разрыву на 10 МПа (рис. 7), при этом относительное удлинение снижается на 1,0-1,5%.

Рис. 7. Фактическое влияние скорости охлаждения на предел текучести и временное сопротивление разрыву

Таким образом, анализ фактического изменения свойств толстолистового проката при изменении технологических параметров процесса показал хорошую сходимость результатов моделирования и эксперимента для предела текучести и временного сопротивления разрыву.

Выводы и рекомендации. На основе нейросетевого моделирования выполнен анализ влияния химических элементов и технологических параметров термомеханической обработки на механические свойства трубной стали К60 в интервале толщин 15-25 мм, при этом установлено следующее:

– ниобий (каждые 0,025%) повышает предел текучести на 20-25 МПа и временное сопротивление разрыву стали на 15-20 МПа;

– ванадий (каждые 0,025%) увеличивает предел текучести на 10-15 МПа и временное сопротивление разрыву на 30 МПа;

– титан (каждые 0,005%) увеличивает предел текучести на 10-15 МПа и временное сопротивление разрыву на 25-30 МПа;

– хром (каждые 0,2%) увеличивает предел текучести на 20-25 МПа и временное сопротивление разрыву на 40-45 МПа;

– никель (каждые 0,1%) увеличивает предел текучести на 30 МПа и временное сопротивление разрыву на 10-15 МПа;

– медь (каждые 0,2%) увеличивает предел текучести на 20-25 МПа и увеличивает временное сопротивление разрыву на 20 МПа;

– молибден (каждые 0,2%) увеличивает предел текучести на 30-35 МПа и временное сопротивление разрыву на 60-65 МПа;

– бор (каждые 0,0005%) увеличивает предел текучести на 25-30 МПа и временное сопротивление разрыву на 35-40 МПа.

– снижение температуры нагрева сляба в печи с 1220 до 1200⁰С способствует менее полному растворению карбонитридов ниобия и, как следствие, снижению прочностных характеристик стали – предела текучести на 20 МПа и временного сопротивления разрыву на 30 МПа;

– увеличение толщины сляба с 250 мм до 300 мм приводит к возрастанию предела текучести приблизительно на 10 МПа и временного сопротивления разрыву приблизительно на 25 МПа, что обусловлено увеличением числа обжатий на первой стадии прокатки и способствует более полному прохождению рекристаллизации и, следовательно, дополнительному измельчению зерна аустенита. Более мелкое зерно аустенита способствует формированию более мелкого зерна феррита после γ→α превращения;

– снижение температуры конца прокатки на 50⁰С с 870⁰С до 820⁰С увеличивает предел текучести стали приблизительно на 20 МПа, при этом временное сопротивление разрыву практически не меняется;

– увеличение скорости охлаждения на каждые 4⁰С/сек увеличивает предел текучести стали на 15-20 МПа и временное сопротивление разрыву на 14-18 МПа;

– снижение температуры конца ускоренного охлаждения на 50⁰С с 600⁰С до 550⁰С увеличивает предел текучести стали на 20 МПа и временное сопротивление разрыву на 15 МПа, при этом относительное удлинение снижается на 1%.

• 2.

• 3.

• 5.

• 6.