автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Формирование структуры и свойств холоднокатаных микролегированных сталей, подвергаемых непрерывной термической обработке

На правах рукописи

ЯЩУК СЕРГЕЙ ВАЛЕРЬЕВИЧ

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ и свойств ХОЛОДНОКАТАНЫХ МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ, ПОДВЕРГАЕМЫХ НЕПРЕРЫВНОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ

05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

1 5 НОЯ 2012

Москва - 2012

005054735

005054735

Работа выполнена в Центре физической химии, материаловедения, биметаллов и специальных видов коррозии

ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт черной металлурги им. И.П. Бардина»

Научный руководитель: Родионова Ирина Гавриловна,

доктор технических наук

Официальные оппоненты: Крапошин Валентин Сидорович,

доктор технических наук, профессор ГОУ ВПО «Московский государственный технический университет им. Н.Э.Баумана»

Соколовская Элина Александровна, кандидат технических наук, доцент кафедры металловедения и физики прочности, Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС»

Ведущая организация: Московский автомобильно-дорожный

государственный технический университет «МАДИ»

Защита диссертации состоится «28» ноября 2012 г. в 14 часов на заседании диссертационного совета Д 217.035.01 при ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» по адресу: 105005, г. Москва, 2-я Бауманская, д. 9/23.

Отзывы в двух экземплярах, заверенные печатью, просьба направлять по адресу: 105005, г. Москва, 2-я Бауманская, д. 9/23 ученому секретарю диссертационного совета Д 217.035.01. Копии отзывов можно направлять по e-mail: yashchuksv@mail.ru.

С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина».

Автореферат диссертации размещен на сайте ВАК http://vak.ed.gov.ru/ и на официальном сайте ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина» - http:// www.chermet.net/.

Автореферат разослан «26» октября 2012 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор технических наук,

старший научный сотрудник л« л

^— Н.М.Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Возрастающие требования к повышению безопасности и снижению массы автомобиля диктуют необходимость повышения прочности автолистовых сталей при одновременном обеспечении высоких показателей пластичности. В настоящее время наблюдается рост производства и потребления высокопрочных сталей с пределом текучести 260-500 Н/мм2 и относительным удлинением более 22%, применяемых в энергопоглощающих элементах конструкции автомобиля.

Отсутствие технологий производства ряда высокопрочных низколегированных (микролегированных) автолистовых сталей в России вынуждает автопроизводителей импортировать значительную часть металлопроката, применяемого при производстве автомобиля. При этом поставляемый прокат отличается нестабильностью прочностных характеристик (большой разницей между их максимальными и минимальными значениями в пределах одного класса прочности), а также низкой пластичностью.

Поэтому актуально создание технологий и освоение производства высокопрочных автолистовых сталей, превосходящих зарубежные аналоги, в частности, по более высоким характеристикам пластичности и по стабильности прочностных свойств.

Цель настоящей работы — установление закономерностей формирования структуры и свойств холоднокатаного проката из высокопрочных микролегированных сталей с пределом текучести 260-500 Н/мм2, подвергаемого термической обработке в агрегатах непрерывного действия, разработка технологии и освоение производства проката со стабильными прочностными характеристиками и повышенными значениями относительного удлинения, по сравнению с требованиями, предъявляемыми ЕМ 10346:2009.

В соответствие с поставленной целью решались следующие основные задачи:

1. Определение оптимальных систем легирования высокопрочных микролегированных сталей на основе изучения процессов формирования структуры при нагреве и охлаждении проката и термодинамического анализа условий выделения и растворения выделений избыточных фаз (частиц), влияющих на свойства.

2. Разработка технологических режимов производства, позволяющих управлять типом, количеством и морфологией частиц, формированием структуры и свойств холоднокатаного проката из микролегированных сталей применительно к технологическим возможностям отечественных металлургических предприятий.

3. Исследование влияния параметров сквозной технологии, в том числе режима термической обработки в агрегате непрерывного действия, на структуру и свойства холоднокатаного проката из высокопрочных сталей оптимальной системы микролегирования.

4. Разработка рекомендаций по оптимальному химическому составу и технологическим параметрам производства холоднокатаного проката различных классов прочности. Выпуск опытных и промышленных партий металлопродукции с обеспечением требуемого комплекса механических свойств.

Научная новизна работы. В результате выполненных теоретических и экспериментальных исследований получены следующие новые результаты:

1. Показано, что для холоднокатаных высокопрочных микролегированных сталей, подвергаемых непрерывной термической обработке, достижение наиболее высокой прочности проката обеспечивается при микролегировании ниобием или ниобием совместно с ванадием. Дополнительное микролегирование титаном приводит к снижению прочностных свойств из-за уменьшения эффективности частиц Nb(C,N), V(C,N), вследствие их выделения на частицах TiN.

2. Установлено, что для сталей микролегированных ниобием измельчение зерна (<5 мкм) в процессе отжига достигается благодаря формированию в процессе горячей прокатки в интервале температур 900-950 °С частиц Nb (C,N) размером -0,1 мкм. Дисперсионное упрочнение обеспечивается частицами Nb (C,N) размерами менее 10 нм, формирующимися в процессе охлаждения горячекатаных полос, смотанных в рулон при температуре ~ 600 °С, которые сохраняются при отжиге в интервале температур 750-800 °С. Увеличение температуры отжига выше 820 °С приводит к повышению пластичности при незначительном снижении прочности из-за растворения наиболее дисперсных частиц Nb (C,N).

3. Впервые показано, что для сталей микролегированных ниобием и ванадием, при температуре термической обработке выше 800 °С происходит растворение частиц V(C,N), сформировавшихся при охлаждении горячекатаного проката. Дисперсионное упрочнение таких сталей обеспечивается благодаря выделению частиц V(C,N) размерами менее 10 нм на этапе охлаждения полосы после непрерывного отжига. С увеличением температуры отжига от 800 до 860 °С и скорости охлаждения от 15-18 до 39-52 °С эффективность дисперсионного упрочнения возрастает вследствие увеличения количества частиц V(C,N) и уменьшения их размеров до 3 нм и менее.

4. Показано, что при низком содержании серы (0,003-0,006%) при нагреве под прокатку происходит растворение значительной доли сульфида марганца, часть которого не успевает выделиться при последующей

прокатке и охлаждении горячекатаных полос, образуя в процессе отжига при температурах 820-840 °С частицы размерами не более 30 нм, что приводит к измельчению зерна и к сохранению высокой прочности.

Практическая значимость работы состоит в следующем:

1. Разработаны технологические рекомендации по оптимальным системам легирования высокопрочного горячекатаного проката из низколегированных сталей с пределом текучести 260-500 Н/мм2.

2. Определены оптимальные значения технологических параметров производства, которые различаются в зависимости от класса прочности, выбранной системы легирования и возможностей применяемого оборудования.

3. Рекомендации работы использованы при выпуске на ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и промышленных партий горяче-оцинкованного проката из высокопрочных микролегированных сталей марок НХ2бОЬАО, НХЗООЬАБ, НХ340ЬАО, НХ380ЬАБ, НХ420ЬАО по ЕЫ 10346:2009 с показателями пластичности и стабильности прочностных характеристик выше, чем у существующих аналогов.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Обоснование механизмов влияния микролегирующих элементов на кинетику фазовых превращений при непрерывном нагреве и охлаждении, формирование структуры и свойств холоднокатаного проката из высокопрочных сталей, термообрабатываемого в агрегатах непрерывного действия.

2. Оптимальные технологические режимы, позволяющие управления структурой и свойствами холоднокатаного проката из высокопрочных микролегированных сталей при термической обработке в агрегатах непрерывного действия, в том числе путем формирования выделений избыточных фаз оптимальной морфологии на разных этапах технологии.

3. Обоснование оптимальных систем микролегирования и параметров сквозной технологии, обеспечивающих формирование благоприятной структуры и высокого комплекса свойств холоднокатаного проката из высокопрочных микролегированных сталей, термообрабатываемых в агрегатах непрерывного действия.

Достоверность полученных результатов обеспечивается воспроизводимостью и согласованностью анализируемых данных, использованием современных методов моделирования и исследования, включая оптическую микроскопию, просвечивающую и сканирующую электронную микроскопию, дифференциальную сканирующую калориметрию, дилатометрию, механические испытания, а также положительными результатами промышленного внедрения разработанных рекомендаций, полученных на основании экспериментальных данных.

Соответствие содержания диссертации паспорту специальности, по которой она рекомендуется к защите. Работа соответствует формуле и пункту 1 области исследования специальности 05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов: 1. Изучение взаимосвязи химического и фазового составов (характеризуемых различными типами диаграмм), в том числе диаграммами состояния с физическими, механическими, химическими и другими свойствами сплавов».

Апробация работы. Результаты работы доложены и обсуждены: на XI Конгрессе сталеплавильщиков «ТРАНСМЕТ 2010», г. Нижний Тагил, 2010 г.; на VIII Конгрессе прокатчиков, г.Магнитогорск, 2010 г.; на научно-технической конференции «Металлопродукция для автопрома», Москва, 2010 г.; на III научно-технической конференции по термической обработке «Новые стали для машиностроения и их термическая обработка», г. Тольятти, 2011 г.; на международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии» (АММТ'2011), г. Санкт-Петербург, 2011 г.; на XI Российско-Китайском симпозиуме «Новые материалы и технологии» (АМР-2011), г. Санкт-Петербург, 2011 г.; на XIX Менделеевском съезде по общей и прикладной химии «Физико-химические основы металлургических процессов», г. Волгоград, 2011 г.

Работа отмечена золотой медалью на XVI Международной промышленной выставке «Металл-Экспо 2010», а также дипломом лауреата конкурса «Молодые ученые» на XVI Международной промышленной выставке «Металл-Экспо 2010».

Публикации. По материалам диссертации опубликовано шесть статей в журналах из перечня ВАК РФ.

Объем и структура диссертации. Диссертация содержит 165 страниц машинописного текста, 61 рисунок, 22 таблицы, состоит из введения, семи глав, выводов и списка литературы из 128 источников.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность проблемы, сформулирована цель и задачи исследования, научная новизна и практическая значимость работы.

