Audyt środowiskowo-prawny jako narzędzie oceny rzeczywistego funkcjonowania przedsiębiorstwa

POLITECHNIKA CZĘSTOCHOWSKA
WYDZIAŁ INŻYNIERII PRODUKCJI
I TECHNOLOGII MATERIAŁÓW
WYBRANE ZAGADNIENIA
PRODUKCJI I ZARZĄDZANIA
W PRZEMYŚLE
Praca zbiorowa
Redakcja naukowa
dr hab. inż. Anna Konstanciak
dr inż. Edyta Kardas
Seria:
Monografie
nr 42
Częstochowa 2014

KOLEGIUM REDAKCYJNE
Artur Hutny, Edyta Kardas, Anna Konstanciak, Jan Mróz, Jerzy Siwka
RECENZENCI
prof. dr hab. inż. Włodzimierz Derda – 4
dr inż. Artur Hutny – 7
dr inż. Manuela Ingaldi – 1, 10, 15
prof. dr hab. inż. Jan Jowsa – 6
dr inż. Edyta Kardas – 9,
dr hab. inż. Anna Konstanciak – 2, 8, 12, 13, 18
dr inż. Robert Kruzel – 3, 11, 16
dr hab. inż. Rafał Prusak – 14
prof. dr hab. inż. Jerzy Siwka – 5, 17
REDAKTOR TECHNICZNY
Sławomir Konstanciak
PROJEKT OKŁADKI
Sławomir Konstanciak
I S B N 9 7 8 - 8 3 - 6 3 9 8 9 - 1 9 - 4
I S S N 2 0 8 0 - 2 0 7 2
© Copyright by Wydawnictwo Wydziału Inżynierii Produkcji,
i Technologii Materiałów Politechniki Częstochowskiej
Druk wykonano w Perfekt Gaul i wspólnicy sp.j., ul. Świerzawska 1,
60-321 Poznań
Nakład 200 egzemplarzy

SPIS TREŚCI
I Technologie procesowe
1. MARCIN WIĘCEK
„Przegląd najbardziej powszechnych metod produkcji żelaza
bezpośrednio zredukowanego”
”Overview of the most common methods
of direct reduced iron production” ..................................................................................7
2. В.Е. БАЖЕНОВ, А.Г. СВЯЖИН, Л.М. КАПУТКИНА, Е. СИВКА,
В.Э. КИНДОП
„Термодинамический метод предсказания содержания азота,
исключающего образование пузырей в азотистых сталях”
”Thermodynamic method of a prediction of the content
of the nitrogen excluding formation of bubbles in nitrogen steels”...............................18
3. Ю.С. ПРОЙДАК, Л.В. КАМКИНА, ХЕНРИХ ДЫЯ, С.В. ПРОЙДАК,
Я.В. СТОВБА
„Формирование оптимальной микроструктуры катанки при ее охлаждении”
”Generating an optimal microstructure of wire rod when it cools” .............................29
4. JAN JOWSA
„Warunki wyznaczania charakterystyk RTD
w kadziach pośrednich procesu cos”
”Conditions of determinig the characteristics of the RTD
in continuous casting tundishes” ...................................................................................33
5. SILVIE BROŽOVÁ, JAROMÍR DRÁPALA, PAVEL MACHOVČÁK,
PETR JONŠTA, PAVLÍNA PUSTĚJOVSKÁ
„Využití mischmetalu pro zlepšení vlastnosti ocelí“
”Use of mischmetal to improve the properties of steels” ..............................................45
6. ВИКТОРИЯ ГНАТУШЕНКО, АЛЕКСАНДР МИХАЛЕВ, ЮРИЙ ПРОЙДАК
„Оптимизация процесса передачи данных в промышленных сетях”
”Optimization of process transmited data on product network”...................................62
7. MANUELA INGALDI, MARTIN KOTUS
„Samochody wycofane z eksploatacji jako źródło surowców wtórnych”
”End-of-life vehicles as the resource of the secondary raw materials”........................66
8. PAVLÍNA PUSTĚJOVSKÁ, SILVIE BROŽOVÁ, SIMONA JURSOVÁ
„Využití jemnozrnných železonosných hutních odpadů”
”Utilization of fine metallurgical wastes”.....................................................................74
9. ANETA ZARZYCKA, DAMIAN KRYGIER
„Analiza produkcji prętów na przykładzie wybranego przedsiębiorstwa hutniczego”
”Analysis of production example rods selected metallurgical company”.....................84

4
10. AGNIESZKA CZAJKOWSKA
„Analiza niezgodności w procesie logistycznym
wybranego przedsiębiorstwa metalurgicznego”
”Analysis of nonconformities in the logistics process
of selected metallurgical enterprise” ............................................................................ 88
11. EDYTA KARDAS
„Wykorzystanie metody ABC technologii do oceny nowoczesności maszyn
produkcyjnych”
”The use of method of ABC of technology for the assessment
of moderinity of production machines”......................................................................... 99
II Techniki zarządzania przedsiębiorstwem
12. AGNIESZKA CZAJKOWSKA
„Zastosowanie analizy SWOT do wskazania strategii działania
wybranego przedsiębiorstwa produkcyjnego”
”SWOT analysis application for indications of the strategy action
in the chosen production enterprise” .......................................................................... 114
13. ЮРИЙ ПРОЙДАК, ДМИТРИЙ КОЗЕНКОВ, ОЛЬГА ЦИМБАЛЮК
„Оценка логистических затрат на промышленном предприятии”
”Evaluation of logistics costs at the industrial enterprise”........................................ 126
14. MANUELA INGALDI
„Wykorzystanie wybranych instrumentów doskonalenia
do poprawy jakości opakowań”
”The use of chosen development instruments to improve
the quality of packeges” .............................................................................................. 132
15. EDYTA SIERKA, MAREK CYBULSKI
„Audyt środowiskowo-prawny jako narzędzie oceny
rzeczywistego funkcjonowania przedsiębiorstwa”
”Environmental and legal audit as a tool
for assessing actual functioning of the enterprise”..................................................... 139
16. ТАТЬЯНА М. КАДИЛЬНИКОВА, НАТАЛИЯ А. ВЕЛИЧКО,
ВЛАДИМИР А. КУЛИК
„Система управления рисками в инновационных технологических проектах”
”The risk management system in innovative technology projects” ............................ 150
17. Ю.С. ПРОЙДАК, РИЧАРД БУДЗИК, Д.Е. КОЗЕНКОВ, А.Ю. ШПОРТЬКО
„Вступление в международные логистические союзы
и ассоциации транспортных компаний Украины”
”Entry into international logistic unions
and transport companies associations of Ukraine”.................................................... 154
18. ЮРИЙ ПРОЙДАК, ДМИТРИЙ КОЗЕНКОВ, ЮЛИЯ СИНИЦЫНА,
ЯРОСЛАВ СИНИЦЫН, YURI PROYDAK DMITRY KOZENKOV,
JULIA SINITSYNA JAROSLAV SINICYN
„Современная информационная логистика складского хозяйства
на промышленных предприятиях”
”Modern information logistics warehousing
in industrial enterprises”............................................................................................. 160

PRZEGLĄD NAJBARDZIEJ POWSZECHNYCH
METOD PRODUKCJI ŻELAZA
BEZPOŚREDNIO ZREDUKOWANEGO
OVERVIEW OF THE MOST COMMON
METHODS OF DIRECT REDUCED
IRON PRODUCTION
Marcin Więcek
Politechnika Częstochowska, Wydział Inżynierii Produkcji i Technologii
Materiałów, Katedra Ekstrakcji i Recyrkulacji Metali
Abstract
Direct reduction involves the production of steel from iron ore and a reducing agent, such as
natural gas. The final product is called direct reduced iron (DRI), which is the feed material in electric
arc furnaces (EAF). Direct reduction of iron ore is today’s major process for generating metallic iron,
necessary in the iron and steel industry. World production of DRI has grown to 70.9 Mt in 2012.
Midrex® Technology is the most important one, responsible for the 60.5% of the world total DRI
production. In this work the most common methods of production of direct reduced iron are
presented.
Wstęp
Żelazo bezpośrednio zredukowane (Direct Reduction Iron – DRI), nazywane
także żelazem gąbczastym, produkowane jest w wyniku redukcji bezpośredniej
rudy żelaza przy zastosowaniu gazu redukcyjnego wytwarzanego z gazu ziemnego
lub węgla. Redukujący gaz jest mieszaniną wodoru (H2) oraz tlenku węgla (CO),
który działa jako środek redukujący. Produktem finalnym procesu bezpośredniej
redukcji mogą być grudki, granulki lub brykiety – rysunek 1. Bezpośrednia
redukcja żelaza pozwala na wyprodukowanie metalicznego materiału wsadowego,
wytworzonego na drodze redukcji tlenku żelaza, w temperaturze poniżej
temperatury topnienia żelaza (1536°C). Tlenek żelaza jest redukowany w zakresie
temperatur 800÷1050°C przez oddziaływanie reduktorów (H2 + CO) pochodzących
z gazu ziemnego lub węgla [1, 2].
Żelazo DRI w postaci bryłek, granulatu, bądź brykietów formowanych na
zimno, ma gęstość pozorną mniejszą niż 5,0 g/cm3
. Grudki lub granule mają
zazwyczaj wymiary mieszczące się w przedziale 6÷12 mm i wilgotność do 12%
mas. Żelazo brykietowane na gorąco (Hot Briquetted Iron – HBI) ma bardziej
zwartą postać niż DRI, (gęstość objętościowa 2,5÷3,3 g/cm3
), posiada wysoką
przewodność cieplną i elektryczną, niską reaktywność ze świeżą i słoną wodą, jak
również lepsze właściwości fizyczne, które sprawiają, że idealnie nadaje się do

8
transportowania, przeładunku, żeglugi i magazynowania. Masa pojedynczych
brykietów HBI jest różna i zawiera się w przedziale 0,2÷3,0 kg, a wymiary są
następujące długość 50÷140 mm, szerokość 40÷100 mm, grubość 20÷50 mm.
Przeciętny skład chemiczny żelaza DRI oraz HBI został przedstawiony
w tabeli 1 [2, 4].
Rys. 1. Formy żelaza bezpośrednio zredukowanego [3]
Tabela 1. Typowy skład chemiczny żelaza gąbczastego DRI i HBI [2, 4]
Udział procentowy, %
Skład
DRI HBI
Fe 90÷94 90÷94
Fe metaliczne 83÷90 83÷88
Stopień metalizacji 92÷96 –
C 1,0÷2,5 0,8÷1,7
P2O5 0,005÷0,9 –
P – 0,02÷0,11
S 0,001÷0,03 0,003÷0,03
Skała płonna 2,8÷6,0 1,95
1. Metody produkcji DRI
Światowa produkcja żelaza gąbczastego od roku 2004 przekracza 50 mln Mg,
w roku 2012 osiągnęła poziom 70,937 mln Mg, mimo pewnych ograniczeń, jakie
wystąpiły u niektórych producentów tego wyrobu. Wzrost produkcji DRI
w porównaniu do lat ubiegłych w skali światowej jest niewielki, z uwagi na
zakłócenia w dostawach surowców dla największych producentów żelaza
gąbczastego, głównie Indii. Mimo, iż produkcja DRI w Indiach spadała o 7,4%
z poziomu ponad 21 mln ton w 2011r. do 19 mln ton w 2012r., nastąpił ogólny
wzrost w produkcji żelaza gąbczastego na świecie. Zmniejszona produkcja DRI
w Indiach była spowodowana obniżeniem dostępności krajowej rudy żelaza
w wyniku zakazu wydobycia, który został wydany przez tamtejszy rząd. W całym
kraju wydobycie rudy spadło o ponad 40 mln ton – o około 20%, a w niektórych
prowincjach ta działalność została zaprzestana [5, 6].
W Europie poziom produkcji żelaza gąbczastegoosiągnął wartość 655 tys. ton
w 2012r. i był o 27% wyższy niż w roku 2011. Mimo spadku w produkcji Indie

