автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Измельчение зерна при охлаждении горячекатаной низколегированной стали

ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ ФГОУ ВПО «ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ «МОСКОВСКИЙ ИНСТИТУТ СТАЛИ И СПЛАВОВ»

На правах рукописи

Нгуен Суан Фыонг

ИЗМЕЛЬЧЕНИЕ ЗЕРНА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ ГОРЯЧЕКАТАНОЙ НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ

Специальность 05.16.01 - "Металловедение и термическая обработка металлов"

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва, 2008

003452137

Работа выполнена ¡¡а кафедре металловедения и физики прочности

Государственного технологического университета «Московский институт стали и сплавов» Научный руководитель

Кандидат технических наук, доцент Моляров В.Г.

Официальные оппоненты

д.т.н., профессор Ушаков Б.К. к.т.н. Пименов В.А.

Ведущее предприятие ИМЕТ им. А.А. Байкова РАН

Защита диссертации состоится «2.0» На^Ь^.Х- 2008 г. в "И^ЛО на заседании Диссертационного совета Д 212.132.08 при Московском Институте Стали и Сплавов по адресу: 119049, Москва, Ленинский проспект, д. 4, в ауд. Б 436

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского Института Стали и Сплавов

Автореферат разослан «__»_2008 г.

Ученый секретарь Диссертационного совета, д.ф.-м.н, профессор

С.И. Мухин

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы.

Форсированное охлаждение полосы на отводящем рольганге и заключительной стадии горячей прокатки стали на непрерывном широкополосном стане существенно измельчает зеренную структуру: зерно феррита на 1-2 балла мельче зерна рекристаллизованного аустенита. Точная оценка кратности измельчения реализована лишь для отдельных марок сталей и является проблемой, для решения которой необходимы математические модели, описывающие закономерности структурообразования не только при у-а превращении, но и в результате предварительной многократной горячей деформации и завершающего медленного охлаждения стали с учетом деформационно-скоростных параметров обработки и химического состава. Разработка таких моделей и их программная реализация в составе систем оперативного прогноза структуры и механических свойств проката актуальны для современного металлургического производства, оснащенного мощными техническими средствами сбора и обработки информации, и, в конечном счете нацелены на выпуск металлопродукции стабильно высокого качества и повышение эффективности его управления.

Цель работы.

Изучение закономерностей формирования структуры при охлаждении (у-а превращении) горячекатаной низколегированной стали различного химического состава и аналитическое описание этих закономерностей в виде, пригодном для использования в производстве.

Научная новизна.

1. На основании физических моделей зарождения новой фазы при распаде аустенита низколегированной стали предложены обобщенные параметры кинетики этого процесса и рассчитаны регрессионные соотношения в соответствующем пространстве параметров для использования в системах управления прокатным станом (АСУ НШПС).

2. Для широкого спектра низколегированных сталей предложена универсальная зависимость коэффициента измельчения зерна от исходного структурного состояния, технологических параметров обработки и химического состава. Введен параметр, отвечающий за химических состав, и получена зависимость, обобщенная на широкий спектр экономнолегированных сталей с содержанием 0,006-0,16%С, углеродный эквивалент которых изменяется в диапазоне 0,03-0,41.

Практическая ценность.

Получены соотношения для использования в алгоритмах оперативного прогноза структуры и системах управления качеством проката по реальным технологическим параметрам охлаждения горячекатаных экономнолегированных сталей. Эти соотношения охватывают практически весь марочный сортамент проката, изготавливаемого на НШПС из малоуглеродистых, микро- и низколегированных (автолистовых и трубных) сталей.

Апробация работы.

Основное содержание работы было представлено и обсуждено на следующих научных конференциях: Ш-я Евразийская научно-практическая конференция "Прочность неоднородных структур", Москва, 2006 г.; П-я Международная школа "Физическое материаловедение" и ХУШ-я Уральская школа металловедов-термистов "Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов", Тольятти,

2006 г.; 62-я научная конференция студентов и молодых учёных МИСиС, Москва,

2007 г.; 63-я научная конференция студентов и молодых учёных МИСиС, Москва, 2008г.; 1У-я Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур», Москва, 2008 г.