Глава 1. Аналитический обзор литературы

В первой главе представлен аналитический обзор литературы по различным аспектам управления структурообразованием, повышения комплекса свойств холоднокатаных высокопрочных низколегированных сталей для автомобилестроения. Рассмотрено их место среди других высокопрочных сталей, области применения, подходы к выбору систем ле-

гирования, механизмы упрочнения, основные направления повышения комплекса свойств и технологические принципы их производства. Установлены области нерешенных проблем, в частности, о влиянии микролегирующих элементов на процессы, происходящие в стали на разных этапах технологии, в первую очередь, при непрерывном отжиге (процессы рекристаллизации, полиморфного превращения, растворения и выделения частиц избыточных фаз, влияющих на свойства), о целесообразности использования разных систем микролегирования в зависимости от возможностей агрегатов непрерывного отжига. Сформулированы цель и задачи работы.

| Химический состав, мае. % А 2; 0,033 0,019 0,019 1 0,052 0,026 0,022 1

> 1 1 0,026 0,020 1 1 0,027 1

Р 1 0,015 1 0,022 1 0,022 1 1

< 0,046 0,03 0,039 0,029 0,03 0,032 0,037 0,034

я и 0,043 0,044 0,043 0,044 0,022 0,022 0,024 0,026

<0,005 <0,005 <0,005 <0,005 <0,005 <0,005 <0,005 <0,005

0,027 0,026 0,025 0,026 0,017 0,017 0,015 0,018

и 0,025 0,026 0,026 0,026 0,018 0,019 0,028 0,018

(Л 0,015 0,016 0,016 0,016 0,01 0,01 о о 0,01

ь 0,01 0,01 0,01 0,01 о о 0,01 о о" 0,01

Мп 0,76 0,76 0,74 0,74 0,71 0,77 0,81 0,68

¡Я 0,013 0,013 0,012 0,013 0,14 0,10 0,12 0,08

и 0,046 гР О О 0,042 0,04 0,05 0,069 0,079 0,051

кинваосЬиэу вгсэхэиэ (М>) (ТЫЧЬ) ("П-У) I №-N1}) (У-М>) (СМп)

вявхэоэ хнвис!вд !—1 м 1 м гН 1* ?н гН N сч м сч м

Глава 2 Материал и методики исследования

Исследования проводили на металле 8 лабораторных плавок и 7 опытно-промышленных партий проката из низколегированных сталей, произведенных в ОАО «ММК» и ОАО «Северсталь».

При выборе химического состава стали лабораторных плавок, представленном в табл. 1, учитывали мировой опыт производства микролегированных сталей различных классов прочности, возможность использования разных вариантов микролегирования, в том числе микролегирование только ниобием (варианты 1-1 и 2-1), ниобием совместно с титаном (1-2 и 2-2), ниобием совместно с ванадием (1-3 и 2-3) и титаном совместно с ванадием (1-4). Для сравнения была исследована также сталь без микролегирующих добавок (вариант 3).

Стали лабораторных плавок выплавляли в индукционной вакуумной печи при постоянной

подаче аргона. Разливку осуществляли в изложницы на слитки массой 1 кг. Горячую прокатку слитков проводили на лабораторном реверсивном стане горячей прокатки дуо-300 на толщину 10 мм в 4 прохода для вариантов (1-1)—(1-4) и на толщину 3 мм в 5 проходов для вариантов (2-1)-(2-3) и 3. Температура нагрева под прокатку составляла 1170 °С, температура окончания прокатки на полосы - 860±15 "С. Последующее охлаждение проводили со скоростью 10 °С/с, которая близка к применяемой в промышленных условиях. Операцию смотки имитировали выдержкой раскатов в печи при температуре 600±10 °С в течение часа с последующим охлаждением с печью.

Холодную прокатку полос вариантов (2-1)-(2-3) и 3 осуществляли на стане кварто 400 на толщину 1 мм с суммарной степенью обжатия 66%.

Образцы холоднокатаной стали размерами 66x310x1 мм с приваренными в их центр термопарами подвергали термической обработке на установке моделирования непрерывного отжига по режиму: нагрев со скоростью 5 "С/с, выдержка в течение 60 с в диапазоне температур 740-860 °С, последующее охлаждение со скоростью 15 °С/с. После термической обработки осуществляли дрессировку с обжатием 1,5% на дрессировочном стане дуо-200.

Химический состав микролегированных сталей опытно-промышленных плавок приведен в табл. 2.

Сталеплавильный передел включал выплавку в 350-тонном конвертере, ковшовую обработку и непрерывную разливку в слябы толщиной 250 мм. Слябы прокатывали на полосы заданного размера на непрерывном широкополосном стане 2000. Холодную прокатку со степенью обжатия 50-70% проводили на пятиклетевом непрерывном стане или на двухклетевом реверсивном

л 0,021 0,022 0,037 0,065 1 0,023 0,036 0,054

> 1 1 1 1 0,002 0,002 0,002

Р 0,001 0,001 0,001 0,003 0,002 0,002 0,002

и я г 0,005 0,005 0,007 0,005 0,005 0,004 0,004

г£ а в < 0,04 0,04 0,04 0,05 0,04 о о 0,03

и о и 3 и 0,06 0,03 0,03 0,06 0,02 0,05 0,07

2 и о !Г г X 2 0,04 0,02 0,02 0,04 0,02 0,04 0,03

ь* О 0,03 0,02 0,02 0,02 0,02 0,03 0,04

(Л 0,009 0,008 0,006 0,003 0,016 0,011 0,017

ь 0,008 0,007 0,008 0,013 0,01 0,007 0,009

Мп 0,42 0,45 0,73 1,16 0,33 0,45 0,64

¡л 0,06 0,08 0,14 0,03 0,02 0,02 0,01

и 0,06 0,06 о о 0,07 0,07 0,06 0,09

ихэоньоди ЭЭВУ>1 260,300 260,300 340,380 420,460 | о о со о СО о сч

ЕЯЕ1ЭОЭ хнЕийед СП сч СО со со "Т со 1Л со со г-со

Y

Г =700-860'С

а + у

V = 10-50 'С/с

Г =470-450

Рис. 1. Режим термической обработки в непрерывном агрегате

стане. Термическую обработку полос осуществляли на двух агрегатах непрерывного горячего цинкования (АНГЦ) на ЧерМК ОАО «Северсталь» (агрегат 1) и в ОАО «ММК» (агрегат 2) (рис. 1).

Основные отличия режимов отжига при обработке полосы толщиной 1 мм для агрегатов 1 и 2, соответственно: скорость нагрева Унагр = 10 и 5 °С/с, минимальное время выдержки ¿выд = 50 и 65 с, максимальная скорость охлаждения Уохл = 50 и 10 °С/с. Затем металл подвергали дрессировке с обжатием 0,5-1,5 %.

Расчеты температурно-концентрационных областей существования фаз проводили с помощью усовершенствованной версии термодинамической компьютерной модели фазового состава сталей, разработанной во ФГУП «ЦНИИчермет им И.П.Бардина», которая позволяет при заданных общих концентрациях компонентов, температуре и давлении определить, какие из возможных в рассматриваемой системе фаз находятся в равновесии, рассчитать их количество и химический состав [1].

Исследование фазовых превращений при нагреве и охлаждении проводили на дилатометрах BAHR 805 и ИМЕТ-ЦНИИчермет на образцах в виде полых цилиндров диаметром 6 мм с толщиной стенки 1 мм.

Для определения температурных интервалов рекристаллизации и фазового превращения использовали также метод дифференциально-сканирующей калориметрии (ДСК). На термоанализаторе Jupiter STA 449F1 немецкой фирмы NETZSCH-GERAETEBAU GmbH снимали ДСК кривые, характеризующие процесс перераспределения внутренней энергии в образцах холоднокатаного проката при нагреве со скоростью 50 °С/мин от комнатной температуры до 1000 °С. Температурные интервалы протекания процессов рекристаллизации и фазового превращения определяли по наличию особенностей на ДСК-кривых.

Микроструктуру стали выявляли травлением в 4%-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте и исследовали на оптическом микроскопе Axiovert 40МАТ CarlZeiss с использованием программного обеспечения ImageExpert Pro 3. Стандартное отклонение измеряемых параметров от среднего значения не превышало 5%. Величину зерна определяли сравнением с эталонными шкалами, а также методом секущих (ГОСТ 5639). Определяли размер зерна вдоль и поперек направления прокатки dx и dy, средний размер зерна dv коэффициент вытянутости зерна djdy, а также количество второй структурной составляющей (перлит, бейнит).

Частицы избыточных фаз исследовали на фольгах на просвет на аналитическом просвечивающем электронном микроскопе JEOL JEM200CX в комплекте со сканирующей приставкой EM-ASID3D2 и приставкой для энергодисперсионного микрорентгеноспектрального анализа LINK SYSTEMS SERIESII при рабочем увеличении от 15 до 30 тыс., ускоряющем напряжении 120 кВ и разрешении ~ 1 нм.

Количественная оценка частиц избыточных фаз производилась с использованием металлографических методов [2]. Основные параметры наноразмерных частиц - объемная доля (/) и средний диаметр (Dcp).

Содержание элементов внедрения [С] и [N] в феррите оценивали по температурной зависимости внутреннего трения на частоте 4-8 с-1 крутильного релаксатора по схеме обратного маятника. Для вычитания фона и разделения углеродного и азотного пиков Сноека применяли программу на основе методики Вепнера. Результаты статистической обработки данных показали, что стандартное отклонение содержания элементов внедрения составляет приблизительно 0,8—1,2 ррт (0,000080,00012%).

Определение механических характеристик при испытаниях на растяжение (от, ств, d4, коэффициента нормальной пластической анизотропии гп, коэффициента деформационного упрочнения п) проводили по ГОСТ 11701-84 на испытательной машине INSTRON-1185. Определение твердости по методу Виккерса осуществляли при помощи автоматического микротвердомера с видеоизмерительной системой Struers Duramin-20 при нагрузке 10 г, в соответсвии с ГОСТ 9450.

Статистический анализ влияния на свойства параметров химического состава и технологии проводили с определением коэффициентов парной корреляции, а также коэффициентов частной корреляции с построением регрессионных моделей зависимости свойств от значимых факторов [3].

Глава 3 Термодинамическое моделирование фазового состава сталей различных систем микролегирования

В главе 3 приведены результаты термодинамического моделирования фазового состава исследуемых сталей разных вариантов микролегирования (рис. 2).

Основные типы частиц, определяющих комплекс свойств микролегированных сталей, карбонитриды (1ч1Ь(С,Ы), Т1(С,1чГ), У(С,Ы)). Видно, что при температурах нагрева под прокатку, находящуюся в диапазоне 1170-1250 "С, во всех рассматриваемых сталях сера практически полностью связана в сульфид марганца, а нитрид алюминия, карбонитриды ниобия и ванадия растворены, что является благоприятным фактором для последующего выделения частиц с участием микролегирующих элементов, обеспечивающих измельчение зерна и дисперсионное твердение. В сталях с ниобием при горячей прокатке и последующем охлаждении образуется карбонитрид ниобия (рис. 2, а-в).

Этот результат при совместном анализе с данными, приведенными в главе 1, свидетельствует, что торможение рекристаллизации аустени-та при горячей прокатке, приводящее к измельчению зерна, обеспечи-

0,0006 0,0005 0,0004 0,0003 0,0002 0,0001

0,0006 0,0005 0,0004 0,0003 0,0002 0,0001 о

у КЬ

а+сеш а+у X

\ мьсм

\ кьс \

\ \ Мп5

\

600 700 800 900 1000 1100 1200 1300 Температура, "С

и+еет а+у У ЫЬ+У

\УСМ Мп5

А1М \ЬС\'

400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 1300 Температура, "С

600 700 800 900 1000 1100 1200 1300 Температура, °С

0,0006 0,0005

-е-

= 0,0004

0 <

1 0,0003 3. 0.0002

0,0001 о

а+сет а+у у ту

МпЯ

ус:

400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 1300 Температура, °С

Рис. 2. Температурные зависимости равновесных мольных долей фаз в исследуемых сталях: а - 2-1(ЫЬ); б - 2-2(Т1-№>); в - 2-3(ЫЬ-У); г - 1-4(Т1-У)

вается выделением карбонитрида ниобия в виде сравнительно крупных - субмикронных частиц (в среднем ОД мкм). Из-за высоких скоростей охлаждения металла в процессе прокатки, при ее окончании содержание №>(С,Ы) меньше равновесного, определяемого по данным рис. 2. Сохранение ниобия в твердом растворе приводит к выделению более мелких (наноразмерных) частиц 1чГЬ(С,М) в феррите (в процессе охлаждения или при отжиге), которые вызывают дисперсионное твердение. Из рис. 2 видно, что при температурах выше 800 °С может произойти растворение некоторой доли частиц, очевидно, наиболее мелких, что может снизить эффективность дисперсионного твердения и привести к укрупнению зерна.