9
pozostały największym wytwórcą DRI na świecie z udziałem 27%. Na drugiej
pozycji znalazł się Iran z prawie 15%, a na trzeciej Meksyk z blisko 9%. Do grona
krajów, które posiadają największy wkład w światową produkcję DRI i ich udział
przekroczył ponad 4 mln ton w roku 2012 należą: Rosja z udziałem 7,3%, Arabia
Saudyjska 7% oraz Wenezuela 6,3%. Rozbudowa zakładów była głównym
czynnikiem, który zintensyfikował produkcję oraz wpłynął znacząco na wydajność
produkcji DRI na świecie [7, 8]. W tabeli 2 przedstawiono dane dotyczące
produkcji DRI w latach 2006÷2012 z podziałem na rejony świata, a rysunek 2
prezentuje wykres odnoszący się do produkcji żelaza gąbczastego w roku 2012.
Tabela 2. Produkcja DRI w latach 2006-2012 z podziałem na rejony świata, tys. ton [6]
Region 2006 2007 2008 2009 2010 2011 2012
Unia Europejska (27) 704 721 645 476 568 517 655
Rosja 3280 3410 4560 4670 4470 5200 5200
Ameryka Północna 1)
8925 9492 8577 5670 7720 8266 8129
Ameryka Południowa 2)
10821 10034 9050 6426 5459 6238 6177
Afryka 3)
3537 6382 5391 5467 5356 4511 5069
Bliski Wschód 4)
11387 12815 13610 14819 17617 20811 23177
Azja i Oceania 5)
17721 23903 24262 26993 30016 25356 22530
Świat 56375 66756 66094 64522 71206 70900 70937
1)
USA, Kanada, Meksyk, Trynidad i Tobago, 2)
Argentyna, Brazylia, Peru, Wenezuela, 3)
Egipt, Libia, Nigeria,
RPA, 4)
Iran, Katar, Arabia Saudyjska, Zjednoczone Emiraty Arabskie, 5)
Australia, Chiny, Indie, Indonezja,
Malezja, Nowa Zelandia
Rys. 2. Procentowy udział rejonów świata w produkcji DRI w 2012r. [9]
Najbardziej powszechnymi metodami redukcji bezpośredniej rudy żelaza są
procesy MIDREX oraz Hyl – rysunek 3, w obu procesach źródłem gazu
redukcyjnego jest gaz ziemny. Procesy produkcji DRI można podzielić ze względu
na rodzaj wykorzystywanego reaktora [10]:

10
 piec szybowy (MIDREX®, Hyl),
 piec obrotowy (proces SL/RN),
 piec z obrotowym trzonem (FASTMET®, Fastmelt® i ITmk3®),
 ze złożem fluidalnym (CIRCORED®).
Rys. 3. Podział produkcji DRI w roku 2012 ze względu na stosowany proces [5]
Metoda MIDREX (Midland Ross Experimental) dzieli się na dwa zasadnicze
etapy: redukcję i chłodzenie – rysunek 4. W tym procesie grudki rudy żelaza
poddaje się redukcji w piecu szybowym o ciśnieniu 1,5 bara, przy zastosowaniu
gazu redukcyjnego bogatego w wodór. Proces ten pozwala na wytworzenie trzech
odmian żelaza gąbczastego DRI, HBI oraz HDRI. Ich podstawowy skład
chemiczny został przedstawiony w tabeli 3. Pierwsza komercyjna instalacja,
o zdolności produkcyjnej 150 tys. ton/rok, wykorzystująca proces MIDREX
rozpoczęła pracę w Steel Mills w stanie Oregon, USA, w 1969 roku. Obecnie
istnieje ponad 50 modułów działających w 20 krajach, tj.: Wenezuela, Argentyna,
Kanada, Katar, Niemcy, Trynidad i Tobago [11, 12].
Tabela 3. Skład chemiczny żelaza gąbczastego (DRI, HDRI oraz HBI) [11, 13]
Udział procentowy, %
Skład
DRI HDRI HBI
Fe 90÷94 90÷94 90÷94
Fe metaliczne 83÷89 83÷89 83÷89
Metalizacja 92÷95 92÷95 92÷95
C 1,0÷3,5 1,0÷3,5 0,5÷5,2
P 0,005÷0,09 0,005÷0,09 0,005÷0,09
S 0,001÷0,03 0,001÷0,03 0,001÷0,03
Skała płonna 2,8÷6,0 2,8÷6,0 2,8÷6,0
Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, Sn, Pb, Zn śladowe ilości śladowe ilości śladowe ilości
Gęstość nasypowa, g/cm3
1,6÷1,9 1,6÷1,9 2,4÷2,8
Gęstość pozorna, g/cm3
3,4÷3,6 3,4÷3,6 5,0÷5,5
Temperatura tworzenia
produktu, °C
40 600÷700 80

11
Rys. 4. Schemat procesu Midrex [14]
Metoda bezpośredniej redukcji (HYL) została opracowana w 1957 roku i była
poddawana modyfikacjom (odmiana HYL I oraz HYL II), jednak obecnie są one
stosowane marginalnie w starszych jednostkach produkcyjnych. Aktualnie
wykorzystywana jest odmiana HYL III oraz Hyl-ZR – rysunek 5. W procesie Hyl,
podobnie jak w metodzie Midrex, produkt finalny w postaci DRI charakteryzuje się
wysoką zawartością węgla w formie Fe3C (do ilości 5% węgla). W metodzie Hyl
proces przebiega w czterech fazach, główny etap to redukcja, a pozostałe obejmują
chłodzenie, nawęglanie i finalną metalizację [1, 11]. Proces Hyl-ZR opiera się na
redukcji rudy żelaza przy zastosowaniu gazu redukcyjnego, wytworzonego
w wyniku częściowego spalania gazu ziemnego. Instalacja w tej technologii
wyposażona jest w układ chłodzenia, umożliwiający brykietowanie żelaza do
postaci HBI. Alternatywnie gorący produkt może być transportowany przez układ
pneumatycznego transportu, znanego jako Hytemp i wprowadzony bezpośrednio
do EAF (łukowego pieca elektrycznego) w celu zachowania energii, zmniejszenia
zużycia energii elektrycznej oraz aby skrócić czas procesu [15, 16].
Trzecią z najczęściej stosowanych metod redukcji bezpośredniej jest proces
SL/RN – rysunek 6, w którym wykorzystuje się obrotowy piec węglowy. W wa-
runkach przemysłowych procesów redukcji na bazie węgla najbardziej powszechną
jest metoda SL/RN. Innymi procesami wykorzystującymi węgiel podczas redukcji
są technologie FASTMET, Inmetco, Comet, itd., stosujące piece z obrotowym
paleniskiem. Materiałem wsadowym w tym procesie są granulki lub grudki rudy
żelaza, węgiel oraz topniki, niekiedy w formie dodatków jest także stosowana
czysta ruda żelaza. Otrzymane tą metodą żelazo gąbczaste charakteryzuje się
brakiem fazy ciekłej, metalizacją na poziomie powyżej 95%, zawartością węgla na

12
poziomie (0,1÷0,2%) i siarki w przedziale (0,1÷0,3%). Technologia ta jest
stosowana głównie w Indiach i Afryce Południowej [1, 11].
Rys. 5. Schemat procesu Hyl-ZR; 1 – gaz ziemny, 2 – gaz redukcyjny, 3 – ruda żelaza,
4 – kompresor, 5 – reaktor, 6 – filtr CO2, 7 – ogrzewacz, 8 – ogranicznik filtru gazu,
9 – przemośnik pneumatyczny, 10 – rekuperator [11]
Rys. 6. Schemat procesu SL/RN; 1 – ruda, 2 – węgiel, 3 – kamień wapienny, 4 – powietrze,
5 – piec redukcyjny, 6 – dmuch węgla, 7 – obrotowa chłodnica, 8 – skrzynia
przeciwprzepięciowa, 9 – rozdzielacz produktu, 10 – DRI, 11 – chłodnica WG, 12 – filtr
workowy gazów odlotowych, 13 – pył, 14 – komin [11]
2. Rynki zbytu i prognoza produkcji DRI
Rynek produkcji DRI w Ameryce Północnej ma duży potencjał, a wyko-
rzystanie gazu łupkowego mogłoby umocnić rosnący trend wytwarzania żelaza
gąbczastego w tym rejonie świata. Możliwość rozwoju projektów badawczych
opartych na gazie łupkowym pozwoli na wzrost wydajności zakładów
wytwarzających żelazo DRI. Produkcja żelaza bezpośrednio zredukowanego

13
pozwala dopasować się do rynku rudy żelaza oraz chroni wytwórców przed
wahaniami i niestabilnością rynku złomu stalowego. Dzięki takiemu działaniu
wytwarzanie żelaza gąbczastego może otworzyć nowe rynki zbytu oraz usprawnić
proces produkcji stali pod względem efektywności produkcji, redukcji kosztów
wytwórczych, jak również jakości gotowego produktu. Wykorzystanie gazu łup-
kowego w produkcji DRI może mieć znaczące konsekwencje dla łańcucha dostaw
oraz rozwoju całego przemysłu metalurgicznego [17]. Trend z zastosowaniem gazu
łupkowego w produkcji DRI najsilniej rozwija się USA i Kanadzie. Inne kraje
również posiadają duże zasoby tego surowca energetycznego – tabela 4, ale by go
wykorzystywać, nie tylko w metalurgii, muszą zostać wprowadzone pewne
rozporządzenia i dyrektywy.
Tabela 4. Wybrane światowe zasoby gazu łupkowego (bilion m3
) [18]
Kraj Złoża gazu
Chiny 36,1
USA 24,4
Argentyna 21,9
Meksyk 19,3
Republika Południowej Afryki 13,7
Australia 11,6
Kanada 11,0
Libia 8,2
Algieria 6,5
Brazylia 6,4
Polska 5,3
Francja 5,1
Norwegia 2,4
Ukraina 1,2
Wielu producentów żelaza DRI przeprowadza obecnie remonty pieców
szybowych i wykonuje różnego rodzaju rozbudowy, które mają na celu
zwiększenie rocznej zdolności produkcyjnej o dodatkowe 20 milionów ton.
Pomimo, iż większość zakładów ma zaplanowane uruchomienie linii
produkcyjnych po modernizacji w 2013 roku, to jest zauważalne, że w przypadku
niektórych inwestycji utrzymanie planowanego harmonogramu będzie niemożliwe.
Czynniki ekonomiczne i polityczne w skali globalnej mogą spowolnić realizację
wielu projektów, dlatego też zmodernizowane zakłady rozpoczną realizację swoich
działań dopiero w latach późniejszych. Wytwórcy DRI przewidują silny wzrost
produkcji żelaza gąbczastego na świecie pomiędzy rokiem 2025÷2030 do poziomu
200 mln ton DRI rocznie. Prognoza produkcji dla żelaza gąbczastego została
opracowana na podstawie analizy kluczowych czynników: niedoborów złomu
stalowego, rosnącego popytu na stal, rozwoju technologii EAF oraz spadających
cen gazu. Wzrost znaczenia gazu łupkowego w wytwarzaniu DRI wpłynie zna-
cząco na zwiększenie produkcji stali w EAF, do prognozowanego poziomu 360 Mt
w 2030 r. Ponadto wszystkie działania intensyfikujące produkcję stali metodami