Структура работы и объем диссертации.

Материал диссертации изложен на страницах машинописного текста, иллюстрирован^ рисунками и /3 таблицами, библиография названий.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ

Материалом исследований являлись низколегированные стали различного химического состава (табл. 1), выплавленные кислородно-конверторным способом и прокатанные на НШС 2000 ОАО НЛМК и стапе 800 ОАО "Уральская Сталь" в полосы толщиной 4-10 мм. Из центральной части горячекатаной полосы каждой стали были отобрашл карты, из которых вырезали образцы размером 20x20 мм.

Таблица 1

Марка стали Содержание элементов, % масс.

С Мп Р Б Сг № Си А1 Л V N

озхгю 0,05 1,18 0,19 0,018 0,025 0,48 0,09 0,08 0,06

06Г1Б 0,08 1,07 0,32 0,013 0,006 0,05 0,04 0,08 0,06 0,02 0,02

09Г2 0,11 1,67 0,30 0,022 0,008 0,14 0,07 0,14 0,05 0,02

14Г2АФ1 0,13 1,03 0,40 0,015 0,004 0,03 0,02 0,09 0,016

16Г2АФ 0,16 1,26 0,39 0,018 0,018 0,02 0,04 0,07 0,04 0,04 0,015

17Г1С-У 0,16 1,22 0,39 0,017 0,016 0,02 0,05 0,07 0,04 0,04

Для изучения влияния размера исходного зерна йу и скорости охлаждения н> в интервале у-а превращения на измельчение зеренной структуры стали (табл. 1), образцы после аустенитизации в течение 15 мин при температурах 900, 950, 1000, 1050, 1100, 1150°С и подстуживания на 900°С в течение 5 мин, охлаждали со скоростью 0,06 - 50 К/с в интервале температур 850-550°С. Температуру нагрева и скорость охлаждения стали регистрировали потенциометрами ПП-63 и КСП-4 от хромель-алюмелевой термопары, зачеканенной в центр образца. От каждой температуры аустенитизации один образец-свидетель закаливали в воду для последующего выявления зеренной структуры аустенита (исходного зерна) стали.

Закономерности измельчения зеренной структуры в результате горячей деформации стали в предрекристаллизационном интервале температур (Af3<í<Ape4,) и последующего у-а превращения изучили на стали 06Г1Б. Образцы 20x20 мм этой стали нагревали до температуры 1000°С, после аустенитизации в течение 15 мин подстуживали до 900°С с 5 минутной выдержкой и осаживали со скоростью -5 с1 -подвергали горячей деформации на 10-62%, после чего охлаждали до комнатной температуры. Средняя скорость охлаждения образцов в интервале у-а превращения составляла и>=0,16 К/с. Часть образцов сразу после деформации, то есть без последеформационной паузы закаливали в воду, их использовали для выявления границ аустенитного зерна и рентгеноструктурного анализа Величину деформации е образца рассчитывали как отношение разницы между его начальной и конечной толщинами к исходной толщине. Тип структурного состояния деформированного аустенита определяли по анизотропии его зеренной структуры (металлографическим анализом) и интенсивности рентгеновских линий (100)а , (200)а и (211)а (рентгеноструктурным анализом закаленных образцов на дифрактометре ДРОН-ЗМ в СоКа - излучении).

Границы зерна аустенита выявляли в насыщенном кипящем водном растворе пикриновой кислоты с добавкой поверхностно-активного вещества (синтола) в соответствии с ГОСТ 5639-82. Феррито-перлитную структуру выявляли травлением шлифов 4%-ным раствором азотной кислоты в спирте.

Металлографический анализ зеренной структуры стали выполнили при увеличениях х100-600 на микроскопах МЕТРАМ РВ-23, Axiovert 40МАТ и Neophot 21, оснащенного оптической приставкой и цифровой видеокамерой Canon EOS 300D, а также на растровом электронном микроскопе HITACHI S-800 при увеличениях хЮОО-ЗООО. Зеренную структуру (рис.1) измеряли на анализаторе изображений Neophot-21 при увеличениях х 100-500 в 4-5 полях зрения методом случайных секущих по 500-600 хордам в двух взаимно-перпендикулярных направлениях шлифа с последующим определением средних размеров зерна аустенита Dr и феррита da и среднеквадратичного отклонения среднего. Перлит, как структурную составляющую, при анализе изображений исключили и не учитывали в расчетах.