Микролегирование титаном позволяет достичь дополнительного измельчения зерна из-за присутствия в стали субмикронных частиц ТОчТ, сдерживающих рост зерна аустенита при нагреве под прокатку. В то же время, по результатам, представленным в главе 1, частицы "ПЫ могут быть подложкой для выделения на них частиц №>(С,1чГ) при горячей прокатке, что снижает эффективность действия ниобия с точки зрения измельчения зерна и дисперсионного твердения.

В стали, микролегированной ниобием и ванадием, температуры существования У(С,1\Г) находятся ниже 800 °С. Это свидетельствует, что при температурах непрерывного отжига (750-850 °С) возможно растворение значительной доли частиц У(С,ЬГ).

В стали, микролегированной титаном и ванадием, когда азот полностью связан титаном, при температурах ниже Асг возможно выделение УС (рис. 2, г). Видно, что при температурах отжига выше 740 °С такие частицы могут растворяться. Следует также учитывать возможность повторного выделения таких частиц в сталях, микролегированных ванадием, при охлаждении после непрерывного отжига.

Кроме общего представления о частицах, которые могут существовать в сталях выбранных вариантов химического состава, и об условиях их образования, обобщенный анализ полученных результатов термодинамического моделирования и данных, приведенных в главе 1, позволил определить оптимальные значения параметров горячей прокатки для проведения лабораторных исследований: температура нагрева под прокатку, обеспечивающая полное растворение частиц карбонитридов ниобия и ванадия, 1170 "С; температура окончания прокатки, обеспечивающая образование субмикронных частиц карбонитрида ниобия для формирования мелкого зерна, 860 °С; температура смотки, обеспечивающая формирование наноразмерных частиц ЫЬ(С,Ы) и У(С,Ы), вызывающих дисперсионное твердение, 600 °С.

Глава 4. Влияние микролегирующих элементов на фазовые и структурные превращения, протекающие при горячей прокатке и термической обработке

В главе 4 приведены результаты исследования влияния микролегирующих элементов на фазовые и структурные превращения, протекающие при горячей прокатке, а также при нагреве и охлаждении проката в процессе термической обработки. Результаты исследования микроструктуры и механических испытаний стали лабораторных плавок после горячей прокатки по режиму, представленному в главе 3, приведены в табл. 3.

Видно, что наибольшие значения твердости и прочностных характеристик получены на стали, микролегированной только ниобием или ниобием совместно с ванадием. При микролегировании ниобием совместно с титаном обеспечивается наиболее мелкозернистая микроструктура, но меньшие значения твердости и прочности.

Результаты электронномикроскопических исследований наноразмер-ных выделений (в том числе, размером менее 10 нм), показали (табл. 4), что наибольшее количество наноразмерных частиц наблюдается для стали варианта 1-1(МЬ) (рис. 3, а), несколько меньше - для стали 1-3(№>-У) (рис. 3, в). Однако в последнем случае средний размер частиц меньше.

Таблица 3. Механические свойства и параметры микроструктуры горячекатаной стали

Вариант состава Система легирования НУ мкм йх!йу Н/мм2 а, Н/мм2 84,%

1-1 (МЬ) 156,7 11,68 1,3 312 388 38

1-2 (П-ЫЬ) 131,9 10,3 1,3 297 348 41

1-3 (У-№>) 141,5 12,7 1,4 309 376 38

1-4 (НЛО 109,2 19,3 1,2 230 317 41

2-1 (МЬ) 168,0 7,12 1,48 375 440 32-

2-2 (Н-№>) 143,1 4,81 1,39 345 417 35

2-3 (У-№>) 162,0 8,4 1,3 361 428 34

3 - 114,2 9,88 1,41 270 345 39

Таблица 4. Параметры наноразмерной составляющей горячекатаных образцов сталей

Вариант состава Система легирования Объемная доля,/104 й , нм ср Доля количества частиц размером менее 10 нм по отношению к общему количеству частиц, %

1-1 (НЬ) 8,13 7,49 77

1-2 (ТС-ЫЬ) 8,19 9,89 54

1-3 (У-ЫЬ) 5,11 4,51 95

1-4 (плО 16,13 16,10 44

Это свидетельствует о том, что стали указанных вариантов имеют наиболее высокую прочность благодаря дисперсионному твердению.

Наибольший средний размер частиц характерен для сталей, микролегированных титаном (варианты 1-2 и 1-4) (рис. 3, б, г). Результаты электронномикроскопического исследования свидетельствуют о существенно меньшем количестве обособленных частиц карбонитридов, что связано с возможностью выделения карбонитридных фаз на уже присутствующих в металле частицах, в частности, на частицах ТШ (рис. 4).

Вследствие меньшей эффективности дисперсионного твердения снижаются прочностные характеристики, несмотря на получение более мелкого зерна.

В образцах сталей, микролегированных ниобием, а также ниобием совместно с ванадием, присутствуют субмикронные частицы 1чГЬ(С,М) со средним размером около 0,1 мкм, образовавшиеся при горячей прокатке (рис. 5).

Структура и свойства холоднокатаного проката определяются как характеристиками структуры горячекатаного проката (размером зерна, количеством и морфологией избыточных фаз), так и их трансформацией

Рис. 3. Тонкая структура стали различных вариантов микролегирования, полученная с помощью ПЭМ: а - 1-1(1МЬ); 1-2(1ЧЬ-Т1); в - 1-3(№>-У); г - 1-4(ТьУ)

Рис. 4. Комплексное выделение МЬ(С,1^) на частице ТШ в стали варианта 1-2 (ПЭМ)

Рис. 5. Микроструктура стали варианта 1-1, полученная с помощью СЭМ

при последующих переделах, а также процессами, происходящими при термической обработке: рекристаллизацией и полиморфным а-у превращением при нагреве, у-а превращением при охлаждении.

Дилатометрические исследования кинетики полиморфного а-у превращения при нагреве показали, что наибольшая скорость образования аустенита наблюдается в стали варианта 1-1, содержащей наибольшее количество субмикронных частиц карбонитрида ниобия, являющихся центрами зарождения зерен новой фазы (аустенита) при нагреве.

С уменьшением количества субмикронных частиц, а также с растворением частиц карбонитридов ванадия при нагреве выше 740 °С - для сталей вариантов 1-3 и особенно 1-4 наблюдается замедление аустенити-зации, смещение начала и окончания превращения в область более высоких температур (рис. 6). Возможность растворения частиц карбонитридов в стали, микролегированной ванадием совместно с ниобием, подтверждена тем, что при повышении температуры отжига увеличивается содержание азота в твердом растворе от 3,1 до 6,5 ррш (определено методом внутреннего трения).

При исследованиях формирования структуры и свойств металла после вы-

держки при температурах 800 и 860 °С и последующего охлаждения со скоростью

Рис. 6. Кинетические кривые образования аустенита в исследуемых сталях при непрерывном нагреве

Таблица 5. Характеристики структуры и твердость сталей исследуемых

вариантов микролегирования после термической обработки

Вариант легирования Vm= 15-r20 °C/C VmA = 35+52 °C/c

HV dL, мкм /•10' D , HM cp' HV dL, мкм /Ю4 D , hm cp'

Т = 800 "С нагр

l-l(Nb) 150 8,7 6,7 7,1 156 7,9 8,5 6,9

l-2(Nb-Ti) 147 7,9 6,5 10,6 149 7,0 6,6 7,8

l-3(Nb-V) 148 10,6 3,5 6,4 158 9,4 4,2 6,3

1-4(V-Ti) 141 14,7 3,6 9,2 145 10,9 4,3 9,3

T = 860 "С

l-l(Nb) 132 7,9 7,1 7,4 150 4,4 7,4 7,2

l-2(Nb-Ti) 130 8,3 5,9 10,1 138 6,9 7,3 8,2

l-3(Nb-V) 148 7,6 3,0 5,9 160 6,0 5,4 6,1

1-4(V-Ti) 130 8,7 4,6 8,9 145 4,8 4,0 9,6

в интервале от 15 до 52 °С/с измеряли твердость, средний размер зерна феррита и характеристики наноразмерных частиц (табл. 5).

При малой скорости охлаждения, наиболее высокая твердость получена для стали варианта 1-1 после отжига при температуре 800 °С. Это связано с наибольшей объемной долей наноразмерных частиц карбонитрида ниобия (средний размер 7,1 нм) и сравнительно мелким ферритным зерном (8,7 мкм). С увеличением температуры нагрева несколько возрастает средний размер частиц и снижается твердость, что связано с растворением наиболее мелких частиц, обеспечивающих дисперсионное твердение.

Увеличение скорости охлаждения в интервале 15-50 °С/с приводит к некоторому уменьшению среднего размера, увеличению объемной доли наноразмерных частиц и повышению твердости. Это свидетельствует о возможности повторного образования растворившегося при нагреве карбонитрида ниобия при охлаждении после отжига в виде еще более мелкодисперсных частиц, особенно при больших скоростях охлаждения. В то же время, доля карбонитрида ниобия, который может раствориться при нагреве до температуры 860 °С и выделиться при последующем охлаждении невелика (см. рис. 2, а). Близкие параметры частиц после горячей прокатки и после отжига свидетельствуют, что для стали, микролегированной ниобием, частицы, влияющие на конечный комплекс свойств, в основном формируются в подкате в процессе охлаждения смотанного рулона (при соблюдении рекомендованных в главе 3 параметров горячей прокатки и смотки). Существенно повлиять на их количество и морфологию при отжиге со сравнительно низкими скоростями охлаждения затруднительно. Сохранение таких частиц при отжиге достигается при

температуре не более 800 "С. Таким образом, при охлаждении со скоростью 15-20 °С/с наиболее высокую твердость имеет сталь, микролегированная ниобием, после отжига при температуре 800 °С.

При высоких скоростях охлаждения (39-52 °С/с) наиболее высокая твердость получена для стали, микролегированной ниобием совместно с ванадием. При этом наблюдается увеличение твердости с повышением температуры отжига, что связано со значительным увеличением количества карбонитрида ванадия, растворяющегося при нагреве (см. рис. 2, в), и соответственно, его количества, образующегося при последующем охлаждении. Частицы, образующиеся при охлаждении, имеют тем меньшие размеры, чем выше скорость охлаждения.

Из гистограммы распределения частиц по размерам после термообработки (рис. 7) можно предположить возможность образования при охлаждении еще более дисперсных (менее 3 нм) частиц, не выявляемых методами, использованными в работе: наблюдается увеличение доли частиц размерами 3 нм по

сравнению с более крупными частицами размерами 4-6 нм.