14
tradycyjnymi bądź przy wykorzystaniu nowych technologii należy dalej
rozwijać [5, 18].
Na rysunku 7 przedstawiono mapę ze szlakami dystrybucji DRI (HBI i CDRI)
na świecie. Mapa wskazuje główne szlaki handlowe dla produktów DRI wraz
z kierunkami transportu żelaza gąbczastego w latach 2010÷2012. Szerokość każdej
strzałki wskazuje na znaczenie kierunku dystrybucji DRI. Mapa została
sporządzona na podstawie danych Biura Statystyk Żelaza i Stali (Londyn) oraz
Międzynarodowego Stowarzyszenia Żelaza Metalicznego (UK). Rynki docelowe
żelaza bezpośrednio zredukowanego zostały ujęte w postaci głównych obszarów,
wśród których znajdują się: Ameryka Północna, Ameryka Południowa, Morze
Śródziemne, Europa Zachodnia, Europa Wschodnia, Indie oraz Azja Południowo-
Wschodnia i Wschodnia Azja (Chiny, Japonia, Korea i Tajwan) [5].
Rys. 7. Główne szlaki transportowe w międzynarodowym handlu DRI
w latach 2010÷2012 [5]
Mapa z rysunku 7 przedstawia ogólny handel międzynarodowy DRI oraz jego
ścieżki transportu, obejmując ponad połowę wytworzonego żelaza gąbczastego. Na
wykresie nie została uwzględniona wymiana międzynarodowa oraz krajowa
o niskiej wartości. Największymi dostawcami są Wenezuela z uśrednioną
wartością około 4,3 mln ton rocznie w okresie trzech ostatnich lat oraz Rosja
z transportem wynoszącym średnio 2,1 mln ton. W przypadku Federacji Rosyjskiej
około 300 tys. ton DRI zostało przetransportowane drogą lądową – kolej lub
transport kołowy. Największymi obszarami odbioru żelaza gąbczastego była
Ameryka Północna z ilością ponad 2,4 mln ton rocznie oraz kraje Azji Wschodniej
około 2,0 mln ton [5].
Pomimo, iż światowa produkcja CDRI (Cold Direct Reduction Iron) jest
o około ośmiu razy większa od produkcji HBI (Hot Briquetted Iron), to jednak
przez Pacyfik do hut jako materiał wsadowy w 90% jest transportowane żelazo
HBI. Jest to związane z mniej restrykcyjnymi przepisami związanymi
z transportem niż w przypadku wysyłania żelaza CDRI. Natomiast duże ilości
CDRI, które w znacznej części pochodzą z Wenezueli i trafiają do Ameryki
Północnej, są transportowane na krótkich odległościach w obrębie najbliższego

15
rejonu lub niekiedy zakładu produkcyjnego. Model bliskiego transportu CDRI jest
najbardziej widoczny w Indiach, gdzie około 5÷6 mln ton rocznie żelaza jest
dostarczane ciężarówkami z pieców obrotowych do przetopienia. Międzynarodowy
handel obejmuje rocznie ponad 60 mld tono-kilometrów, a blisko 80% tej ilości
stanowi żelazo HBI, głównie z uwagi na lepsze preferencje transportowe [5]. Na
rysunku 8 zostały wskazane huty stosujące w produkcji stali EAF oraz jednostki
wykorzystujące dodatkowo w procesach produkcji DRI. Najwięcej takich
zakładów jest zlokalizowanych w Ameryce Północnej oraz w krajach rejonu
Bliskiego Wschodu oraz w Afryce.
Rys. 8. Rozmieszczenie stalowni EAF stosujących w produkcji stali DRI [19]
Techniki wytwarzania stali surowej z rudy żelaza wykorzystują redukcję
tlenku żelaza za pomocą węgla, powodując emisję dwutlenku węgla (CO2) jako
produktu ubocznego procesu. Stal jest wytwarzana w konwertorach tlenowych
(Basic Oxygen Furnace – BOF), w piecach z otwartym paleniskiem (Open Hearth
Furnaces – OHF) lub w elektrycznym piecu łukowym (EAF) przy zastosowaniu
bezpośrednio zredukowanego żelaza (DRI-EAF). Zakłady stosujące BOF emitują
między 1,8 do 3,0 t CO2 na tonę wyprodukowanej stali, instalacje DRI-EAF
emitują 2÷3 t CO2 na tonę stali przy zastosowaniu węgla i 0,7-1,2 t CO2/t stali przy
użyciu gazu ziemnego. Średnie wartości emisji CO2 na tonę produkowanej stali wg
rejonów świata jest następująca: Rosja – 6,1, Azja i Oceania – 2,1, Chiny – 1,7,
Unia Europejska – 1,3, Ameryka Środkowa i Południowa – 1,2, NAFTA (USA,
Kanada, Meksyk) – 1,1, Afryka i Bliski Wschód – 0,6 [20].

16
Podsumowanie
Produkcja żelaza bezpośrednio zredukowanego do procesów wytwarzania stali
w EAF wzrasta. Świadczy o tym zwiększenie jego produkcji od 2004 roku o 41%
do poziomu 70,9 tys. ton w roku 2012. Przyrost produkcji żelaza bezpośrednio
zredukowanego będzie konsekwentnie realizowane, co potwierdzają inwestycje
realizowane w krajach takich jak Indie, Iran, Rosja, Pakistan czy Bahrajn. W tych
państwach w ciągu najbliższych trzech lat powstaną nowe moduły do produkcji
DRI, HBI oraz HDRI o łącznej możliwości wytwórczej 13,5 Mt/rok. Ponadto rynki
obu Ameryk, Północnej i Południowej wykazują duży potencjał, który może nadal
przejawiać tendencję wzrostową w wyniku wykorzystania w produkcji DRI gazu
łupkowego. Pokłady gazu łupkowego na całym świecie są szacowane na około
187 bln m3
, złoża na obszarze Europy stanowią 17,6 bln m3
, a na terytorium Polski
około 5,3 bln m3
. Zmiana przepisów oraz wprowadzenie odpowiednich regulacji
prawnych może zwiększyć wykorzystanie tego energetycznego surowca
naturalnego również w metalurgii, w szczególności w produkcji DRI. Jednostki
stosujące technologie tj. Midrex oraz Hyl, które wykorzystują w procesach redukcji
gaz, zwielokrotnią produkcję DRI.
Takie działania pozwolą na intensyfikację produkcji żelaza gąbczastego, co
umożliwi także otwarcie się nowych rynków zbytu i usprawni proces wytwarzania
stali pod względem efektywności produkcji, redukcji kosztów wytwórczych jak
również jakości gotowego produktu. Rosnące koszty energii elektrycznej, rudy
żelaza, surowców energetycznych (gazu ziemnego i węgla) negatywnie wpływają
na rozwój przemysłu metalurgicznego, powodują ograniczenia w produkcji, które
mają swoje dalsze konsekwencje ekonomiczne. Produkcja DRI chroni huty przed
niestabilną sytuacją na rynku złomu stalowego. Główną zaletą stosowania w hut-
nictwie DRI jest ograniczenie emisji do atmosfery CO2 i mniejsza powierzchnia
zakładów, w wyniku eliminacji wydziału koksowni i spiekalni. Jednostki stosujące
DRI-EAF emitują w cyklu produkcyjnym około 2÷3 t CO2/t stali przy użyciu
węgla oraz 0,7÷1,2 t CO2/t stali przy zastosowaniu gazu ziemnego. Korzyści dla
środowiska naturalnego związane ze stosowania żelaza DRI w elektrycznych
piecach łukowych są znaczne, dlatego też wprowadzane zmiany prawne oraz
dyrektywy środowiskowe powinny w jak najmniejszym stopniu hamować
wzrostowy trend w produkcji DRI, jak również samej stali.
Literatura
1. Direct reduction of iron ore using natural gas, Department of Petroleum Engineering and Applied
Geophysics, Norges Teknisk-Naturvitenskapelige Universitet (NTNU), Trondheim November
2011.
2. http://metallics.org.uk/dri/ (10.05.2014).
3. Atsushi M., Uemura H., Sakaguchi T.: MIDREX® Processes, Plant Engineering Department, Iron
Unit Division, Natural Resources & Engineering Business. Kobelco Technology Review,
December 2010.
4. http://metallics.org.uk/hbi/ (10.05.2014).
5. 2012 World Direct Reduction Statistics. World Steel Dynamics, Englewood Cliffs, New Jersey,
U.S.A. June 2013.

17
6. Steel Statistical Yearbook 2013. World Steel Association, World Steel Committee on Economic
Studies – Brussels 2013.
7. Direct reduced iron production, 2000÷2009. World Steel Association.
8. Steel Statistical Yearbook 2007. International Iron & Steel Institute, IISI Committee on Economic
Studies – Brussels 2007.
9. Opracowanie własne na podstawie Steel Statistical Yearbook 2013. World Steel Association,
World Steel Committee on Economic Studies – Brussels, 2013.
10. http://ietd.iipnetwork.org/content/direct-reduced-iron (10.05.2014).
11. Gojić M., Kožuh S.: Development of Direct Reduction Processes and Smelting Reduction
Processes for the Steel Production. Faculty of Metallurgy, University of Zagreb, Kem. Ind. 55 (1)
/2006, s. 1÷10.
12. Shaft Furnace Technologies Solutions for Steelmakers. Midrex Technologies INC, Charlotte, NC,
USA.
13. The MIDREX® Process.The world’s most reliable and productive Direct Reduction Technology,
Midrex Technologies INC, Charlotte, NC, USA, November 2012.
14. http://ietd.iipnetwork.org/content/midrex%C2%A9-process (10.05.2014).
15. Markotić A., Dolić N., Trujić V.: State of the direct reduction and reduction smelting processes.
Journal of Mining and Metallurgy, 38 (3÷4)/2002, s. 123÷141.
16. http://www.heattreatconsortium.com/MetalsAdvisor/iron_and_steel/process_descriptions/raw_me
tals_preparation/ironmaking/direct_reduction/ironmaking_direct_reduction_process_desscription.
htm (10.05.2014).
17. DRI and Mini-mills Conference. September 10÷11, 2013, American Metal Market and Metal
Bulletin Events, New Orleans, LA.
18. Iron ore and DRI – An old and new conference topic. Steel Times International, Redhill, Surrey,
UK, September 2013.
19. SIMETAL EAF FAST DRI The future of DRI melting, Siemens VAI Metals Technologies
GmbH. Willstätt-Legelshurst, Germany 2012.
20. Steel. International Carbon Flows, London 2011.

ТЕРМОДИНАМИЧЕСКИЙ МЕТОД
ПРЕДСКАЗАНИЯ СОДЕРЖАНИЯ АЗОТА,
ИСКЛЮЧАЮЩЕГО ОБРАЗОВАНИЕ
ПУЗЫРЕЙ В АЗОТИСТЫХ СТАЛЯХ
THERMODYNAMIC METHOD
OF A PREDICTION OF THE CONTENT
OF THE NITROGEN EXCLUDING FORMATION
OF BUBBLES IN NITROGEN STEELS
В.Е. Баженова
, А.Г. Свяжина
, Л.М. Капуткинаа
, Е. Сивкаб
, В.Э. Киндопа
а
Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС"
б
Ченстоховский технический университет, Польша
Abstract
Formation of bubbles and porosity in high nitrogen steel is heterogeneous process limited with
the desorption rate of nitrogen from the liquid metal surface to form a bubble. The concentration of
nitrogen in steel ensuring that during equilibrium crystallization the concentration of nitrogen in
residual liquid under each temperature doesn't exceed its solubility in liquid with such composition
under defined pressure is reasonable to calculate with Thermo-Calc program as critical concentration.
Then the calculated value should be further detailed in practice under the certain steel solidification
conditions.
Введение
Азот в нормальном состоянии является газом. Этим он отличается от
других легирующих элементов. Растворимость азота в жидком металле,  и 
фазах существенно различна. Поэтому одной из технологических проблем
при легировании жидкой стали азотом является выделение азота в газовую
фазу при затвердевании стали и образовании азотных пузырей и пористости
в слитке. Для получения требуемых структуры и свойств необходимо
увеличивать содержание азота в стали. С другой стороны, чтобы получить
плотный, без пузырей и пор слиток, необходимо содержание азота в стали
уменьшать. Поэтому не полностью реализуются возможности азота, как
легирующего элемента.
В предыдущих работах [1÷3] изучено образование пузырей при
затвердевании чистого железа, сталей Cr18Ni10 и C0,13Cr13 с различным
содержанием поверхностно активных элементов (ПАЭ) кислорода и серы.
Было установлено, что образование азотных пузырей при затвердевании
стали зависит от степени пересыщения азотом, от содержания в стали ПАЭ,