Частотные распределения хорд лД строили в полулогарифмических координатах с разбивкой на 13 разрядов и рассчитывали с помощью математических моментов т, среднюю хорду, принятую за условный размер зерна

d = mi (1)

и среднсквадратическое отклонение распределения от среднего значения

S^yjmz-nj (2)

„„ 1 vи .„ _ ^ v л2 „ - 1-й и 2-й математические моменты,

длина хорды, мкм, n, и N- число хорд в i-том разряде и общее число хорд, соответственно. Степень измельчения зеренной структуры в результате у-а превращения рассчитывали, как k-DJda. Анизотропию зерна аустенита рассчитывали через отношение продольного £>7ц и поперечного D.^ средних размеров зерна.

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ИЗМЕЛЬЧЕНИЕ ЗЕРЕННОЙ СТРУКТУРЫ ПРИ у-а ПРЕВРАЩЕНИИ НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ

Степень измельчения зеренной структуры при у-а превращении низколегированной стали существенно зависит от скорости охлаждения и величины исходного зерна — размер зерна феррита, как правило, меньше размера зерна рекристаллизованного аустенита на 1-2 балла. Варьирование температуры аустенитизации от 900 до 1150°С и скорости охлаждения от 0,06 до 50 К/с статей разного химического состава (табл.1) обеспечило широкий диапазон изменения средних размеров зерна до и после у-а превращения 1)^9,1-105 мкм, <4=5,1-29,4 мкм (табл. 2). Это позволило изучить закономерности измельчения и оценить вклад параметров Druws коэффициент преобразования к зеренной структуры стали.

Таблица 2

Марка стали £>Ymax, мкм Drmin, мкм max, мкм da min, мкм it max fcmin

ОЗХГЮ 105,0+3,0 11,1+0,3 25,0+0,8 7,5+0,3 4,2+0,2 1,1+0,1

06Г1Б 56,7+1,5 8,0+0,2 29,4±1,0 7,4+0,3 2,4+0,1 0,9+0,2

09Г2 63,4+2,0 12,3±0,5 27,2+1,0 8,8+0,4 3,5±0,1 1,1+0,2

14Г2АФТ 30,0+1,0 10,0+0,5 8,9+0,3 6,3+0,3 3,3+0,4 1,1+0,1

16Г2АФ 13,0+0,3 9,7±0,5 10,1+0,5 7,4+0,3 1,6+0,3 1,1+0,1

17Г1С-У 11,8+0,3 9,1±0,5 6,9+0,2 5,1+0,2 2,3+0,2 1,4+0,2

По экспериментальным данным {Dr da, к, ivj для каждой стали начала строили зависимости da = f(Dy) при \v = Const и da = f(w) при Dy = Const (рис. 1) , a затем в логарифмических координатах зависимости коэффициента измельчения к от Dy и w (рис. 2).

о--н> = 0,06 К/с 0 -Иг= 14,0мкм

Д-\у= 1,94 К/с п-Иг= 12,2 мкм

а — ы^ 4,20 К/с Д-£г= 11,9мкм

0 - и> = 50 К/с 0-23,.= 8,0 мкм

Рис. 1. Зависимость размера зерна феррита от величины исходного зерна и скорости

охлаждения стали 06Г1Б

—о— и/ = 50К/С -А- V = 4,2К/с -А- Л, = 8,00 мкм -п- Пу =11,90 мкм —□— ы = 1,94К/с -0- и- = 0,06КУс —0- Ог= 12,23 мкм —о- 13,99 мкм

Рис. 2. Влияние размера исходного зерна (а) и скорости охлаждения (б) на коэффициент измельчения структуры стали 06Г1Б

Для оценки совместного влияния параметров йу и и-' на коэффициент измельчения зерна стали построили зависимость в виде Х^к^АЛ^Р-^ВЛцк^С

(рис. 3).