Таким образом, при повышенных скоростях охлаждения наиболее высокую твердость и, соответственно, прочность проката можно получить на стали, микролегированной ниобием совместно с ванадием (вариант 1-3) после отжига при температурах 800860 °С.

В сталях, микролегированных титаном (совместно с ниобием или ванадием), размеры наноразмерных частиц после охлаждения значительно больше, а твердость ниже, чем для вариантов без титана (см. табл. 5). Это свидетельствует о нецелесообразности использования таких сталей для получения высокопрочного

□

I

I I

3 4 5 6 7 9 10 Средний диаметр частиц, нм

Рис. 7. Частицы карбонитридов (а) и гистограмма их распределения по среднему диаметру (б) в стали варианта состава 1-3 после отжига при температуре 800 °С и охлаждения со скоростью 15 °С/с

проката, подвергаемого термической обработке агрегатах непрерывного действия.

Глава 5. Изучение формирования структуры и свойств холоднокатаного проката из сталей различных систем комплексного микролегирования

В главе 5 приведены результаты исследования структуры и свойств сталей вариантов (2-1)-(2-3) и 3 (см. табл. 1) после холодной прокатки и термической обработки по различным режимам.

На ДСК-кривых, полученных при нагреве холоднокатаной стали без микролегирующих добавок в интервале температур 600-650 °С, наблюдается экзотермический эффект, свидетельствующий о протекании рекристаллизации. В стали вариантов 2-1 и 2-2 подобный эффект наблюдается при температурах 670-700 °С, причем для варианта 2-1 он менее выражен, что связано с более быстрым протеканием рекристаллизационных процессов из-за присутствия большого количества субмикронных частиц карбонитрида ниобия. В стали варианта 2-3 с минимальным количеством субмикронных частиц подобный эффект не наблюдается вплоть до температур полиморфного превращения, что свидетельствует об отсутствии рекристаллизации до температур начала полиморфного превращения. Следовательно, присутствие в стали повышенного количества субмикронных частиц и связанная с этим более высокая чистота твердого раствора перед отжигом смещают рекристаллизацию и полиморфное превращение в область более низких температур.

После термической обработки в интервале температур 740-860 °С (скорость охлаждения 15 °С/с) средний размер зерна феррита для микролегированных сталей составил 6,5-7,5 мкм (для стали без микролегирования - 9-10 мкм). Наибольшая доля нерекристаллизованных зерен присутствует в стали варианта 2-3, даже после отжига при 860 °С, что подтверждает задержку процессов рекристаллизации в данной стали.

С повышением температуры нагрева при термической обработке в интервале 740-860 °С снижаются прочностные характеристики и повышается пластичность (рис. 8).

Это связано с полнотой протекания процессов рекристаллизации и фазовой перекристаллизации, приводящих к увеличению однородности структуры. Снижение относительного удлинения для стали варианта 2-1 при повышении температуры отжига от 820 до 860 °С может быть связано с развитием процессов собирательной рекристаллизации, приводящих к разнозернистости.Наиболее высокий уровень предела текучести и предела прочности достигается на стали варианта 2-1 с минимальным размером зерна (6,4-7,4 мкм, в зависимости от температуры отжига) и

780 800 820 Температура, °С

Рис. 8. Зависимость механических свойств от температуры нагрева при термической обработке: а - предел текучести и временное сопротивление; б - относительное удлинение

большим количеством наноразмерных частиц карбонитрида ниобия (рис. 8). В то же время высокие значения временного сопротивления стали варианта 2-3, связаны с возможностью упрочнения и путем формирования дополнительного количества еще более дисперсных (3 нм и менее) частиц. При этом предел текучести получен ниже, чем для варианта 2-1, из-за более крупного зерна.

Таким образом, основными механизмами упрочнения холоднокатаного проката после непрерывного отжига, обеспечивающими достижение высоких значений и предела текучести, и предела прочности, являются дисперсионное твердение и измельчение зерна, а оптимальным вариантом стали является сталь, микролегированная только ниобием. При необходимости обеспечения низкого значения предела текучести при повышенном значении предела прочности (низкого отношения предела текучести к пределу прочности), перспективным является вариант микролегирования ниобием совместно с ванадием.

Глава 6. Получение микролегированных сталей различных классов прочности

В главе 6 приведены выбранные для освоения производства проката различных классов прочности варианты химического состава сталей, микролегированных ниобием (табл. 6) и результаты исследований влияния технологических параметров на структуру и свойства стали, которые проводились на образцах металла промышленных партий (химический состав табл. 2), различающихся технологическими режимами производства (табл. 7).

Результаты механических испытаний (рис. 9) свидетельствуют, что значения прочностных свойств повышаются, а пластичность снижается

Таблица 6. Варианты химического состава холоднокатаных высокопрочных микролегированных сталей

Класс прочности Содержание элементов, мае. %

С Мп в! Р № А1 в л N

260 0,05-0,07 0,2-0,5 <0,15 <0,015 0,01-0,03 0,03-0,06 <0,01 <0,008 <0,006

300 0,05-0,07 0,2-0,5 <0,15 <0,015 0,02-0,04 0,03-0,06 <0,01 <0,008 <0,006

340 0,05-0,07 0,4-0,8 <0,15 <0,015 0,03-0,05 0,03-0,06 <0,01 <0,008 <0,006

380 0,06-0,09 0,5-1,0 <0,15 <0,015 0,04-0,06 0,03-0,06 <0,01 <0,008 <0,006

420 0,06-0,09 0,6-1,2 <0,15 <0,015 0,05-0,07 0,03-0,06 <0,01 <0,008 <0,006

Таблица 7. Технологические режимы производства сталей исследованных вариантов

Вариант состава Мп, % ЫЬ, % Б, % т , К1Г °с т , см' е , % х.п' /г, мм т , с на гр Т ,с выд' °С/с

3-3 0,73 0,037 0,006 840 600 59 1,0 210 75 10

3-4 1,16 0,065 0,003 900 600 66 0,8 210 75 10

3-5 0,33 0,023 0,016 870 600 56 1,2 160 65 40

3-7(1) 0,64 0,054 0,017 900 640 64 1,0 160 50 40

3-7(2) 910 600 67

800 820 Температура, °С

Рис. 9. Механические свойства сталей промышленных партий при различных температурах отжига: а - предел текучести и относительное удлинение; б - временное сопротивление

при увеличении содержания марганца и ниобия. В то же время, для стали вариантов 3-3 и 3-7, различающиеся содержанием ниобия (0,037 и 0,054%) получены близкие значения прочностных характеристик.

Для всех вариантов состава повышение температуры отжига приводит к снижению прочности и повышению пластичности, однако ее изме-

нение от 760 до 860 °С для стали вариантов 3-5 и 3-7 приводит к гораздо более существенному изменению свойств (уменьшению предела текучести на 70 МПа), чем для стали вариантов 3-3 и 3-4 (уменьшению предела текучести на 26-44 МПа).

Для стали варианта 3-7(1), отличающейся от варианта 3-7(2) более высокой температурой смотки (640 вместо 600 °С), значения прочностных характеристик несколько ниже, что связано с более полным выделением частиц карбонитрида ниобия в подкате, в том числе субмикронных, приводящих к смещению рекристаллизационных процессов в область более низких температур. При этом доля наноразмерных частиц, тормозящих рекристаллизационные процессы и рост зерна при нагреве, меньше. С этим связано получение меньших значений прочностных характеристик, но более высокой пластичности.

Влияние температуры отжига на размер зерна представлено на рис. 10.

Для всех вариантов составов с повышением температуры отжига до 800 °С наблюдается тенденция увеличения размера зерна феррита. Это связано прежде всего с полнотой протекания процессов рекристаллизации и полиморфного превращения.

Наиболее мелкое зерно при неравномерной микроструктуре наблюдается на образцах варианта 3-7(2), особенно после отжига при низкой температуре, при том же химическом составе, что и для варианта 3-7(1). При этом в структуре стали варианта 3-7(2) наряду с крупными зернами наблюдаются участки с очень мелкими зернами, что свидетельствует о торможении рекристаллизации вплоть до температур фазового превращения. Для варианта 3-7(1) этот эффект выражен в значительно меньшей степени за счет образования меньшего количества наноразмерных и

И

Рис. 10. Влияние температуры отжига на размер зерна феррита (я) и зависимость предела текучести от среднего размера зерна феррита (б)

большего количества субмикронных частиц карбонитрида ниобия в процессе смотки горячекатаного проката при высоких температурах.

Из рис. 10, а видно, что для стали вариантов 3-5 и 3-7 наблюдается непрерывный рост размера зерна при увеличении температуры отжига, что связано с процессами рекристаллизации и полиморфного превращения, а также растворением мелких частиц карбонитрида ниобия (особенно, при температурах выше 800 °С).

Зависимость размера зерна от температуры отжига для вариантов состава 3-3 и 3-4 имеет другой характер. При повышении температуры отжига более 800 °С наблюдается уменьшение размера зерна. Этим объясняется меньшее снижение прочности при повышении температуры отжига для сталей данных вариантов. Основным отличием этих сталей является низкое содержанием серы (0,003-0,006%). Методами термодинамического анализа установлено, что для сталей указанных вариантов, несмотря на меньшее общее количество сульфида марганца, доля сульфида марганца, который растворяется при нагреве под прокатку, по отношению к его общему количеству, наоборот, значительно выше, чем для сталей вариантов состава 3-5 и 3-7 и составляет около 40% (для стали варианта 3-5 - 27%, варианта 3-7 - всего 17%). В процессе быстрого охлаждения раскатов при горячей прокатке и охлаждения рулонов, смотанных при относительно низких температурах, а также при отжиге металла вариантов состава 3-5 и 3-7 довыделение сульфида марганца происходит преимущественно на его частицах, уже присутствующих в стали, что приводит к их укрупнению. При этом доля обособленных наноразмер-ных частиц сульфида марганца, выделяющихся в процессе отжига, которые могут тормозить рост зерна значительно меньше, чем для вариантов 3-3 и 3-4. Поэтому для стали вариантов состава 3-5 и 3-7 наблюдается непрерывный рост зерна с повышением температуры отжига от 800 до 860 °С. Наибольший рост зерна с увеличением температуры отжига для варианта 3-7(1) связан и с более высокой температурой смотки - 640 °С, что увеличивает долю сульфида марганца, выделившегося в подкате и, соответственно, снижает его долю, выделяющуюся при отжиге. Вероятно, для измельчения зерна наиболее эффективен сульфид марганца, выделяющийся при отжиге в виде дисперсных частиц размерами не более 0,030 мкм (рис. 11), т.е., более высокая прочность проката из стали вариантов 3-3 и 3-4 связана с выделением обособленных наноразмерных частиц сульфида марганца, приводящих к измельчению зерна.

Установлено, что образование частиц сульфида марганца происходит при температурах 820-840 "С, когда процессы рекристаллизации и полиморфного превращения уже получили существенное развитие. Дальнейшее повышение температуры отжига до 860 "С приводит к коагуляции ча-

Рис. 11. Тонкая структура стали варианта 3-3 (ПЭМ)

стиц и снижению эффекта измельчения зерна. Таким образом, измельчение зерна из-за выделения при отжиге наноразмерных частиц сульфида марганца играет важную роль в упрочнении проката из сталей с низким содержанием серы (по полученным данным, не более 0,006%) после отжига при температурах 820-840 °С.