19
от общего давления при затвердевании и от скорости охлаждения. Наиболее
сильное влияние наряду с величиной пересыщения на образование азотных
пузырей оказывает содержание ПАЭ в металле. Следовательно количество
пузырей в слитке определяется не скоростью образования зародышей,
а скоростью выделения азота в образовавшийся зародыш, то есть скоростью
роста пузырей, которая сильно зависит от содержания ПАЭ и температуры.
При малой скорости выделения азота зародыши не получают развития и,
либо исчезают, либо переходят в твердый металл и при последующей
термодеформационной обработке металла завариваются. Сильное влияние
ПАЭ и сравнительно низкие температуры при затвердевании стали
показывают, что в данном случае рост пузырей азота лимитируется
скоростью химической поверхностной реакции десорбции, а не массо-
переносом. Было также установлено, что в то время как при легировании из
газовой фазы или путем присадки азотированных лигатур содержание азота
в жидкой стали определяется парциальным давлением азота, то при
затвердевании стали рост пузыря определяется не парциальным давлением
азота, а общим давлением в системе.
Прогнозирования критической концентрации азота
Термодинамическое равновесие пузырька газа с окружающей жидкостью
выражается уравнением (1):
r
gh
p
p g /
2
 

 (1)
где: p, pg, ρgh, 2σ/r – давление газа в пузырьке, давление газовой фазы над
поверхностью жидкости, гидростатическое и капиллярное давление
соответственно.
Это же уравнение обычно применяется для количественного определения
критической концентрации азота (Nk) или критического давления азота (pk)
при образовании пор [4, 5]. Однако для количественной оценки вероятности
или условий образования пор уравнение (1) непригодно по следующим
причинам: 1) образование зародышей газовой фазы с границей раздела газ-
жидкий металл – это задача кинетическая, из ее решения можно было бы
получить оценку размеров зародышей, но такие оценки для высоко-
температурных металлов неизвестны; 2) поверхностное натяжение такого
малого объекта может существенно отличаться от известных значений,
полученных из измерений на макрообъектах с поверхностью большой
кривизны, поэтому и выражение для капиллярного давления также может
быть другим. Можно также величину 2σ/r трактовать как некий эмпири-
ческий параметр, определить его из измерений Nk и pk и затем, подставив
в уравнение (1) измеренные значения pk, pg и ρgh, определить величину 2σ/r.
Анализ и обобщение значений 2σ/r для различных сталей и различных
условий затвердевания позволит получить информацию о порядке величин σ
и r и повысить точность численных методов прогноза Nk и pk.

20
Определению критической концентрации азота Nk или критического
давления азота pk при образовании пузырька посвящен ряд исследований
[4÷7]. Например в работе [4] с использованием программы Thermo-Calc
рассчитаны средний состав жидкой фазы при затвердевании нержавеющей
стали и равновесное с ней давление азота. pk определено из уравнения (1),
причем не указано, каким образом определены параметры зародыша газовой
фазы σ и r в уравнении (1). В работе [6] выполнено численное моделирование
локального состава остаточной жидкости в процессе затвердевания с исполь-
зованием теории фильтрации в пористой среде. Критическое давление азота
в пузырьке оценено также с использованием уравнения (1). В работе [7]
численным моделированием также с использованием теории фильтрации
в пористой среде определен состав жидкой фазы между дендритами и давле-
ние азота в зарождающемся пузырьке (по теории гомогенного зарождения)
с использованием уравнения (1). При этом в качестве r принимали
измеренную величину дендритного параметра d2. Недостатком этих работ
является то, что расчет состава жидкой фазы при затвердевании стали
неизбежно связан с рядом допущений, поэтому точность получаемых
результатов невелика. Кроме того уже отмечалось, что уравнение (1) для
априорных количественных оценок непригодно. Для определения Nk нужна
более определенная теоретическая основа. В настоящее время наиболее
точные результаты могут быть получены на основе термодинамики, так как
для большого числа сплавов накоплена достаточно полная база
экспериментальных данных и разработаны вычислительные процедуры
решения систем термодинамических уравнений. Термодинамические расчеты
дают изменение среднего состава жидкой и твердой фаз в процессе
равновесной кристаллизации, то есть не учитывают обогащение
диффузионного пограничного слоя азотом и другими элементами перед
фронтом кристаллизации. Этот недостаток можно учесть эмпирическим
коэффициентом. Во всяком случае такой сравнительно простой способ
позволит получить достаточно точную предварительную оценку величины
Nk, которую затем можно уточнить экспериментально при соответствующих
условиях затвердевания.
Основанием для определения Nk должно быть выполнение в течение
всего времени затвердевания следующего условия:
    Ptot
eq
L
T
L N
N ,
,
,  (2)
где: [N]L,T – содержание азота в остаточной жидкости при температуре Т;
[N]L,eq,Ptot – равновесное с общим давлением в системе содержание азота
в жидком металле при той же температуре Т.
С помощью программы Thermo-Calc была рассмотрена равновесная
и неравновесная кристаллизация нескольких легированных азотом сталей,
представленных в таблице 1. Использовали термодинамическую базу TCFE6.
Содержания азота, при которых в этих сталях экспериментально обнаружены
азотные пузыри, в таблице 1 выделены жирным шрифтом.

21
Таблица 1 – Составы сталей для расчёта, % масс.
Alloy Fe C Cr Mn Ni Mo Si N
Cr18Mn18 [9 ] Bal. 0,12 18,0 18,0 – – – 0,4; 0,5; 0,6; 0,7; 0,8
Cr16Mn9Ni3 [4 ] Bal. 0,02 16,0 9,00 3,00 – 0,5 0,15; 0,19; 0,20; 0,21
Cr16Mn18Mo2 [8 ]* Bal. 0,02 16,0 18,0 0,02 2,00 0,2 0,68; 0,74; 0,9
Cr16Mn0.4Mo1 [8 ] Bal. 0,30 16,0 0,40 0,25 1,00 0,80 0,12; 0,14; 0,15
Cr16Mn11Ni2.8 [4 ] Bal. 0,02 16,0 11,00 2,80 – 0,5 0,19; 0,24; 0,25; 0,26
*Величины получены при давлении 2 атм.
В соответствии с диаграммой Шеффлера (рис. 1) данные стали относятся
в основном к аустенитному классу. Эквиваленты по хрому и никелю
вычисляли по уравнениям (3) и (4).
Рис. 1. Структурные классы исследуемых сталей в соответствии
с диаграммой Шеффлера
1 5 0 5 0 9
eq
Cr %Cr %Mo , %Si , %W , %Nb
     
4 4 1 5 0 9
%Al %Ti , %V , %Ta
    (3)
30 18 0 5 0 3
eq
Ni %Ni %C %N , %Mn , %Co
     
0 2 0 2
, %Cu , %Al
  (4)
На рис. 2 представлено политермическое сечение диаграммы
Fe-0,12C-18Cr-18Mn-N. Для стали с начальным содержанием азота 0,4%
равновесная кристаллизация проходит в следующей последовательности
L+δ→L+δ+γ. Стали, содержащие 0,5÷0,6%N, попадают в фазовые области,
где одновременно с кристаллизацией идёт процесс выделения азота (N2+L+δ
и N2+L+δ+γ). В сталях, содержащих 0,7÷0,8%N, ещё до начала
кристаллизации происходит выделение газа, так как они попадают в область
(N2+L). На рисунке 3 представлено содержание азота в фазах при
равновесной кристаллизации стали Cr18Mn18 при pN2= 1 atm. Кристаллы
δ – фазы выделяются с практически неизменным, меньшим чем в жидкости,
содержанием азота. Остающаяся жидкость интенсивно обогащается азотом.

22
Условие (2) выполняется только при начальном содержании азота 0,4%. При
начальном содержании в стали азота 0,5 и 0,6% фактическое содержание
азота в жидкой фазе превышает его равновесную растворимость (обозначена
жирной штрихпунктирной линией) при общем давлении 1 атм, азот при этом
выделяется в виде газа. Количество азота выделяющееся в газовую фазу,
показано на рисунке 4. В конце затвердевания в связи с появлением γ – фазы
с высокой растворимостью азота, содержание азота в жидкой фазе меньше
его предельной растворимости (рис. 3). Соответственно уменьшается доля
газовой фазы (рис. 4). Таким образом из рис. 3 и 4 следует, что в данном
случае Nk ≤ 0,50%, что не согласуется с практикой. Даже в промышленных
слитках стали Cr18Mn18 допускается содержание азота 0,60% [9, 10].
В данном случае необходимо вводить к расчетному значению поправочный
коэффициент 1,2.
Рис. 2. Политермическое сечение диаграммы Fe-0,12C-18Cr-18Mn-N
Рис. 3. Содержание азота в фазах при равновесной кристаллизации
стали Cr18Mn18 при pN2 = 1 atm

23
Аналогичным образом были рассчитаны предельные содержания азота
при равновесной кристаллизации, выше которых начинает выделяться
газовая фаза, для других сталей из таблицы 1.
В стали Cr16Mn9Ni3 (рис. 5÷7), находящейся в двухфазной области
А + М на диаграмме Шеффлера, выделение газовой фазы экспериментально
обнаружено при содержании азота 0,2%, что достаточно близко к расчётному
значению, равному Nk = 0,19%. В данном случае введение поправочного
коэффициента не требуется.
Рис. 4. Массовая доля N2, выделяющегося в газовую фазу при равновесной
кристаллизации стали Cr18Mn18 при pN2 = 1 atm
Рис. 5. Политермическое сечение диаграммы Fe-0,02C-16Cr-9Mn-3Ni-0,5Si-N

24
Рис. 6. Содержание азота в фазах при равновесной кристаллизации стали
Cr16Mn9Ni3 при pN2 = 1 atm
кристаллизации стали Cr16Mn9Ni3 при pN2 = 1 atm
Результаты расчётов для стали Cr16Mn11Ni2,8 представлены на
рис. 8÷10. Из таблицы 1 видно, что выделение газовой фазы наблюдается при
содержании азота 0,25%, что практически совпадает с расчётным значением
Nk = 0,26%. Так как содержание азота при котором происходит переход от
кристаллизации без и с газовыми пузырями находится в интервале
0,24÷0,25% можно сказать что значение поправочного коэффициента здесь
практически равно единице.