Рис. 3. Изменение коэффициента к в зависимости от £>-, и и» разных сталей а-ОЗХПО, 6-06Г1Б, В-09Г2, г-16Г2АФТ

Методом наименьших квадратов рассчитали коэффициенты этой линейной регрессии, их средние квадратические отклонения и остаточные дисперсии сг регрессии для трех видов модели: 1) с определением А, В, С; 2) при А=2/3; 3) при А=2/3, 5=1/6. Сравнение дисперсий по критерию Фишера при 3-15 степенях свободы показало, что с доверительной вероятностью 0,05 вариант 3 значимо не отличается от варианта 1. При /1=2/3 наблюдается преимущественное зарождение зерен феррита по границам исходного аустенитного зерна

Таблица 3

Коэффициенты линейной регрессии, описывающей совместное влияние размера

исходного зерна и скорости охлаждения на измельчение структуры

Марка стали Варианты регрессии ^к = , сз2/с22 1*0,05

1 2 3

А В С о,2 В С ? а2~ С стз2

озхпо 0,56 ±0,08 0,15 ±0,05 -0,53 ±0,12 0,0007 0,20 ±0,04 -0,68 ±0,03 0,0008 -0,68 ±0,03 0,0007 1,0 4,2

06Г1Б 0,71 ±0,08 0,08 ±0,02 -0,75 ±0,11 0,0068 0,07 ±0,01 -0,72 ±0,01 0,003 -0,73 ±0,03 0,0104 1,5 2,6

09Г2 0,60 ±0,08 0,12 ±0,03 -0,51 ±0,13 0,0005 0,12 ±0,03 -0,61 ±0,03 0,0005 -0,59 +0,02 0,0006 1,1 4,9

14Г2АФТ 0,44 ±0,10 0,18 ±0,04 -0,34 ±0,13 0,0002 0,13 ±0,03 -0,57 ±0,02 0,0008 -0,70 ±0,01 0,0009 0,7 6,2

16Г2АФ 0,54 ±0,17 0,27 ±0,08 -0,52 ±0,18 0,0008 0,27 ±0,08 -0,65 ±0,02 0,0007 -0,62 ±0,01 0,0007 0,9 4,2

17Г1С-У 0,81 ±0,11 0,19 ±0,02 -0,72 +0,12 0,0002 0,19 ±0,03 -0,57 ±0,02 0,0003 -0,56 ±0,01 0,0003 1,2 9,0

Таким образом, совместное влияние размера зерна аустенита 01 и скорости охлаждения и» на коэффициент преобразования зерна при у-а превращении стали в логарифмических координатах описывается линейной зависимостью вида

Общим для всех сталей является соотношение

, г, 2а 1/6 ,

к = н> . (3)

Коэффициент с, рассчитанный по варианту 3 как с- 10е, зависит от марки (химического состава) стали (табл. 4). Мерой степени легирования стали выбрали углеродный эквивалент

Сэк, = [С] + [Мп]/6 + [Сг+Мо+А1+У+Т1]/5 + [№+Си]/15 . (4)

Для исследуемых сталей он находится в пределах от 0,30 до 0,41. В зависимости от величины Сэи, коэффициент с увеличивается от 0,19 до 0,28. Значения Сэкв и с (с учетом среднего квадратического отклонения) были сопоставлены (табл. 4). Методом наименьших квадратов найдена линейная регрессия (с коэффициентом корреляции 0,89)

(-0,17+0,12)+ (1,08+0,28)1йСзи . (5)

При к = 1, из (3) следует

с = мкм-зд-(К/с)'1/б . (6)

По результатам экспериментов скорость охлаждения в интервале у-а превращения и>=20 К/с обеспечивает диффузионный распад аустенита и формирование равноосной зеренной структуры феррита в исследованных низколегированных сталях. При этом, согласно (5-6), размер зерна феррита ¿4-5,8-3,2 мкм монотошю уменьшается с увеличением углеродного эквивалента (табл. 4, рис. 4).