Из рис. 10, б также видно, что получение мелкого зерна (не более 5 мкм) является обязательным условием обеспечения предела текучести не менее 420 Н/мм2. Для стали с содержанием ниобия 0,065% (вариант состава 3-4) и низким содержанием серы (в данном случае 0,003%) это достигается независимо от температуры отжига. Для стали с близким содержанием ниобия (в данном случае 0,054 %), при высоком содержании серы (0,017%) такой размер зерна и соответствующий уровень прочности можно получить только при низкой температуре отжига. При этом для обеспечения удовлетворительной пластичности в случае высокой скорости нагрева и малой продолжительности отжига целесообразно использовать более высокие температуры смотки - 620-640 °С.

Таким образом, к повышению прочности холоднокатаного проката из стали, микролегированной ниобием, при его термической обработке в проходных агрегатах приводят повышение содержания марганца (через твердорастворное упрочнение) и ниобия, снижение содержания серы (через упрочнение путем измельчения зерна), снижение температур смотки и отжига.

Глава 7. Опытно-промышленное производство холоднокатаного проката из высокопрочных микролегированных сталей при термообработке в непрерывных агрегатах

По рекомендациям, разработанным на основании проведенных исследований, были выпущены опытные партии горячеоцинкованного проката классов прочности 260, 300, 340, 380, 420 по ЕЫ 10346:2009 на ОАО «ММК» и ОАО «Северсталь».

В стали, произведенной в ОАО «ММК», содержание серы было достаточно низким - 0,003-0,009%. Это позволило, в соответствии с ре-

зультатами, представленными в главе 6, обеспечить высокие показатели прочности и пластичности проката после отжига при достаточно высоких температурах 820-830 °С из-за выделения наноразмерных частиц сульфида марганца. При этом значения относительного удлинения получены существенно выше минимальных значений, предусмотренных НТД. Таким образом, ограничение содержания серы - не более 0,01 % является важным условием обеспечения высокого сочетания прочности и пластичности после отжига при температурах 820-830 "С.

Важным условием обеспечения высоких прочностных характеристик проката является также повышенное содержание марганца, обеспечивающего твердорастворное упрочнение.

Установлено, что выбранные варианты химического состава при соблюдении рекомендаций по оптимальным технологическим параметрам горячей прокатки и отжига, приемлемым для оборудования ОАО «ММК», обеспечивают получение требуемого комплекса свойств проката различных классов прочности.

Для проверки разработанных рекомендаций при выпуске опытных партий горячеоцинкованного проката из стали марки НХ420ЬАБ в ОАО «Северсталь» (вариант 3-7, табл. 2), варьировали следующие параметры производства: температуру между черновой и чистовой группой (993-1046 °С); температуру окончания прокатки (838-909 °С); температуру смотки (599-642 °С); степень обжатия при холодной прокатке (50— 70%); температуру выдержки при термической обработке (744-822 °С). В ходе статистической обработки влияния технологических параметров на свойства были рассчитаны частные коэффициенты корреляции и построены регрессионные модели для предела текучести (1), предела прочности (2) и относительного удлинения (3), позволяющие прогнозировать уровень свойств проката, в зависимости от значений технологических параметров:

а = 1456 - 0,939 То - 0,633 Гм + 1,513 ехп (1)

а = 1437 - 0,733 То - 0,660 Гм + 0,767 ехп (2)

5. = -96,4567 + 0,1356 Т + 0,0779 Т + 0,3434 • е - 0,037 Т. (3)

т.о см х.п 6 * '

Коэффициенты корреляции для моделей (1)-(3) между предсказанными и наблюдаемыми значениями I? составили = 0,955, /?2 = 0,896 и /?3= 0,968 соответственно.

Полученные модели подтверждают, что при одинаковом химическом составе основными параметрами, определяющими уровень свойств, являются:

- температура смотки, повышение которой от 600 до 620-640 "С приводит к некоторому снижению прочностных характеристик, но к существенному повышению пластичности;

- температура отжига, с повышением которой также снижается прочность и повышается пластичность из-за более полного протекания рекристаллизации и растворения наноразмерных частиц карбонитрида ниобия;

- степень обжатия при холодной прокатке - единственный параметр, увеличение которого приводит к повышению и прочности, и пластичности, из-за ускорения рекристаллизационных процессов, формирования мелкого и равномерного зерна при отсутствии влияния на параметры наноразмерных частиц.

На основании проведенных исследований были разработаны рекомендации по системам легирования и технологическим параметрам производства горячеоцинкованного проката классов прочности 260-420. На основе разработанных рекомендаций был произведен выпуск опытных партий горячеоцинкованного проката из микролегированных сталей марок НХ260ЬАЭ, НХЗООЬАБ, НХ340ЬАО, НХЗвОЬАО, НХ420ЬАЭ объемом более 800 т. Все произведенные партии полностью соответствовали требованиям ЕЙ 10346:2009. Выпущенные партии обладали стабильными значениями прочностных характеристик и высокими значениями относительного удлинения 22-33% (табл. 8).

ВЫВОДЫ

1. Исследованы закономерности формирования структуры и свойств холоднокатаного проката из высокопрочных сталей, микролегированных ниобием, ванадием и титаном при суммарной их концентрации 0,03-0,06%, подвергаемого термической обработке в агрегатах непрерывного действия. На их основе предложены технологические режимы, позволяющие управлять формированием структуры и свойств проката. Разработаны системы легирования и рекомендации по технологическим параметрам производства, реализованные в условиях ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь».

2. Высокая прочность холоднокатаного проката из микролегированных сталей, подвергаемого термической обработке в агрегатах непрерывного действия, обеспечивается микролегированием ниобием или ниобием совместно с ванадием в результате измельчения зерна и дисперсионного твердения.

3. В сталях, микролегированных ниобием, формирование в процессе горячей прокатки частиц Nb(C,N) размерами -0,1 мкм при отжиге обеспечивает завершение рекристаллизации при температурах 740-750 °С, ускоряет полиморфное превращение и приводит к измельчению зерна. Достижение высокой прочности (ст. > 420 Н/мм2, ав > 480 Н/мм2) и пластичности (5 > 22%) стали, отжигаемой в интервале температуре 750800 °С, обеспечивается дисперсионным упрочнением частицами Nb(C,N) размером менее 10 нм.

4. В сталях, микролегированных ниобием совместно с ванадием, после отжига в межкритическом интервале температур обеспечивается достижение низкого отношения предела текучести к временному сопротивлению (от/ав < 0,8) благодаря дисперсионному упрочнению в результате выделения частиц V(C,N) размерами 3 нм и менее в процессе охлаждения полосы.

5. Выделение частиц сульфида марганца в процессе термической обработки при температурах 820-840 "С обеспечивает измельчение зерна и способствует сохранению прочностных свойств проката.

6. Определены оптимальные химический состав стали и технологические параметры горячей (Гп ~ 880 "С , Гсм = 600 °С) и холодной (ехп> 60%) прокатки, термической обработки ( Гтж = 800 °С) и дрессировки (еп~ 1,5%) для получения проката из микролегированных сталей с пределом текучести 260-500 Н/мм2 с наиболее высоким и стабильным комплексом свойств.

8. Разработаны технологические рекомендации по производству в условиях ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и опытно-промышленных партий горячеоцинкованного металлопроката объемом более 800 т из высокопрочных микролегированных сталей со стабильными прочностными характеристиками и повышенными значениями относительного удлинения (22-33%) по сравнению с зарубежными аналогами.

Список цитированной литературы:

1. Шапошников Н.Г. Термодинамическое моделирование как инструмент совершенствования технологии нагрева слитков стали 12Х18Н10Т под прокатку // Материаловедение. 2004. № 11. С. 2-9.

2. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. - М.: Металлургия, 1986. - 312 с.

3. Мельниченко A.C. Статистический анализ в металлургии и материаловедении. - М.: МИСиС, 2009. - 267 с.

Основное содержание диссертационной работы изложено в следующих публикациях:

1. Ящук C.B., Родионова И.Г., Зайцев А.И., Шапошников Н.Г, Гордиен-ко А.И., Крылов-Олефиренко В.В. Влияние химического состава и технологических параметров горячей прокатки и рекристаллизационного отжига в агрегатах непрерывного горячего цинкования на структуру и свойства высокопрочных низколегированных сталей // Металлург. 2010. № 9. С. 56-62.

2. Ящук С.В, Бакланова О.Н., Родионова И.Г. Влияние термической обработки на формирование структуры и свойств перспективных высокопрочных низколегированных сталей // Перспективные материалы. 2011. № 5. С. 968-971.

3. Гордиенко А.И., Крылов-Олефиренко В.В., Зайцев А.И., Родионова И.Г., Кирильчук A.A., Ящук C.B. Формирование структуры и свойств микролегированной автолистовой стали // Проблемы черной металлургии и материаловедения 2011. № 4. С. 58-66.

4. Ящук C.B., Родионова И.Г., Шапошников Н.Г. Исследование формирования структуры и свойств высокопрочных холоднокатаных сталей различных систем микролегирования // Металлург. 2011. № 10. С. 61-67.

5. Ушаков С.Н., Дьяконов A.A., Горбунов A.B., Ящук C.B., Родионова И.Г., Фомин Е.С. Освоение производства проката из высокопрочных микролегированных сталей на непрерывных линиях // Сталь. 2012. № 2. С. 100-102.

6. Горбунов A.B., Ветренко А.Г., Курамшин P.P., Родионова И.Г., Ящук C.B., Белов В.К. Перспективы развития производства высокопрочных автолистовых сталей // Сталь. 2012. № 2. С. 113-115.

Подписано в печать 18.10.12. Формат 60x84 1/16 Бумага офсетная. Усл. печ. л. 1,0 Тираж 100 экз. Заказ № 120 Отпечатано в ЗАО «Металлургиздат» 105005, г. Москва, 2-я Бауманская ул., 9/23

Введение.

Глава 1. Аналитический обзор литературы.

1.1 Тенденции развития авто листовых сталей.

1.2 Потребительские и технологические свойства холоднокатаного проката из низколегированных сталей, подвергаемого термической обработке в непрерывных агрегатах.

1.3 Производство холоднокатаного проката в непрерывных агрегатах, режимы термической обработки.

1.4. Упрочнение низколегированных сталей.

1.5 Формирование структуры и свойств низколегированных холоднокатаных сталей.

1.5.1 Основные легирующие элементы.

1.5.2 Микролегирующие элементы.

1.6. Кинетика фазовых превращений и рекристаллизации в низкоуглеродистых холоднодеформированных сталях.

1.7 Постановка задачи исследований.

Глава 2. Материал и методики исследования.

2.1 Материал для исследования.

2.2 Методики исследования.

2.2.1 Термодинамический анализ областей существования фаз в высокопрочных низколегированных сталях.

2.2.2 Изучение кинетики фазовых превращений в микролегированных сталях при непрерывном нагреве и охлаждении.

2.2.3 Методика металлографического исследования микроструктуры.

2.2.4 Электронномикроскопическое исследование структуры.

2.2.5 Дифференциальная сканирующая калориметрия (ДСК).

2.2.6 Исследование состояния твердого раствора методом внутреннего трения.