25
Рис. 8. Политермическое сечение диаграммы Fe-0,02C-16Cr-11Mn-2,8Ni-0,5Si-N
при pN2 = 1 atm
Рис. 9. Содержание азота в фазах при равновесной кристаллизации
стали Cr16Mn11Ni2,8 при pN2 = 1 atm
Расчётные и экспериментальные результаты сопоставлены на рисунке 11.
Видна хорошая сходимость результатов при малых содержаниях и значи-
тельно меньшая при высоких содержаниях азота в сталях. В большинстве
случаев экспериментальное значение Nk, выше, чем расчётное.
На рис. 12, а представлено изменение содержания азота в фазах при
равновесной и неравновесной (по модели Шейла в Thermo-Calc версии
TCW5) кристаллизации стали 18Cr18Mn при начальном содержании азота
0,6%. Чёрными линиями обозначены равновесные значения, а серыми
неравновесные. При неравновесной кристаллизации наблюдается такая же
последовательность фазовых превращений, что и при равновесной

26
кристаллизации. Видно, что при равновесной кристаллизации количество
азота (массовая доля N2), выделившееся в газовую фазу больше, чем при
неравновесной, 0,0014 и 0,0009 соответственно. Однако, учитывая
погрешность вычислений различие это несущественно, критическую
концентрацию можно считать по обеим моделям. Равновесный расчет
представляется более надежным, так как не требует каких либо допущений.
Окончательный результат в любом случае должен быть уточнен на практике.
кристаллизации стали Cr16Mn11Ni2,8 при pN2 = 1 atm
Рис. 11. Сравнение экспериментальных и расчётных значений Nk в сталях,
представленных в таблице 1. Экспериментальные данные: светлая точка – нет пор,
темная точка – есть поры

27
a)
b)
Рис. 12. Содержание азота в фазах L и γ при кристаллизации стали Cr18Mn18
с содержанием азота 0,6%: (а) – при равновесной кристаллизации
и (b) – при неравновесной
Заключение
Образование пузырей и пор в нержавеющих сталях, легированных
азотом, происходит гетерогенно и не лимитируется стадией их зарождения.
Процесс образования и количество пузырей лимитирует скорость роста
пузырей, которая контролируется скоростью химической реакции десорбции
азота с поверхности жидкого металла в пузырь. Степень пересыщения
жидкого металла азотом во время затвердевания стали определяется не
парциальным давлением азота, а общим давлением в системе в этот период.
При скоростях охлаждения, существующих при выплавке азотистых
и высокоазотистых сталей, возможны лишь небольшие пересыщения. Это

28
дает основание для применения термодинамических методов, например
программы Thermo-Calc для оценки критической концентрации азота. Затем
полученную величину необходимо уточнить на практике для конкретных
условий затвердевания стали.
Литература
1. Svyazhin A.G., Siwka J., Skuza Z.: Formation of bubbles in crystallization of high-nitrogen iron
alloys. Metal Science and Heat Treatment, t. 42, nr 11÷12: 2000, s. 467.
2. Svyazhin A.G., Siwka J., Skuza Z., Prokoshkina V.G., Kaputkina L.M.: Crystallization, the cast
structure, and the formation of gas blowholes in high nitrogen steels, and alloys. Inżynieria
Materiałowa 5, 2001, s. 884.
3. Svyazhin A.G., Siwka J., Skuza Z., Prokoshkina V.G., Kaputkina L.M.:Crystallization, cast
struсture and bubble formation in the high-nitrogen steels. Trans. Indian Inst. Metals 4, 2002,
s. 183.
4. Yang S.-H., Lee Z.-H.: A method for predicting nitrogen gas pores in nitrogen alloying stainless
steels. J. Materials Science Eng., A 417, 2006, s. 307.
5. Feichtinger H.K., Stein G.: Melting of High Nitrogen Steels. In: Hanninen H.; Herzman S.,
Romu J. (Edits.): Proceed. 5th Int. Conf. High Nitrogen Steels, Espoo Finland-Stockholm Sweden
1998, s. 261.
6. Arola R., Wendt J., Kivineva V.: Gas porosity defects in duplex stainless steel castings. In:
Hanninen H.; Herzman S., Romu J. (Edits.): Proceed. 5th Int. Conf. High Nitrogen Steels, Espoo
Finland-Stockholm Sweden 1998, s. 297.
7. Rudolfi M.R., Tassa O.: Formation of nitrogen bubbles during the solidification of 16÷18% Cr
high nitrogen austenitic stainless steels. J. Intermetallics, 11, 2003, s.1335.
8. Sugiyama T., Suzuki T., Shibata T., Mori H.: Process technology for high nitrogen steel
production by pressurized induction furnace. In: Proceed. 2nd Int. Cong. Science and Technology
of Steelmaking, IOM Communications, London 2001, s. 437.
9. Kolpishon E.Y., Utochkin Y.I., Ivanova M.V.: HNS product quality and technology of their
manufacturing. In: Akdut N.; De Cooman B.C., Foct J. (Edtrs.): Proceed. 7th Intern. Conf. High
Nitrogen Steels 2004, GRIPS media, Bad Harzburg, 2004, s. 591.
10. Fluch R., Saller G., Eglsaer S., Aigner H.: A new cold worked superaustenitic stainless steel for
application in the oilfield industry. In: Dong H., Su J., Speidel M.O. (Edtrs.): Proceed. 9th Intern.
Conf. on High Nitrogen Steels 2006, Metallurg. Soc. Press, Beijing (China), 2006, s. 290.

ФОРМИРОВАНИЕ ОПТИМАЛЬНОЙ
МИКРОСТРУКТУРЫ КАТАНКИ
ПРИ ЕЕ ОХЛАЖДЕНИИ
GENERATING
AN OPTIMAL MICROSTRUCTURE
OF WIRE ROD WHEN IT COOLS
Ю.С. Пройдак, Л.В. Камкина, Хенрих Дыя, С.В. Пройдак, Я.В. Стовба
Национальная металлургическая академия Украины, кафедра теории
металлургических процессов и общей химии.
Abstract
Performed modeling studies of the effect of cooling conditions rod at its microstructure, and
determined that the temperature rise of wire rod at laying head promotes to formation of a more
dispersed structure of the metal.
На современном этапе развития прокатного производства одной из ос-
новных задач при производстве катанки является получение более высокого
уровня регламентированных механических свойств. Это обусловлено
снижением металлоемкости изделий при дальнейшей переработке катанки
без снижения прочностных и пластических свойств. Катанка должна иметь
постоянный хим. состав и однородную структуру по всей длине.
Необходимая структура и механические свойстваоцениваются по
следующим критериям: величина зерна, дисперсность, пластичность,
прочность. Это связано с повышением технологичности последующей
переработки катанки, что снижает издержки, себестоимость у метизных
предприятий и повышает спрос на данный вид продукции у производителей
катанки, тем самым обеспечивается более высокая конкурентоспособность
в условиях рыночной экономики.
Одной из важных характеристик полученной катанки является ее
микроструктура, к которой предъявляется ряд требований: высокая
дисперсность, отсутсвие неметаллических включений и ликваций, которые
способствуют образованию мартенситных участков. При производстве
катанки необходимо обеспечивать высокий уровень качества одновременно
по нескольким показателям, и порой внедрения мероприятий по улучшению
одного показателя негативно отражается на других показателях. Авторы [1]
утверждают что повышение дисперсности перлита катанки приоритетнее
увеличения вторичной окалины или глубины обезуглероживания.
Известно, что на состав, форму и дисперсность структуры металла
катанки существенно влияют режимы охлаждения. В этой связи выполнены

30
модельные исследования влияния условий охлаждения катанки на ее
микроструктуру. Для моделирования разной температуры начала охлаждения
катанки (температура на виткоукладчике) уже готовую катанку медленно
нагревали в муфельной печи до различной температуры и выдерживали
в течение 10 минут для усреднения температуры по сечению. После нагрева
образцы охлаждали в потоке воздуха, создаваемого вентилятором.
Температура нагрева составляла: 900С, 1000С, 1100С и 1200С для групп
образцов маркированных № 1÷4, соответственно. Микроструктура
полученных образцов представлена на рисунке 1.

а) б)

в) г)
Рис. 1. Микроструктура катанки охлажденной от температур:
а – 900°С, б – 1000°С, в – 1100°С, г – 1200°С
Выявлено, что повышение температуры начала охлаждения катанки
приводит к увеличению размера основных структурных составляющих
и некоторому огрублению структуры в целом и увеличению размера зерна.
В структуре образца нагретого до максимальной температуры наблюдается
появление участков с зернистой структурой.
Характерные участки микроструктуры катанки при большем увеличении
показаны на рисунке 2. Существенных различий в тонкой структуре металла
не наблюдается, однако с увеличением температуры начала охлаждения
дисперсность перлита увеличивается, а расстояние между пластинами
цементита уменьшается. Следует отметить, что микроструктура металла
четвертого образца по месту «зернистой» составляющей отличается
повышенной травимостью, о чем свидетельствует большая высота гребней
цементита.

31
Участки повышенной травимости, обычно являются более напря-
женными и, следовательно более хрупкими, что может вести к ухудшению
пластических свойств катанки в целом. В то же время, следует учитывать, что
в модельном эксперименте достижение более высокой температуры требует
большего времени пребывания образца в печи. Эффект может быть связан
и с перекристаллизацией при высокотемпературной выдержке.
а) б)
в) г)
Рис. 2. Микроструктура катанки охлажденной от температур:
а – 900°С, б – 1000°С, в – 1100°С, г – 1200°С
Рис. 3. Микроструктура в «зернистых» участках образца № 4
(температура начала охлаждения 1200°С)

32
Результаты модельных экспериментов позволяют сделать взвод о том,
что увеличение температуры катанки на виткоукладчике способствует
образованию более дисперсной структуры металла. Однако, при температуре
1000÷1100 (1150)С наблюдается образование визуально хрупких структур,
что свидетельствует о необходимости определение оптимального интервала
температур для формирования требуемой структуры.
Литература
1. Парусов В.В.: Научные и технологические аспекты производства высококачественной
катанки. В.В. Парусов, О.В. Парусов, И.Н. Чуйко, А.Б. Сычков, Металлургическая
и горнорудная промышленность, № 2, 2010, c. 139÷145.

WARUNKI WYZNACZANIA
CHARAKTERYSTYK RTD
W KADZIACH POŚREDNICH PROCESU COS
CONDITIONS OF DETERMINIG
THE CHARACTERISTICS OF THE RTD
IN CONTINUOUS CASTING TUNDISHES
Jan Jowsa
Politechnika Częstochowska, Wydział Inżynierii Produkcji i Technologii
Materiałów, Katedra Ekstrakcji i Recyrkulacji Materiałów
Abstract
Liquid steel flow in continuous casting tundishes has been recognized to be of great importance
in the quality of the products. The present work concerns the analysis of the experimental and
numerical Residence Time Distribution curves (RTD) obtained in water model and an industrial
tundish. Fluid flow phenomena in tundish has been generally studied via the pulse and step tracer
addition technique and by estimating the various residence time distribution (RTD) parameters.
Wstęp
Stalownicze kadzie pośrednie stosowane w procesach ciągłego odlewania stali
charakteryzują się różnymi konfiguracjami geometrycznymi oraz pojemnością stali
w zależności od rodzaju i ilości równoczesnego odlewania wlewków ciągłych.
Obiekty tego rodzaju w procesie odlewania stali powinny spełniać wymogi dla
niezakłóconego transportu stali z kadzi głównej do krystalizatora oraz
gwarantować najwyższe warunki termiczne i hydrodynamiczne. Spełnienie tych
warunków wymaga, już na etapie projektowania kadzi, rozważenia stosowania
dodatkowego ”uzbrojenia” obiektu o elementy tego rodzaju, jak: progi, przegrody,
regulatory turbulencji oraz pokrywy kadzi. Dla optymalizacji „geometrii roboczej”
kadzi pośrednich prowadzi się różne badania, jedynak najistotniejsze polegają na
określeniu charakterystyk czasu przebywania stali, nazywanych w skrócie RTD
(Residence Time Distribution). Charakterystyka RTD urządzenia przepływowego
jest probabilistyczną funkcją rozkładu, która opisuje jak długi okres czasu spędza
element płynu wewnątrz kadzi, nim ją opuści. Element płynu oznacza tak
niewielką objętość płynu, w której można wyznaczyć takie własności płynu, jak na
przykład: stężenie składnika rozpuszczonego lub przewodność właściwą płynu.
Funkcja RTD daje informację o procesie makro-mieszania, natomiast nic nie mówi
o procesie na poziomie mikro-mieszania. W zasadzie rozróżniamy dwa rodzaje
funkcji RTD, które różnią się tym, że sygnał podawany (znacznik) na wejściu do
urządzenia ma charakter impulsowy (pulse) lub skokowy ciągły (step). Odpowiedź

34
rejestrowaną na wylocie urządzenia, na zadany na wejściu sygnał, nazywamy
w pierwszym przypadku funkcją (krzywą) E, a w drugim przypadku funkcją
(krzywą) F. Otrzymane charakterystyki mogą być poddawane normalizacji, ze
względu na stężenie znacznika, jak i czas pomiaru, wtedy otrzymujemy tzw.
charakterystyki bezwymiarowe. Charakterystyki bezwymiarowe RTD mogą służyć
do porównywania różnych reaktorów pod względem geometrii i ich wyposażenia.
Szczegółową interpretację i definicje matematyczne tych charakterystyk można
znaleźć w pracy [1]. Otrzymane rozkłady RTD dla rzeczywistych obiektów mogą
być porównywane z rozkładami dla dwóch idealnych reaktorów przepływowych,
a mianowicie rektorem z przepływem tłokowym PFR (Plug Flow Reactor)
i reaktorem z całkowitym (ideal mixing) wymieszaniem CSTR (Continuous Stirred
Tank Reactor). Na tej podstawie można wyznaczać udziały objętości przepływu
tłokowego, idealnego mieszania, przepływu stagnacyjnego (dead flow) w badanym
urządzeniu oraz ocenić możliwość wystąpienia przepływu „baypasowego”.
Przykładowe charakterystyki w postaci krzywych E dla rzeczywistych rektorów
przepływowych, a wyraźnie odbiegających od charakterystyki rektora CSTR
przedstawia rysunek 1.
a) b)
Rys. 1. Charakterystyki RTD (krzywa E) dla przypadku dwóch reaktorów wykazujących
znaczny udział przepływu: a) martwego (dead flow) i b) przepływu baypasowego
(bypassing flow)
Pomiędzy funkcją F(t), nazywaną ze względu na swój charakter kumulacyjną
funkcją rozkładu (cumulative distribution function), a funkcją E(t) zachodzi ścisły
związek:
dt
)
t
(
dF
)
t
(
E
lub
dt
)
t
(
E
)
t
(
F
t
0

  (1)
co można zilustrować nastepujaco jak na rysunku 1.
Niekiedy dla określenia strefy przejściowej przy odlewaniu wlewków ciągłych
z użyciem kadzi pośredniej (ze względu na wygodę pomiaru eksperymentalnego)
wyznaczamy tzw. funkcję wymywania (washout) W(t):





t
dt
)
t
(
E
)
t
(
F
1
)
t
(
W (2)
Korzystając z zebranych na podstawie pomiarów charakterystyk (E)
wyznaczany jest średni czas przebywania t płynu lub substancji w reaktorze:

35




0
dt
)
t
(
E
t
t (3)
w odróżnieniu tzw. przestrzennego średniego czasu przebywania (space time),
który określają objętość rektora (V) i objętościowe natężenie przepływu (v0)
Rys. 2. Zaleznosci pomiedzy krzywymi F i E
0
v
V

 (4)
Jeżeli w kadzi nie występują strefy martwe, ani też nie występuje tzw.
backmixing, a gęstość stali zmienia się nieznaczne, wtedy jedynie może zachodzić
równość:
t

 (5)
Charakterystyki RTD można wyznaczać eksperymentalnie w laboratorium lub
w warunkach przemysłowych oraz w sposób rachunkowy prowadząc odpowiednie
symulacje komputerowe.
1. Eksperymentalne wyznaczanie charakterystyk RTD
Badania przemysłowe kadzi pośrednich w aspekcie wyznaczania
charakterystyk RTD są możliwe do realizacji, a w przypadku funkcji F lub W nie
nastręczają zbyt dużych trudności. Poprawną ich realizację daje się dokonać
poprzez takie dobranie dwóch kolejnych wytopów stali, które swoim składem
chemicznym różnią się istotnie i najlepiej, gdy dotyczy to takich składników, jak:
Cu lub Ni. Znacznie trudniej jest wyznaczyć krzywą typu E, ponieważ należy
dodać jednorazowo do stali bardzo niewielką ilość składnika (pierwiastka),
a później kontrolować zmianę składu chemicznego stali podczas odlewania jej do

36
krystalizatora, w ten sposób, aby wartości stężenia dodanego składnika były na
poziomie wyższym niż czułość aparatury analitycznej. Własne badania wykazały,
że można to uzyskać poprzez zastosowanie Ni w postaci tzw. płatków. Jednak
najbardziej odpowiednie to tego celu są badania z dodatkiem znacznika
radioaktywnego i następnie ciągłe mierzenie natężenia promieniowania stali na
wyjściu z kadzi.
W badaniach laboratoryjnych kadzi pośrednich stosujemy bardzo rzadko
obiekty w naturalnej wielkości, zazwyczaj są one w skali pomniejszonej, często 1:3
lub 1:4. Stal w badaniach zastępowana jest wodą, ze względu na to, że oba płyny
maja bardzo zbliżone lepkości kinematyczne (≈ 1,010–6
m2
s–1
). W badaniach
mogą być stosowane różne techniki do rejestracji zmiany własności wody pod
wpływem dodatku znacznika. Najczęściej są stosowane następujące techniki:
pomiar przewodności elektrycznej, pomiar PH, absorbcji optycznej (spektralnej),
fluorescencji i radioaktywności. Niezależnie od tego, czy badania obejmują
eksperymenty przemysłowe, czy też laboratoryjne, a także bez względu na
zastosowane techniki pomiarowe – wyznaczenie charakterystyk RTD wymaga
spełnienia szeregu warunków. Często w przypadku eksperymentów przemys-
łowych wszystkie warunki są trudne do spełnienia, jednak badania laboratoryjne
nie posiadają takich ograniczeń i dlatego tego typu pomiary powinny uwzględniać
kompletne wymogi stosowanej techniki pomiarowej. Prawidłowy pomiar
krzywych RTD (E, F i W) będzie zagwarantowany, gdy:
1) będzie utrzymywane w trakcie pomiaru stałe natężenie płynu oraz niezmienna
jego gęstość właściwa,
2) na wejściu i wyjściu badanego urządzenia daje się zachować płaskie profile
prędkości,
3) dodany znacznik nie zmodyfikuje charakterystycznych właściwości płynu
(gęstości, lepkości) ani też warunków hydrodynamicznych (ilość znacznika
w przypadku krzywej E powinna być silnie ograniczona),
4) wielkość odpowiedzi na sygnał znacznika ma liniowy charakter, czyli
wielkość sygnału odpowiedzi jest wprost proporcjonalna do ilości znacznika,
5) znacznik powinien być możliwie obojętny chemicznie, czyli nie reagować
w badanym środowisku,
6) znacznik nie powinien przywierać do ścian urządzenia, ani też adsorbować się
na nich, a także na czujnikach pomiarowych,
7) znacznik powinien być łatwo „wykrywany” przez właściwe czujniki
pomiarowe,
8) własności fizykochemiczne znacznika powinny być podobne do właściwości
badanej cieczy,
9) znacznik powinien być całkowicie rozpuszczalny w badanej cieczy,
10) znacznik powinien się charakteryzować niską dyfuzyjnością, a przynajmniej
mniejszą niż posiada ją podstawowa ciecz w reaktorze.
Dla wyeliminowania błędów przypadkowych, których źródło, często
w pierwszym etapie badań, jest trudne do identyfikacji, dobrą praktyką jest
wykonanie kilku powtórzeń i wtedy na podstawie charakteru rozrzutu danych
można podejmować decyzje o kontynuowaniu badań.

37
Niezależnie od stosowanej techniki badawczej, na samym początku pomiarów
należy przeprowadzić kalibrację mierników, na przykład dla pomiarów
konduktometrycznych powinno się przyrząd pomiarowy wraz z sondą kalibrować
na kilku płynach o różnych stężeniach znacznika. Brak kalibracji może być jednym
z istotnych źródeł błędu pomiarowego.
Eksperyment skokowy (step) jest łatwiejszy do przeprowadzenia, niż
eksperyment impulsowy (pulse), otrzymana odpowiedź w postaci pomiaru stężenia
wygładza (zaciera) szczegóły, które można otrzymać w eksperymencie
impulsowym. Po numerycznym scałkowaniu sygnału eksperymentu impulsowego
oprócz charakterystyki E możliwe jest uzyskanie wysokiej jakości charakterystyki
F, odwrotnie nie jest to możliwe, ponieważ każde zakłócenie w rejestrowanym
stężeniu znacznika będzie wzmacniane przez procedurę numerycznego
różniczkowania. Procedura całkowania krzywej zmiany stężenia znacznika
rejestrowanego na wylocie z kadzi pośredniej wynika z potrzeby otrzymania
wyrażenia bezwymiarowego dla funkcji E:










0
0
0
0
c
0
dt
)
t
(
c
)
t
(
c
dt
)
t
(
c
v
)
t
(
c
v
n
)
t
(
c
v
)
t
(
E (6)
gdzie: nc, v0 i c(t) oznaczają odpowiednio: całkowitą ilość znacznika dodanego do
kadzi, objętościowe natężenie przepływu na wlocie do kadzi, stężenie znacznika
w czasie t mierzone w wylewie z kadzi.
Jeżeli pomiar stężenia jest prowadzony w niedużych odstępach czasowych to
procedurę całkowania prowadzimy metodą trapezów i wówczas mianownik
wyrażenia (6) obliczamy następująco:
))
c
c
c
(
2
c
c
(
2
h
dt
)
t
(
c 1
n
2
1
n
0
0








  (7)
gdzie h – oznacza skok przedziału całkowania.
Granica całkowania oznaczona symbolem nieskończoności oznacza prak-
tycznie czas, w którym stężenia osiąga wartość bliską zero, lecz tylko w reaktorach
chrakteryzujących się znacznym przepływem bocznikowym lub o dużej ilości stref
martwych trudno jest to uzyskać w rozsądnym interwale czasowym.
W eksperymencie skokowym (step), gdzie stężenie znacznika na wlocie do
kadzi zmienia się od 0 do c0 procedurę normalizacji, (czyli przejścia na stężenie
bezwymiarowe) przeprowadzamy bezpośrednio:
0
c
)
t
(
c
)
t
(
F  (8)

38
2. Numeryczne wyznaczanie charakterystyk RTD
W miarę rozwoju technik informatycznych (sprzęt i oprogramowanie) coraz
częściej wyznaczanie charakterystyk przepływowych prowadzi się w oparciu
o odpowiednio zaprogramowane symulacje numeryczne. Narzędziami do wyzna-
czania charakterystyk RTD są najczęściej stosowane programy komercyjne:
ANSYS Fluent i COMSOL Multiphysics. Należy podkreślić, że teoretycznie
łatwiej jest wyznaczyć charakterystyki RTD metodami numerycznymi, niż
w warunkach laboratoryjnych lub przemysłowych, jednak nie należy podchodzić
do tego problemu bez należytego przygotowania. Badacz powinien umieć dobrze
zdefiniować problem rozwiązania złożonego zadania CFD, ustalić warunki
początkowe i brzegowe odpowiadające rzeczywistemu stanowi badanego obiektu,
wybrać odpowiednie modele z dość szerokiej palety predefiniowanych modeli (np.
turbulencji, jedno lub wielofazowych) oraz zastosować poprawne procedury
numeryczne dla uzyskania zbieżnego rozwiązania zadania.
Poniżej zostaną przedstawione spostrzeżenia, oparte na wieloletniej praktyce
wyznaczania charakterystyk RTD w kadziach pośrednich metodami nume-
rycznymi. Wypływ rodzaju oprogramowania posiada tutaj drugorzędne znaczenie,
głownie wiąże się to z pewnymi subtelnościami, jakie oferują poszczególne
programy.
Przy wyznaczaniu charakterystyk metodami numerycznymi, także obowiązuje
ten sam zestaw warunków, wcześniej już podany, jak dla metod empirycznych.
Niektóre z nich są łatwiejsze do osiągniecia i wiąże się to z wyborem i ustaleniem
parametrów fizykochemicznych modelu.
Wyznaczanie charakterystyk RTD (niezależnie od metody) prowadzimy
w ten sposób, że rejestrujemy zmianę stężenia znacznika wraz z upływem czasu, aż
do momentu osiągnięcia właściwych warunków do wyznaczenia granic
całkowania. Jednak ze względu na pierwszy warunek prowadzenia poprawnych
badań RTD, obliczenia numeryczne prowadzi się dla stanu izotermicznego,
a stałość natężenia przepływu stali uzasadnia obliczenia pól prędkości w wa-
runkach stacjonarnych. Na tak otrzymanych rozwiązanych stacjonarnych pól
prędkości stali w kadzi pośredniej można prowadzić obliczenia niestacjonarne
dotyczące zmiany stężenia znacznika podczas przepływu stali przez kadź
pośrednią. Wtedy w rozwiązaniu problemu równanie różniczkowe Navier–Stokesa
oznaczamy, jako nieaktywne. Wyjątkiem od tej reguły będą przypadki, gdy opis
zjawiska turbulencji jest modelowany metodami dynamicznymi np. LES.
2.1. Obliczenia charakterystyki E dla metody
impulsowego podania znacznika do kadzi
Procedura postepowania może być modyfikowana w zależności od sposobu
wywołania sygnału określającego stężenie znacznika na wejściu do kadzi.
Ponieważ rozwiązujemy tylko równanie skalarne, wobec tego oczywistym może
być sformułowanie na brzegu wlewu warunku początkowego w postaci funkcji