2.2.7 Исследование механических свойств.

2.2.8 Методики статистического анализа.

Глава 3. Термодинамическое моделирование фазового состава сталей различных систем микролегирования.

Выводы по главе 3.

Глава 4. Влияние микролегирующих элементов на фазовые и структурные превращения, протекающие при горячей прокатке и термической обработке.

4.1 Исследование влияния параметров горячей прокатки на свойства сталей различных систем микролегирования.

4.2 Исследование влияния микролегирующих элементов на кинетику фазовых превращений.

4.2.1 Влияние микролегирования на процессы структурообразования при непрерывном нагреве.

4.2.2 Изучение кинетики распада аустенита, переохлажденного из двухфазной а-у области, в микролегированных сталях.

4.2.2.1 Изучение формирования структуры и свойств при охлаждении из межкритического интервала температур в стали, микролегированной ниобием.

4.2.2.2 Изучение формирования структуры и свойств при охлаждении из межкритического интервала температур стали, микролегированной ниобием и титаном.

4.2.2.3 Изучение формирования структуры и свойств стали, микролегированной ниобием и ванадием, при охлаждении из межкритического интервала температур.

4.2.2.4 Изучение формирования структуры и свойств стали, микролегированной ванадием и титаном, при охлаждении из межкритического интервала температур.

4.3 Закономерности формирования структуры и свойств стали различных вариантов микролегирования при охлаждении из межкритического интервала температур.

Выводы по главе 5.

Глава 5. Изучение формирования структуры и свойств холоднокатаного проката из сталей различных систем комплексного микролегирования.

5.1 Исследование процессов, протекающих при нагреве холоднодеформированной стали.

5.2 Влияние термической обработки на формирование структуры и свойств холоднокатаного проката из высокопрочных сталей различных систем микролегирования.

Выводы по главе 5.

Глава 6. Получение микролегированных сталей различных классов прочности.

6.1 Определение оптимального химического состава для получения холоднокатаного проката из высокопрочных микролегированных сталей различных классов прочности.

6.2 Исследование влияния технологических параметров производства на формирование структуры и комплекса механических свойств микролегированных сталей различных классов прочности.

6.2.1 Влияние температуры смотки и режима термической обработки на комплекс механических свойств.

6.2.2 Влияние температуры смотки и режима термической обработки на формирование структуры.

6.2.3 Влияние степени обжатия при холодной прокатке на комплекс механических свойств.

6.3 Общие закономерности влияния технологических параметров на свойства микролегированных сталей.

Выводы по главе 6.

Глава 7. Опытно-промышленное производство холоднокатаного проката из микролегированных сталей при термообработке в непрерывных агрегатах. 131 7.1 Анализ результатов выпуска партий проката из высокопрочных автолистовых сталей на ОАО «ММК».

7.2. Анализ результатов выпуска партий проката из высокопрочных автолистовых сталей на ОАО «Северсталь».

Выводы по главе 7.

Актуальность проблемы. Возрастающие требования к повышению безопасности и снижению массы автомобиля диктуют необходимость повышения прочности автолистовых сталей при одновременном обеспечении высоких показателей пластичности. В настоящее время наблюдается рост производства и потребления высокопрочных сталей с пределом текучести 260500 Н/мм и относительным удлинением более 22 %, применяемых в энергопоглощающих элементах конструкции автомобиля.

Отсутствие технологий производства ряда высокопрочных автолистовых сталей в России вынуждает автопроизводителей импортировать значительную часть металлопроката, применяемого при производстве автомобиля, в том числе в виде готовых штампованных изделий. При этом поставляемый прокат из низколегированных (микролегированных) сталей отличается нестабильностью прочностных характеристик (большой разницей между их максимальными и минимальными значениями в пределах одного класса прочности), а также низкой пластичностью.

Поэтому актуально создание технологий и освоение производства высокопрочных автолистовых сталей, превосходящих зарубежные аналоги, в частности, по более высоким характеристикам пластичности и по стабильности прочностных свойств.

Целью настоящей работы являлось установление закономерностей формирования структуры и свойств холоднокатаного проката из высокопрочных микролегированных сталей с пределом текучести 260-500 Н/мм , подвергаемого термической обработке в агрегатах непрерывного действия, разработка технологии и освоение производства проката со стабильными прочностными характеристиками и повышенными значениями относительного удлинения, по сравнению с требованиями, предъявляемыми EN 10346:2009.

В соответствие с поставленной целью решались следующие основные задачи:

1. Определение оптимальных систем легирования высокопрочных микролегированных сталей на основе изучения процессов формирования структуры при нагреве и охлаждении проката и термодинамического анализа условий выделения и растворения выделений избыточных фаз (частиц), влияющих на свойства.

2. Разработка технологических режимов производства, позволяющих управлять типом, количеством и морфологией частиц, формированием структуры и свойств холоднокатаного проката из микролегированных сталей применительно к технологическим возможностям отечественных металлургических предприятий.

3. Исследование влияния параметров сквозной технологии, в том числе режима термической обработки в агрегате непрерывного действия, на структуру и свойства холоднокатаного проката из высокопрочных сталей оптимальной системы микролегирования.

4. Разработка рекомендаций по оптимальному химическому составу и технологическим параметрам производства холоднокатаного проката различных классов прочности. Выпуск опытных и промышленных партий металлопродукции с обеспечением требуемого комплекса механических свойств.

Научная новизна работы:

В результате выполненных теоретических и экспериментальных исследований получены следующие новые результаты:

1. Показано, что для холоднокатаных высокопрочных микролегированных сталей, подвергаемых непрерывной термической обработке, достижение наиболее высокой прочности проката обеспечивается при микролегировании ниобием или ниобием совместно с ванадием. Дополнительное микролегирование титаном приводит к снижению прочностных свойств из-за уменьшения эффективности частиц Nb(C,N), V(C,N), вследствие их выделения на частицах TiN.

2. Установлено, что для сталей микролегированных ниобием измельчение зерна (<5 мкм) в процессе отжига достигается благодаря формированию в процессе горячей прокатки в интервале температур 900-950 °С частиц Nb (C,N) размером ~ 0,1 мкм. Дисперсионное упрочнение обеспечивается частицами Nb (C,N) размерами менее 10 нм, формирующимися в процессе охлаждения горячекатаных полос, смотанных в рулон при температуре ~ 600 °С, которые сохраняются при отжиге в интервале температур 750-800 °С. Увеличение температуры отжига выше 820 °С приводит к повышению пластичности при незначительном снижении прочности из-за растворения наиболее дисперсных частиц Nb (C,N).

3. Впервые показано, что для сталей микролегированных ниобием и ванадием, при термической обработке выше 800 °С происходит растворение частиц V(C,N), сформировавшихся при охлаждении горячекатаного проката. Дисперсионное упрочнение таких сталей обеспечивается благодаря выделению частиц V(C,N) размерами менее 10 нм на этапе охлаждения полосы после непрерывного отжига. С увеличением температуры отжига от 800 до 860 °С и скорости охлаждения от 15-18 до 39-52 °С эффективность дисперсионного упрочнения возрастает вследствие увеличения количества частиц V(C,N) и уменьшения их размеров до 3 нм и менее.

4. Показано, что при низком содержании серы (0,003-0,006 %) при нагреве под прокатку происходит растворение значительной доли сульфида марганца, часть которого не успевает выделиться при последующей прокатке и охлаждении горячекатаных полос, образуя в процессе отжига при температурах 820-840 °С частицы размерами не более 30 нм, что приводит к измельчению зерна и к сохранению высокой прочности.

Практическая значимость работы состоит в следующем:

1. Разработаны технологические рекомендации по оптимальным системам легирования высокопрочного горячекатаного проката из низколегированных сталей с пределом текучести 260-500 Н/мм .

2. Определены оптимальные значения технологических параметров производства, которые различаются в зависимости от класса прочности, выбранной системы легирования и возможностей применяемого оборудования.

3. Рекомендации работы использованы при выпуске на ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и промышленных партий горячеоцинкованного проката из высокопрочных микролегированных сталей марок НХ260ЬАБ, НХЗООЬАБ, НХ340ЬАБ, НХ380ЬАБ, НХ 420ЬАБ по ЕЫ 10346:2009 с показателями пластичности и стабильности прочностных характеристик выше, чем у существующих аналогов.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Обоснование механизмов влияния микролегирующих элементов на кинетику фазовых превращений при непрерывном нагреве и охлаждении, формирование структуры и свойств холоднокатаного проката из высокопрочных сталей, термообрабатываемого в непрерывных агрегатах.

2. Оптимальные технологические режимы, позволяющие управления структурой и свойствами холоднокатаного проката из высокопрочных микролегированных сталей при термической обработке в агрегатах непрерывного действия, в том числе путем формирования выделений избыточных фаз оптимальной морфологии на разных этапах технологии.

3. Обоснование оптимальных систем микролегирования и параметров сквозной технологии, обеспечивающих формирование благоприятной структуры и высокого комплекса свойств холоднокатаного проката из высокопрочных микролегированных сталей, термообрабатываемых в непрерывных агрегатах.

Апробация работы.

Результаты работы доложены и обсуждены: на XI Конгрессе сталеплавильщиков «ТРАНСМЕТ 2010», г. Нижний Тагил, 2010 г.; на VIII Конгрессе прокатчиков, г.Магнитогорск, 2010 г.; на научно-технической конференции «Металлопродукция для автопрома», г. Москва, 2010 г.; на III научно-технической конференции по термической обработке «Новые стали для машиностроения и их термическая обработка», г. Тольятти, 2011 г.; на международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии» (АММТ2011), г. Санкт-Петербург, 2011 г.; на XI Российско-Китайский симпозиум «Новые материалы и технологии» (АМР-2011), г. Санкт-Петербург, 2011 г.; на XIX Менделеевском съезде по общей и прикладной химии «Физико-химические основы металлургических процессов», г. Волгоград, 2011 г.

Работа отмечена золотой медалью на XVI Международной промышленной выставке «Металл-Экспо 2010», а также дипломом лауреата конкурса «Молодые ученые» на XVI Международной промышленной выставке «Металл-Экспо 2010».

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 12 работ, из них шесть статей в журналах из перечня ВАК РФ.

Автор выражает глубокую благодарность научному руководителю, доктору технических наук И.Г. Родионовой за оказанную помощь при определении направления работы, проведении экспериментов и исследований, к.х.н Н.Г. Шапошникову за помощь в проведении термодинамического анализа, О.Н.Баклановой и Е.Ю. Корнеевой за помощь в проведении исследований микроструктуры, И.В. Лясоцкому, Д.Л. Дьяконову и Т.И. Стрижаковой за помощь в проведении электронномикроскопических исследований, В. А. Пименову за помощь в проведении механических испытаний, A.A. Ефимову, И.И. Франтову и К.А. Устинову за помощь в проведении дилатометрических исследований, А.Н. Борцову и К.Ю. Ментюкову за помощь в проведении лабораторных опытов, к.ф.-м. н. А.С.Мельниченко за помощь в проведении статистического анализа, Е.С.Фомину, Т.М. Ефимовой, A.B. Горбунову за помощь в проведении промышленных экспериментов.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Исследованы закономерности формирования структуры и свойств холоднокатаного проката из высокопрочных сталей, микролегированных ниобием, ванадием и титаном при суммарной их концентрации 0,03-0,06%, подвергаемого термической обработке в агрегатах непрерывного действия. На их основе предложены технологические режимы, позволяющие управлять формированием структуры и свойств проката. Разработаны системы легирования и рекомендации по технологическим параметрам производства, реализованные в условиях ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь».