39
matematycznej, bliskiej charakterowi delty Diraca np.: c = c0exp[–(t–3)2
], gdzie
stężenie c0 ma wartość jednostkową.
Korzystając z programu ANSYS Fluent naturalnym wydaje się skorzystanie
z następującej procedury postepowania, gdzie czcionką bold podane zostaną
w pracy rodzaje komend dostępnych w programie:
1. Define→Models→Species Transport, gdzie ustalamy własności mixture-
templete w następnym kroku.
2. Define→Materials, tworzymy mixture-templete składający się ze stali
i znacznika o takich samych własnościach fizykochemicznych (gęstość
i lepkość), dla gęstości roztworu wybieramy funkcję: volume-weighted-law, dla
utworzonej mieszaniny (mixture) współczynnik dyfuzji należy ustawić na
bardzo małą wartość np.: 1e-10 m2
/s.
3. Define→Boundary Conditions, stężenie znacznika mierzone w ułamku
masowym ustalamy równe zero, następnie przechodzimy do rozwiązywania
zadania w warunkach ustalonych (wyznaczenie pól prędkości), można wyłączyć
równanie skalarne, po otrzymaniu zbieżnego rozwiązania przechodzimy do
kroku następnego
4. Define→General→Transient, włączamy do rozwiazywania równanie skalarne
(znacznik), a następnie w warunku brzegowym stężenie znacznika (mass
fraction) ustalamy równe jedności
5. Należy w tym kroku ustalić monitory rejestrujące na wylewach kadzi stężenie
znacznika zgodnie z poleceniami: Solve→Monitors→Create→
AreaWeighet_Average→Species→Mass_fraction of znacznik
6. Wykonujemy jedną lub kilka iteracji w zależności od kroku czasowego
(w sumie znacznik nie powinien być dłużej podawany niż 1 sekunda, przy
przeciętnym czasie przebywania stali w kadzi równym kilkuset sekundom),
a następnie po czasie jednej sekundy, w warunku brzegowym na wlewie do
kadzi – stężenie znacznika zmieniamy na zero
7. Kontynuujemy obliczenia i rejestrację stężeń w monitorach przez wymagany
okres czasu
8. Na podstawie otrzymanych danych obliczamy krzywą E (wzór 6) oraz średni
czas przebywania (wzór 3).
Dla wyznaczenia charakterystyki E, a także F i W można także korzystać
z modelu cieczy pojedynczej (single-phase), korzystając z solvera stacjonarnego do
wyznaczenia pola prędkości. Następnie definiujemy jeden skalar zgodnie
z poleceniami:
1. Define→User-Defined→Scalars, a sumaryczny efekt ilustruje rysunek 3.
2. W panelu Materials (stal) domyślną wartość UDS Diffusivity (kg/ms) należy
zmienić na bardzo małą liczbę np.: 1e-7
3. Warunek początkowy znacznika na wlewie można ustalić jak w powyższej
procedurze (pkt. 6) lub skorzystać z możliwości wyboru fragmentu – patch
(małej objętości cieczy) na wlewie zgodnie z poleceniami: Region
Adaptation→Mark, co ostatecznie prowadzi do wyznaczenia fragmentu
znacznika o stężeniu jednostkowym (rys. 4).

40
Dalsze kroki procedury obliczeniowej w celu wyznaczenia zmiany stężenia
znacznika na wylewach kadzi pośredniej są takie same, jak opisano dla modelu
Species Transport – prowadząc obliczenia w solverze niestacjonarnym. Końco-
wym rezultatem prowadzonej w ten sposób analizy jest rysunek 5. Na rysunku, dla
porównania, wykreślono krzywą E charakterystyczną dla obiektu z przepływem
wykazującym idealne mieszanie cieczy.
Rys. 3. Wybór funkcji UDS dla wyznaczenia charakterystyki RTD
Rys. 4. Wyznaczenie fragmentu cieczy dla ulokowania znacznika dla określenia funkcji E

41
Rys. 5. Przykładowe krzywe E wyznaczone numerycznie dla kadzi pośredniej
z dwoma wylewami
2.2. Obliczenia charakterystyki F dla metody skokowego podania znacznika
do kadzi
Wyznaczenie funkcji F lub W dla kadzi pośredniej możliwe jest przy
zastosowaniu modelu Species Transport lub single phase i jest procedurą prostszą
niż podczas wyznaczania funkcji E, z powodu określania warunku początkowego.
Stężenie znacznika na wlewie kadzi w czasie t = 0 ustalamy na wartość – c0 = 1
(daje to równoczesną normalizację krzywej) i przez cały czas obliczeń
niestacjonarnych, aż do momentu zatrzymania cyklu iteracyjnego nie zmieniamy
tej wartości stężenia. Zatem ostatecznie krzywa F przyjmuje postać:
1
c
)
t
(
c
)
t
(
F
0 
 (9)
Średni czas przebywania stali w kadzi pośredniej wyznaczany na podstawie
eksperymentu z sygnałem skokowym (step) opisuje następująca zależność:
 


0
c
0
0
dc
t
1
c
1
t (10)
Wyznaczone numerycznie krzywe W (W = 1–F) dla kadzi z dwoma
wylewami przedstawia rysunek 6. Na tym rysunku zamieszczono także charak-

42
terystyki, które odpowiadałyby obiektom z całkowitym tłokowym przepływem
(plug flow) oraz przepływem z idealnym mieszaniem (ideal mixing flow).
Rys. 6. Przykładowe krzywe W wyznaczone numerycznie dla kadzi pośredniej
z dwoma wylewami
3. Obliczenia czasu przebywania stali
w dowolnym obszarze kadzi pośredniej
Obliczone wartości czasu przebywania (wzory 3 i 10) choć dają informację,
czy dany obiekt wykazuje się strefami martwymi lub przepływem bocznikowym,
to jednak nie mamy możliwości wskazania, które obszary kadzi są za to
bezpośrednio odpowiedzialne. Zastosowanie jakiejkolwiek z metod badań
empirycznych, także nie ułatwia rozwiązania tego problemu. Natomiast symulacje
komputerowe oparte na wyznaczeniu pól prędkości stali w obiekcie, czynią
możliwym wyznaczenie płaszczyzn z izoliniami czasów przebywania, którymi
można „pokroić” w dowolny sposób cały badany obiekt. W tym celu dla programu
ANSYS Fluent należy zastosować odpowiednią procedurę UDF zapisaną w języku
C++. Kod źródłowy dla tej procedury UDF ma następującą postać:

43
#include "udf.h"
DEFINE_SOURCE(rt_source,c,t,dS,eqn)
{
real source = C_R(c,t);
dS[eqn] = 0.0;
return source;
}
DEFINE_DIFFUSIVITY(rtd_diff,c,t,i)
{
return C_R(c,t)*1.0e-05+C_MU_EFF(c,t)/1.0;
}
Kod źródłowy funkcji UDF należy zapisać w pliku tekstowym pod nazwą
z rozszerzeniem „c”, np.: „RTD.c”.
Dla wyznaczenia pól czasu przebywania stali w kadzi stosujemy, tak samo
zdefiniowany problemu, jak przy obliczaniu pola prędkości w warunkach
stacjonarnych (przy wyznaczaniu charakterystyk RTD), używając model single
phase. Dalszy ciąg procedury postępowania można przedstawić, na podstawie
zastosowanych funkcji poleceń:
1. Define→User_Defined→Functions→ Interpreted (umożliwia to wczytanie
pliku oraz jego przetworzenie przez FLUENTa).
2. Define→User_Defined→Scalars→Flux function→mass flow rate.
3. Zmienić dyfuzyjność płynu; są dwa sposoby: bezpośrednio zastępując wartość
domyślą małą wartością np.: 1e-5, albo wczytując predefiniowaną wartość
(Define_Diffusivity) w pliku UDF np.: „rtd_diff”.
4. Define→Cell_Zone_Condition→Source Terms→User Scalar0→udfrt
_source.

44
5. Define→Boundry_Condition→Inlet→UDS→User_Scalar0→Specified_Val
ue→User Scalar = 0.
6. Dla iteracyjnego rozwiązania problem funkcji skalarnej user_scalar_0 wyłą-
czamy równania: flow i turbulence.
7. Po uzyskaniu zbieżności możemy wykonać izo-mapy czasu przebywania dla
dowolnych płaszczyzn, którymi przekroimy badany obiekt.
Przykładem zastosowanie takiej procedury jest rysunek 7, na którym
wyznaczono na płaszczyźnie pionowej kadzi, przechodzącej przez osie wylewów,
czasy przebywania stali w kadzi. Z rysunku wyraźnie widoczne są strefy
przepływu martwego, które znajdują się przy ścianach bocznych kadzi pośredniej.
Średni czas przebywania stali dla tego obiektu wynosi 530 s.
Rys. 7. Izolinie czasów przebywania stali na płaszczyźnie pionowej przechodzącej przez
osie wylewów (czas pobytu wyrażony w sekundach)
Podsumowanie
Diagnostykę stanu hydrodynamicznego kadzi pośredniej gwarantują
poprawnie przeprowadzone badania empiryczne lub numeryczne z zastosowaniem
dwóch różnych sposobów podawania znaczników (metoda impulsowa i skokowa).
W badaniach laboratoryjnych lub przemysłowych znacznie trudniej jest dochować
wszystkich warunków poprawnego badania, niż w metodzie opartej na
obliczeniach numerycznych. Dobrą praktyką jest równoczesne stosowanie obu
metod (empirycznej i obliczeniowej), bowiem wtedy można o wiele łatwiej
wyszukać zaistniałe błędy pomiarowe.
Literatura
1. Jowsa J.: Inżynieria Procesów Kadziowych w Metalurgii Stali. seria Monografie, nr 146,
Wydawnictwo Politechniki Częstochowskiej, Częstochowa 2008.

VYUŽITÍ MISCHMETALU
PRO ZLEPŠENÍ VLASTNOSTI OCELÍ
USE OF MISCHMETAL TO IMPROVE
THE PROPERTIES OF STEELS
Silvie Brožováa)
, Jaromír Drápalaa)
, Pavel Machovčákb)
, Petr Jonštab)
,
Pavlína Pustějovská a)
a)
Vysoká škola báňská – Technical University of Ostrava, Faculty of Metallurgy
and Materials Engineering, RMSTC, Av. 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba,
CzechRepublic, EU, b)
Vítkovice Heavy Machinery a.s., Ruská 2887/101,
Vítkovice, 703 00 Ostrava, Czech Republic, EU
Abstract
In the paper the results of the theoretical and experimental study of behaviour of mischmetal and
non-ferrous metals in steels will be presented. The samples of three special steels were prepared with
micro-alloying of mischmetal in using of plasma metallurgy. Microstructure (light optical
microscope), chemical microanalysis (SEM and X-ray EDX analysis), mass spectroscopy and REM
& SEM analyses (device LYRA 3 XMU, firm TECSAN Brno) and Instrumental Neutron Activation
Analysis (Research Centre Řež) were provided. Ce addition resulted in the formation of micrometer
size inclusions which can be utilized for controlling grain size structure of steel castings. The majority
of the particles have settled at the bottom part of the sample, indicating that the convection flow
during solidification was very weak. The REM addition slightly diminished hardness of the steel. It
was found a segregation phenomena in the distribution of cerium in the volume of special steels after
relatively quick crystallization process.
This work was solved in the frame of the project TA CR No. TA03010161 „Experimental
development of non-ferrous metals utilization for microstructure refinement in the production of steel
ingots for forgings in the specific work”.
Negativní působení vybraných neželezných kovů na vlastnosti oceli
Tato publikace aktualizuje a shrnuje poznatky z oblasti aplikace neželezných
kovů a jejich slitin při výrobě oceli, studium jejich vlivu na vlastnosti vyráběné
oceli. Dále pak možnosti využití určitého typu oceli pro energetický průmysl.
Reaktivní zdrojů elektrické elektřiny pracuje paralelně se sítí na úrovni
distribuce z hlediska provozovatele distribuční sítě v České republice. Z technic-
kého hlediska se jedná o použití reaktivních energetických zdrojů provozovaných
v síti z hlediska kvality elektrické energie, hospodárnost a bezpečný provoz sítě.

46
Úvod
Jedním ze stěžejních problémů je nerovnoměrné rozdělování neželezných
kovů v oceli při jejím tuhnutí a tepelném zpracování. Při tuhnutí může dojít
k anizotropii struktury oceli.Příčinou této anizotropie bývá např. segregace arsenu
a dalších škodlivých kovů, které se mohou vylučovat na hranicích zrn ve formě
nízkotavitelných eutektik. Ke zmírnění tohoto jevu vede přítomnost uhlíku ve
formě karbidů. Při austenitizaci a ohřevu oceli na teplotu tváření nastává
v povrchové vrstvě přednostní oxidace železa jako méně ušlechtilého kovu.
Následkem těchto procesů je tvorba tekuté fáze penetrující po hranicích zrn, vznik
povrchových trhlin při tváření a změna chemického složení povrchu výrobku.
Rozhodujícím kovem je měď, které bývá v oceli z neželezných kovů nejčastěji
přítomna. Ta působí hluboké pronikání tekuté fáze pod povrch oceli, a jelikož je
rozpustnost mědi v tuhém železe omezená, mohou nastat podmínky pro tvorbu
čisté fáze mědi.
Dalším problémem je náchylnost k popouštěcí křehkosti u ocelí žáropevných,
vysocepevných a dynamicky namáhaných. Obecně lze konstatovat, že má-li být
zaručena dlouhá životnost ocelových výrobků vystavených dynamickému zatížení,
není přítomnost neželezných kovů žádoucí. Oceli s nízkým obsahem doprovodných
prvků jsou odolnější proti zkřehnutí při tepelném zpracování. Lom čistých ocelí je
zpravidla houževnatý, při křehkém porušení dochází k oslabení hranic zrn
přítomností nebo působením doprovodných prvků.
Nelze obecně označit některý prvek za nejméně žádoucí a jiný za méně
škodlivý. Také není možné obecně stanovit přípustné množství určitého prvku.
Míra nepříznivého působení se vztahuje na prvek, ocel, způsob tepelného
zpracování a provozní zkoušení. Platí však, že i nepatrné obsahy prvku mohou
rozhodujícím způsobem ovlivnit vlastnosti oceli. Je nutno jej brát v úvahu jako
mikrolegující prvek a pro dosažení žádaných vlastností limitovat jeho obsah.
EXPERIMENTY
V rámci studie byla provedena série přetavných laboratorních zkoušek pro
dodané typy oceli. Přetavení dodaných vzorků oceli bylo provedeno v plazmové
peci.
Vzorky byly připraveny v laboratořích Katedry neželezných kovů, rafinace
a recyklace a dále přetaveny dle zadání v plazmové peci na VŠB – TU Ostrava.
Jednalo se v prvé fázi o tzv. tabletové zkoušky. Hmotnost vzorků byla cca 20 g.
Provedlo se orientační přidání mischmetalu o množství 0,05; 0,5 a 1 hm. %.
Chemické složení jednotlivých ocelí a mischmetalu je uvedeno níže.
Složení plněného profilu mischmetalu (MM) [hm. %]: 0,10 C; 12,23 Ce; 33,18 Cr;
21,5 Si; zbytek Fe.

47
Ocel 42CrMo4+Ni – nejedná se o normovanou ocel, je vyráběna dle specifikace
zákazníka. [hm. %] 0,41 C, 0,70 Mn, 0,26 Si, 0,007 P, 0,002 S, 0,12 Cu, 0,52 Ni,
1,04 Cr, 0,23 Mo, 0,016 Al.
Vzorek byl odebrán z výkovku hřídele pro větrnou elektrárnu. Horní teplota
kování ingotu, potažmo posléze výkovku byla 1200°C. Po dokování byl výkovek
o teplotě cca 800°C vsazen do pece o teplotě 300÷350°C po dobu 30 hodin, poté
byl dochlazený na vzduchu na teplotu okolí.
Tepelné zpracování bylo provedeno formou kalení + popouštění. Výkovek byl
vsazen do pece o teplotě 350°C, po výdrži byl postupně ohříván na teplotu
austenitizace 840 ± 10°C. Po výdrži byl rychle ochlazen ve vodě pod 150°C. Po
ochlazení pod uvedenou teplotu následovalo popouštění. Teplota popuštění byla
650±5°C, po výdrži na této teplotě následovalo ochlazování na vzduchu.
Zkušební vzorek pro dané experimenty byl odřezán z výkovku a osoustružen
na dodané rozměry. Samotný vzorek další tepelné zpracování neprodělal.
Chemické složení a tepelný režim dalšího vzorku bylo následující:
Ocel 42CrMo4 [hm. %]:0,41 C, 0,72 Mn, 0,26 Si, 0,006 P, 0,001 S, 0,16 Cu, 0,17
Ni, 1,00 Cr, 0,17 Mo, 0,024 Al.
Opět se jednalo o vzorky z tyčí vykovaných na rychlokovacím lisu. Horní
kovací teplota byla 1150°C, teplota dokování byla 850°C, po dokování byly tyče
vychlazeny volně na vzduchu ve svazku. Tepelné zpracování bylo stejné, jako
v případě oceli 42CrMo4+Ni, tj. tyče byly nasazeny do pece o teplotě 350°C,
teplota austenitizace byla 840±10°C, ochlazeny ve vodě pod 150°C. Teplota
popouštění byla 650±5°C, po výdrži byly vzorky ochlazeny na vzduchu.
Příprava experimentálního materiálu
Pro přípravu experimentálního materiálu bylo použito následujících dodaných
ocelí (písmen B, C slouží pro označování vzorků v podmínkách našeho pracoviště):
 B: 42CrMo4,
 C: 42CrMo4+Ni.
Pro přípravu experimentálního materiálu byla v první fázi zvolena technika
plazmové metalurgie s použitím plazmové pece horizontálním krystalizátorem
instalované na Katedře neželezných kovů, rafinace a recyklace.
Příprava vysoce čistých materiálů a speciálních slitin cestou plazmové
metalurgie vyžaduje použití definované a kontrolované atmosféry. U inertních
plynů musí být zajištěna jejich vysoká čistota. Nejčastěji používaným plynem
při plazmové metalurgii je argon. Používá se pro stabilizování obloukového výboje
plazmových hořáků, je prostředkem pro přenos tepla na ohřívaný materiál a tvoří
po rozpadu nízkoteplotního plazmatu i ochrannou pracovní atmosféru v plazmové
peci.
Schéma plazmové pece je uvedeno na obr. 1. Pec pracuje na principu
zonálního tavení. Při tavení v plazmové peci se materiál nachází v měděném,
vodou chlazeném krystalizátoru, který je unášen šroubem pod stacionárním
plazmovým hořákem. Krystalizátor je možno použít pro tavení materiálů

48
o TM< 3400°C. Teplo nutné k tavení kovu je produkováno plazmovým hořákem.
Teplota plazmatu při tomto způsobu tavení dosahuje až 6500 K.
K výhodám plazmových pecí patří zejména:
 oproti obloukovým pecím zamezení znečištění taveného materiálu z grafitových
elektrod a použití inertní atmosféry, čímž se zabrání naplynění kovu z okolní
atmosféry, což v obloukové peci není možné;
 možnost vytvoření nízkoteplotního plazmatu z libovolné směsi plynů a tím
možnost použití atmosféry oxidační, redukční nebo inertní;
 tavení v inertním plynu na rozdíl od vakuových pecí vlivem tlaku plynu snižuje
odpařování kovu;
 možnost odplynění kovu, protože parciální tlaky plynů obsažených v kovech
jsou v inertním plynu velmi nízké;
 pomocí plazmových hořáků lze dosáhnout vysokých a snadno regulovatelných
teplot;
 vysoká koncentrace energie, značná rychlost proudění plazmatu a velmi rychlý
přenos tepla na ohřívaný materiál zabezpečují vysokou rychlost tavení;
 jednoduchost plazmových pecí ve srovnání s pecemi vakuovými usnadňuje
technologické operace, jako jsou tvorba strusky, prodmýchávání kovu
a podobně;
 téměř stoprocentní využití legující přísady v důsledku využití výhod inertní
atmosféry v tavícím prostoru.
Obr. 1. Technologické schéma plazmové pece
Mezi nevýhody plazmových pecí ve srovnání s vakuovými elektrickými pecemi
patří nižší odplynění taveného kovu, což záleží na čistotě použitého argonu. Navíc
si je nutno uvědomit, že při tavení kovu v plazmové peci pohlcuje kov větší
množství plynů než odpovídá rovnovážnému stavu.
Vzhledem k použitému krystalizátoru (krystalizátor s prohlubněmi pro pří-
pravu 8 ks tabletových zkoušek) byly voleny navážky o hmotnosti 20 g. Z hlediska
přídavku MM ve formě mischmetalu byly voleny přídavky 0% (stav 0); 0,05 hm.
% (stav 1); 0,5 hm. % (stav 2) a 1 hm. % (stav 3). Označení vzorků tedy bylo: B0
(ocel 42CrMo4 s 0% přídavkem MM) až C3 (ocel 42CrMo4+Ni s přídavkem
1 hm. % MM).

49
Materiál byl připraven následujícím způsobem. Z ocelových kulatin byly
nařezány plátky o hmotnosti cca 15 g a rovněž tenké „plíšky“ (sloužily jako kryt).
Do vyšších válečků byly vyvrtány otvory o průměru 4 mm (špony byly ponechány
pro dovážení). Do otvorů byl pak natlačen požadovaný obsah mischmetalu, vše
bylo uzavřeno tenkým „plíškem“. Do děr byly případně přidány adekvátní odvrtané
špony za účelem dodržení stanoveného chemického složení. Snímek referenčního
vzorku mischmetalu ze stereomikroskopu je uveden na obr. 2.
Obr. 2. Vzorek mischmetalu
Následovalo plazmové tavení s použitím argonu čistoty 4N6 jako
plazmotvorného plynu. Vzorky byly dvakrát přetaveny. Následovalo vychlazení
vzorků a metalografická analýza. Případná horší mikrostrukturní homogenita byla
způsobena vysokými teplotními gradienty, kdy během procesu je spodní část
materiálu intenzivně chlazena (kontakt s vodou chlazeným Cu krystalizátorem)
a horní část vsázky je intenzivně ohřívána plazmatem. Při větším množstvím
vsázky bývá tato mikrostrukturní nehomogenita méně výrazná.
Metalografická analýza vzorků oceli
Metalografický postup:
1. Dělení vzorků se provádí převážně na rozbrušovačkách s karborundovými,
příp. diamantovými řeznými kotouči. Vzorek musí mít rozměry pokud možno
v průměru 20÷30 mm. Je nutno vždy označit místo odběru a který směr bude
pozorován.

Audyt środowiskowo-prawny jako narzędzie oceny rzeczywistego funkcjonowania przedsiębiorstwa

Audyt środowiskowo-prawny jako narzędzie oceny rzeczywistego funkcjonowania przedsiębiorstwa

Recommended

Recommended

More Related Content

More from EdytaSierka

More from EdytaSierka (20)

Audyt środowiskowo-prawny jako narzędzie oceny rzeczywistego funkcjonowania przedsiębiorstwa