2. Высокая прочность холоднокатаного проката из микролегированных сталей, подвергаемого термической обработке в агрегатах непрерывного действия, обеспечивается микролегированием ниобием или ниобием совместно с ванадием в результате измельчения зерна и дисперсионного твердения.

3. В сталях микролегированных ниобием, формирование в процессе горячей прокатки частиц 1чГЬ (С,1М) размерами ~ 0,1 мкм при отжиге, обеспечивает завершение рекристаллизации при температурах 740-750 °С, ускоряет полиморфное превращение и приводит к измельчению зерна.

2 2 Достижение высокой прочности (с?х> 420 Н/мм ; ав > 480 Н/мм ) и пластичности (8 >22 %) стали отжигаемой в интервале температуре 750-800

С обеспечивается дисперсионным упрочнением частицами № (СДчГ) размером менее 10 нм .

4. В сталях микролегированных ниобием совместно с ванадием после отжига в межкритическом интервале температур обеспечивается достижение низкого отношения предела текучести к временному сопротивлению (от/ ав< 0,8) благодаря дисперсионному упрочнению в результате выделения частиц У(С,]\Г) размерами 3 нм и менее в процессе охлаждения полосы.

5. Выделение частиц сульфида марганца в процессе термической обработки при температурах 820-840 °С обеспечивает измельчение зерна и способствует сохранению прочностных свойств проката.

6. Определены оптимальные химический состав стали и технологические параметры горячей ( Гкп - 880 °С , Гсм - 600 °С) и холодной (ех.п> 60%) прокатки, термической обработки ( Ттж - 800 °С) и дрессировки (еп - 1,5%) для получения проката из микролегированных сталей с пределом текучести 260-500 Н/мм с наиболее высоким и стабильным комплексом свойств.

8. Разработаны технологические рекомендации по производству в условиях ОАО «ММК» и ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и опытно-промышленных партий горячеоцинкованного металлопроката объемом более 800 т из высокопрочных микролегированных сталей со стабильными прочностными характеристиками и повышенными значениями относительного удлинения (22-33%) по сравнению с зарубежными аналогами.

1. Кан Р. Физическое металловедение, вып.З. /Пер. с англ. М.: Мир, 1968.-484 с.

2. Korchynsky, М. The role of microalloyed steels in the age of explosive growth of steel usage/Korchynsky M., Stuart H. //Proceeding of the Conference of Low Alloy High Strength Steels, Nuremberg 1970,The Metallurg Companies, 1970.

3. Hall, E.O. The Deformation and Ageing of Mild Steel: III Discussion of Results, Proceedings of the Physical Society, Section B, 1951. V. 64, Issue 9, pp. 747-753.

4. Petch, N.J. The cleavage strength of polycrystals, J. Iron and Steel Institute, v. 174, May 1953.-p. 25-28.

5. Матросов Ю.И. Литвиненко Д.А., Голованенко С.А. Сталь для магистральных трубопроводов. М.: Металлургия. 1989. - 288 с.

6. DeArdo, A.J. An Overview of Microalloyed Steels. 1988, Eighth Process Technology Conference Proceedings, Vol. 8 (Warrendale, Pennsylvania: Iron & Steel Society of AIME), p. 67-78.

7. Fukuda M., Hashimoto Т., Kunishige K. Effects of controlled rolling and microalloying of strip and plates Proceedings of the Conference Microalloying 75, p-136 Washington, DC,1975, Union Carbide Corp, New York, N.Y., 1977.

8. Siwecki, T. Recrystallization controlled rolling of HSLA steels/ Siewecki Т., Hutchinson В., Zajac S./ Proceedings of the International Conference (Microalloying'95), Pittsburgh, PA, 1995. p. 197-210.

9. Хайстеркамп, Ф. Ниобийсодержащие низколегированные стали/ Хайстеркамп Ф., Хулка К., Матросов Ю.И., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И., Столяров В.И., Чевская О.Н. М.: СП ИНТЕРМЕТ ИНЖИНИРИНГ, 1999. -94 с.

10. Пикеринг.Ф.Б . Физическое материаловедение и разработка сталей/ Ф.Б. Пикеринг. Пер с англ. М.: Металлургия, 1982. - 184 с.

11. Kozasu, J. Property evolution in steel through thermomech. treatment, Proceed of Internat. Confer, on Phys. metallurgy of thermomech. processing of steels and other metals, Thermec '88, Thelron and Steel Inst, of Japan. -1988. p. 420.

12. Wang R. et.all Microstructure and precipitation behavior of Nb, Ti complex microalloyed steel produced by compact strip processing. ISIJ international, vol.46, No. 9. p. 1345-1353.

13. Charleux M. et.all Precipitation Behavior and its effect on strengthening of an HSLA-Nb/Ti Steel, Metallurgical and materials transactions A V.32A july 2001.-1635 p.

14. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов: Учебн.пособие для вузов. М.: Металлургия, 1986. -312с.

15. Голованенко С. А., Малоперлитная сталь высокой прочности и хладостойкости для магистральных газопроводов / С.А. Голованенко, Д.А. Литвиненко, Ю.И. Матросов и др.// Сталь. 1988. - № 4. - С. 86.

16. Шабалов И.П., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И. Стали для труб и строительных конструкций с повышенными эксплуатационными свойствами. -М.: "Металлургиздат", 2003. 520 с.

17. Hot rolled hsla strip steels for automotive and construction applications Jitendra Patel, Christian Klinkenberg and Klaus Hulka Niobium Science & Technology. Proceedings from International Symposium Niobium 2001, Orlando, FL. December 2-5, 2001.

18. Bleck W., Ratte E. Fundamentals of cold formable HSLA steels.//International Symposium on Niobium Microalloyed Sheet Steel for Automotive Application. TMS (The Minerals, Metals & Materials Society), 2006. -p. 551-564.

19. Bernard Engl ,Cold rolled hsla sheet and strip products // Proceedings of the Int. Symp. Niobium 2001, Orlando, USA, 2.-5. December 2001.

20. Непрерывная термическая обработка автолистовой стали Гусева С.С., Гуренко В.Д., Зварковский Ю.Д. М. : Металлургия , 1979. - 224 с.

21. Двухфазные низколегированные стали. Голованенко С.А., Фонштейн Н.М. М.: Металлургия, 1986. - 207 с.

22. V.F. Zackay, E.R. Parker, D. Fahr, R. Busch The enhancement of ductility in high-strength steels Trans. Am. Soc. Met., 60 (1967). p. 252-259.

23. Hiroshi Matsuda, Fusato Kitano, Kohei Hasegawa et al. Metallurgy of continuously annealed high strength TRIP steel sheet// Steel Research. 2002. -V.73. -№6-7. -C.211-217.

24. Krizan, D., Decooman B.C. Retained austenite stability in the cold rolled CMnAlSiP micro-alloyed TRIP steels, International Conference on Advanced High Strength Sheet Steels for Automotive Applications AIST. 2004. - p. 205216.

25. J. Ohlert, W. Bleck, K. Hulka Control of microstructure in TRIP steels by niobium, International Conference on TRIP-aided High Strength Ferrous Alloys GRIPS' Sparkling World of Steel. 2003. - p. 199-206.

26. The effects of thermomechanical processing on the precipitation in an industrial Dual-phase steel microalloyed with titanium W.Saikaly et all. Metallurgical and materials transactions A Volume 32A, August 2001. p. 1939.

27. Иводитов В.А. Автомобильная сталь ч.1.//Производство проката. -2005.-№1,-С. 37-44.

28. Future Steel Vehicle overview report April 2011, www.worldautosteel.org/projects/future-steel-vehicle/phase-2-results.

29. Advanced high strength steel (AHSS) application guidelines: version 4.1 June 2009. www.Worldautosteel.org

30. ULSAB-AVC-Technical Transfer Dispatch №6. AISI. 2001. May.

31. S. Takashi Materials and technologies for automotive use JFE technical report No.2 (mar.2004).

32. Modelling of microstructure evolution during hot rolling of a 780 Mpa High Strength Steel N.Nakata, M.Militzer ISIJ international, vol. 45. 2005. - No. 1, p. 82-90.

33. Final report Communication Module Mass Reduction, November 2006 www.worldautosteel.org/projects/mass-reduction/mass-reduction-a-report-by-fka/

34. Парамонов В., Кондаков П., Полькин В., П ацвальд М., Копцев А., Жуков В., Мороз А., Азизбекян В., Камынин С., Трушков В., Айрумян Э.,156

35. Лавров В. Неумолимый спрос /Материалы 3-ей международной конференции «оцинкованный и окрашенный прокат: тенденции производства и потребления'2008//. Металлоснабжение и сбыт, № 4 апрель 2008.

36. Горбунов А.В., Ветренко А.Г., Курамшин P.P., Родионова И.Г., Ящук С.В., Белов В.К. Перспективы развития производства высокопрочных автолистовых сталей// Сталь. 2012. - № 2. - 113-115.

37. Microalloyed steels produced by usiminas for the automotive industry. Joao F.B. et all. International symposium on niobium mycroalloyed sheet for automotive application TMS, 2006.

38. Шахпазов Е.Х., Родионова И.Г., Бурко Д.А., Бакланова О.Н., Рыбкин Н.А., Кузнецов В.В., Долгих О.В. Развитие проката повышенной прочности для автомобилестроения. // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2007, №1, с.47-52.

39. Беняковский М.А., Масленников В.А. Автомобильная сталь и тонкий лист. Череповец.: Издательский дом «Череповец», 2007. - 636 с.

40. И.М.Шебаршова, Освоение технологии травления металлопроката в условиях стана тандем 2000/ Шебаршова И.М., Левашова Е.В., Таранин И.В., Ласьков С.А., Лукьянов С.А.// Сталь, №2, - 2012. - с. 61-63.

41. Б.А.Дубровский, Освоение технологий производства проката в новом комплексе холодной прокатки/ Дубровский Б.А., Шиляев П.В., Ласьков С.А., Горбунов A.B., Лукьянов С.А., Голубчик Э.М.// Сталь, №2 2012г.с.63-65

42. Роберте В.Л. Холодная прокатка стали. Пер.с англ. М., "Металлургия", 1982.-554 с.

43. Родионова И.Г., Саррак В.И., Суворова С.О. и др. Условия предотвращения старения автолистовой стали 08Ю после непрерывного отжига. //Сталь. 1986. - №1. - с. 71-74.

44. Брандштеттер Д. Технология отжига в колпаковых печах. Современные концепции производства холоднокатаной тонколистовой стали для автомобилестроения // Тр. IV Конгресса прокатчиков (г.Магнитогорск, 16-19 октября 2001г.). М.: 2002. - С. 227-236.

45. Паркерт Р. Непрерывный отжиг холоднокатаной полосы для глубокой вытяжки // Черные металлы. 1985. - №19. - С.21-26.

46. Бернштейн M.JI., Займовский В.А. Механические свойства металлов. М.: Металлургия, 1979. 496 с.

47. Приходько, В.М. Металлофизические основы разработки упрочняющих технологий/Приходько В.М., Петрова Л.Г., Чудина О.В// М. Машиностроение, 2003. 384с.

48. Irvin K.J., Pickering F.B., Gladman Т. Grain -refined C-Mn steels // J. Iron Steel Inst. 1967. v. 205, - №2. - pp. 161-182.

49. Orovan E. Dislocations and Mechanical Properties. In: Dislocations in Metals. Ed. by M. Cohen. New York, 1954. p.69.

50. Dislocation theory and transient creep Mott, N. F Nabarro F.R.N. // Rep.Conf Strenght of solids physical society London, 1948. P.75-81.

51. Келли А. Высокопрочные материалы: Пер с англ. М.: Мир, 1976. 262 с.

52. Тушинский Л.И. Теория и технология упрочнения металлических сплавов. Новосибирск. Наука.Сиб.отд-ние, 1990. 306 с.

53. Matsuoka Т., Takahashi М., Yamamory К., Matsui Т. Development of cold rolled high strength steel sheet // Sumitomo Search 1974, №12. - p. 26-37.

54. Gladman Т., Dulieu D. and Mclvor I.D., "Structure-Property Relationships in High Strenght Microalloyed Steels", Microalloying 75, (New York, NY: Union Carbide Corp., 1977) 32-55.71

55. Meyer L., Heisterkamp F., Hulka K., Muschenborn W. Thermomechanical processing of high-strength and mild flat-rolled steels // Thermec 97 -Wollongong, Australia, 1997. p. 87-97.

56. Rofes-Vernis J., Robat D. Engineering steels for the automotive industry. // International seminar «Modern developments in metallurgy and technologies of steel for automotive industry» Moscow, 2004. - p. 173-180.

57. Resolution of the Hall-Petch equation and comparison with experimental results of three vanadium-titanium microalloyed steels M.Carsi, F.Penalba, I. Gutierrez Journal of materials science 28 (1993).

58. Pradhan R.R. Rapid annealing in cold-rolled rephosphorized steels containing Si, Cb and V//Journal of Heat Treating-V. 2, Number 1 (1981). -p. 73-82.

59. Tadeusz S., Stanislaw Z. , Hutchinson B. The role of vanadium in microalloyed steels by rune/ The scandanavian journal of metallurgy. 1999. -October.

60. Холек X. Двойные и тройные карбидные и нитридные системы переходных металлов/ Пер с нем. М.: Металлургия, 1988. - 318 с.

61. Rudy Е. Boundary Phase Stability and Critical Phenomena in Higher Order Solid Solution Systems.//J.Less-Common Met. 1973. - v.33. - P.43-70.

62. Inoue K., Ishikawa N., Ohnuma I., Ohtani H., Ishida K. Calculation of Phase Equilibria between Austenite and (Nb,Ti,V)(C,N) in Microalloyed Steels.//ISIJ International. 2001. - v.41. - №2. - P.175-182.

63. Frisk K. Thermodynamic modelling of multicomponent cubic Nb, Ті and V carbides/carbonitrides/ CALPHAD 32, 2008. p. 326-337.

64. Qilong Y., Xinjun S., Gengwei Y., Zhengyan Z., Solution and Precipitation of Secondary Phase in Steels: Phenomenon, Theory and Practice// Advanced Steels, 2011.

65. Properties of a Nb-V-Ti microalloyed steel influenced by cold rolling and annealing/ M.Janosec et al.//Journal of achievements in materials and manufacturing engineering. vol.20. -№1-2. - P.251-254.

66. The application of Nb to automotive sheet stells in Baostell/W. Lee et al.// International Symposium of Niobium Microalloyed Sheet Steel for Automotive Application/ Edited by S.Hashimoto, S.Jansto, H. Mohrbacher, F. Sicilioano.-TMS,2006. P.213-219.

67. Garcia and A.Le Bon,"Transformation and precipitation in steels after Hot Strip Rolling", Europe. Coal and Steel Comm., Final Report, Research Project n. 7210 -KD/310, April 1984.

68. Гринберг E.M., Родионова Ю.Е., Чумаков M.B. Исследование рекристаллизации автолиста из особонизкоуглеродистой микролегированной стали при кратковременной термической обработке // Производство проката. 1999. №9. - С. 18-22.

69. Rodriguez Torres С.Е., Sanchez F.H., Gonzalez A., Actis F., and Herrera R. Study of the kinetics of the recrystallization of cold-rolled low-carbon steel// Metallurgical and material transactions A . V 33A, January 2002. - p. 25-31.

70. Настич, С.Ю. Разработка технологии термомеханической обработки рулонного проката класса прочности К56-К60 в условиях станов 2000/ Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2012. - №1.

71. Effect of manganese on microstructure of an isothermally transformed Fe-Nb-C alloy Sakuma, Т.; Honeycombe, R. W. К Volume 1, Number 5, May 1985. p. 351-356(6).

72. Okamoto R., Borgenstam A., Agren J. Interphase precipitation in niobium-microalloyed steels// Acta Materialia, vol. 58, no. 14, pp. 4783-4790, 2010

73. A. T. Davenport and R. W. K. Honeycombe, "Precipitation of Carbides at Austenite/FerriteBoundaries in Alloy Steels", Proc. Roy, Soc. London 322 (1971) pp. 191-205.

74. Fundamentals and Applications of Microalloying Forging Steels, C.J. Van Tyne, G. Krauss, and D.L. Matlock, Ed., TMS,Warrendale, PA, 1996.

75. R.W.K. Honeycombe, "Transformation from Austenite in Alloy Steels", Metal 1. Trans. A, 1976. Vol. 7A. - pp. 915-936.

76. И.И. Новиков, Теория термической обработки: Учебник для вузов. 4-е изд., перераб. И доп./ Новиков И.И.// М.: Металлургия. - 1986г. - 480 с.

77. M.Avrami Kinetics of Phase Change. I General Theory // Journal of chemical physicsio- dec.-Vol. 7.-1939.-pp.1103-1112

78. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов А.Г. Хачатурян. Монография. М.: Наука, - 1974. - с.384.

79. М. Tokizane, N.Matsumura, К. Tsuzaki. T.Maki, and I.Tamura: Metall. Trans. A, 1982, vol. 13A, pp. 1279-38.

80. D.Z. Yang, E.L. Brown, D.K. Matlock, and G.Krauss: Metall. Trans. A. 1985, vol. 16A, pp.1385-92.

81. I.A. El-Sesy, H.J. Klaar, and A.H. Hussein: Steel Res., 1990, vol.90(3), p.519-26

82. R.R. Mohanty, O.A. Girina, and N.M. Fonstein Effect of heating rate on the austenite formation in low-carbon high-strength steels annealed in the intercritical region, Metallurgical and materials transactions A, Vol. 42A, Dec. 2011. p. 36803690.

83. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия 1978. 568 с.

84. С.Е. Rodriguez Torres, F.H. Sanchez, A.Gonzalez, F.Actis, and R.Herrera Study of the kinetics of the recrystallization of cold-rolled low-carbon steel// Metallurgical and material transactions A .- V 33A, January 2002. p. 25-31.

85. Патент 2361935 CI (RU) Способ производства горячеоцинкованного проката повышенной прочности. Кузнецов В. В.,Струнина Л. М.,Шишина А. К. и др. // Опубл. 20.07.2009.

86. Патент 2387731 CI (RU) Сталь и изделие, выполненное из нее (варианты). Мальцев А.Б., Кузнецов В.В., Струнина Л. М. и др. // Опубл. 27.04. 2010.

87. Выложенная заявка Японии JP 2002-088447 (A) High strength galvanized steel sheet having excellent workability and plating property and its production method. Опубл. 27.03.2002.

88. Выложенная заявка Японии JP 2003-193188 (A) High tensile strength galvannealed, cold rolled steel sheet having excellent stretch-flanging property and production method therefore. Опубл. 09.07.2003.

89. Выложенная заявка Японии JP 2004-285434 (A) Production method of hot-dip galvanized steel sheet excellent in stretch-flange formability. Опубл. 14.10.2004.

90. Выложенная заявка Японии JP 2006-083471 (A) Method for producing hot dip galvanized steel sheet having excellent strain age hardening property. Опубл. 03.30.2006.

91. Выложенная заявка Южной Кореи KR2003/0021423 (A) Method for manufacturing automotive steel sheet having ultra high formability. Опубл. 15.03.2003.

92. Патент № 0057777 (KR), МПК C21D8/02; C21D8/02. Method for manufacturing ultra high strength cold rolled steel sheet for automotive bumper reinforcements. 2004.

93. Шапошников Н.Г., Могутнов Б.М., Полонская C.M., Колесниченко А.П. и Белявский П.Б. Термодинамическое моделирование как инструмент совершенствования технологии нагрева слитков стали 12Х18Н10Т под прокатку .//Материаловедение. 2004. - № 11.- С.2-9

94. Hillert M., Staffanson L.I. The regular solution model stoichiometric phases and ionic melts //ActaChem.Scand. 1981. v.42. - №4, - p. 247-301.

95. B.Sundman, J.Agren A regular solution model for phases with several components and sublattices, suitable for computer applications // J.Phys.Chem. Solids. 1981.-v.42.-p. 297-301

96. M.Hillert, M.Jarl A model for alloying effects in ferromagnetic metals // Calphad 1978. v. 2. - № 4. - p. 227-238.

97. И.И. Франтов, И.Л. Пермяков, А.Н.Борцов Кинетика фазовых превращений аустенита в околошовной зоне и в зоне термического влиянияпри сварке микролегированных трубных сталей// Проблемы черной металлургии и материаловедения №3.- 2011,- с.38-49

98. Криштал М.А., Пигузов Ю.В., Головин С.А. Внутреннее трение в металлах и сплавах. М.: Металлургия. 1964. 348 с.

99. Криштал М.А., Головин С.А. Внутреннее трение и структура металлов.- М.: Металлургия, 1976. 288 с.

100. Блантер М.С. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях. М.: Металлургия. 1991. - 428 с.

101. Штрахман К.М., Пигузов Ю.В., Логвиненко Ю.С. Методика разделения результирующей кривой температурной зависимости внутреннего трения в случае наложения нескольких ацирелаксационных процессов. Заводская лаборатория. 1974. - №6. - С.729-733.

102. Wepner W., Yleihzeitige W. Ermittlung kleizner Kohlenstoff und Stickstoffgehalte im a-Eisen durch Doimpfungsmesser. Arhiv Eisenhuttenwesen. 1956. 27. 7. P.449-455.

103. Хефт Г. Измерение внутреннего трения. Сборник «Испытания металлов», пер. с нем. М.: Металлургия. 1967. С.314-329.

104. Мельниченко А.С. «Статистический анализ в металлургии и материаловедении». М.: МИСиС, 2009. - С. 267.

105. Дьяченко С.С. Образование аустенита в железо-углеродистых сплавах.- М.: Металлургия, 1982. 128 с.

106. M.Oyarzabal, A.Martinez-de-Guerenu, I.Gutierrez Effect of stored energy and recovery on the overall recrystallization kinetics of cold rolled low carbon steel //Materials science and engineering A . 2008. - p. 200-209.