Таблица 4

Марка стали г ^ЭКВ С с 4» мкм

06Г1Б 0,30 -0,73 + 0,03 0,19 ±0,01 5,8 + 0,6

14Г2АФТ 0,33 -0,70 + 0,01 0,20 ±0,01 5,4 ±0,2

ОЗХПО 0,37 -0,68+0,03 0,21 ±0,01 4,9 ±0,5

16Г2АФ 0,40 -0,62 + 0,01 0,24 ±0,01 4,1 ±0,1

09Г2 0,41 -0,59 + 0,02 0,26 ±0,01 3,7 ± 0,3

17Г1С-У 0,39 -0,56 ±0,01 0,28 ±0,01 3,2 + 0,1

7

6 -5 -4

3 -

-0,8

d„ мкм

w = 20 К/с

-0,55 -0,50 -0,45 -0,40 -0,35

0,25

0,3

0,35

0,4

0,45

Рис. 4. Зависимость коэффициента с (а) и размера зернами (б) от параметра Сэкв.

В пределом случае, когда w приближается к критической скорости, то есть является максимально-возможной скоростью охлаждения, обеспечивающей формирование равноосной зеренной структуры феррита при у-а превращении стали, da - минимальный размер зерна феррита, образующегося в результате диффузионного распада рекристаллизованного аустенита стали. Например, из (6) следует, что форсированное охлаждение с максимальной скоростью vv=50 К/с обеспечивает в сталях ОЗХГЮ и 06Г1Б зерно феррита размером 3,9 мкм и 4,5 мкм, соответственно.

Полученные для низколегированных сталей результаты (табл. 4) сопоставили с данными для малоуглеродистых сталей из работы Молярова В.Г., Аунг Чжо Мин. Установили, что для малоуглеродистых и низколегированных сталей, углеродный эквивалент которых находится в пределах 0,03-0,41, в зависимости от величины СЗИ1 коэффициент с в уравнении (3) значимо увеличивается от 0,04 до 0,28 (рис. 5).

-0,55 т IgC -0,75 -

-0,95 -1,15-1,35 -1,55

- низколегированные стали: ОЗХГЮ, 06Г1Б, 09Г2, 14Г2АФТ, 16Г2АФ, 17Г1С-У

lgC„

Ж - малоуглеродистые стали: 01Ю, 01ЮТБ, 08Ю, 08ЮА, 08пс, 12ЮА

-1,6 -1,4 -1,2 -1,0 -0,8 -0,6 -0,4

Рис. 5. Зависимость параметра с от величины Сэкв для экономнолегированных сталей

Методом наименьших квадратов рассчитали линейную регрессию с коэффициентом корреляции 0,98

Ige = (-0,38±0,03) + (0,58±0,04)lgC3KB . (7)

Это уравнение дополняет соотношение (3), позволяет оценить параметр с но углеродному эквиваленту и рассчитать размер зерна феррита в результате диффузионного у-а превращения со скоростью охлаждения vv=0,06-50 К/с и размером исходного (рекристаллизованного) зерна 0.^=12-105 мкм горячекатаной экономнолегированной стали различного химического состава с содержанием 0,0060,16 %С, в том числе микролегированной карбо-нитридообразующими элементами.

Перед у-а превращением горячекатаная сталь может находиться в наклепанном - нерекристаллизованном состоянии, что существенно влияет на измельчение зерна при её охлаждении. Закономерности измельчения зеренной структуры в результате горячей деформации в предрекристаллизациошюй области температур (Агз<Т<Трекр) и последующего у-а превращения изучили на стали 06Г1Б с размером исходного зерна 0^=44,9+1,0 мкм, полученного аустенитизацией образцов при температуре 1000°С. Результаты металлографического и рентгеноструктурного анализа подтвердили, что перед у-а превращением в горячедеформированной на 1260% стали 06Г1Б было зафиксировано строго определенное структурное состояние -наклеп. Действительно, с увеличением степени деформации е, и относительная интенсивность рентгеновских линий (200)а , (211)а , и анизотропия зерна аустенита монотонно возрастают (рис. 6, табл. 5-6).

4,5 3,5 2,5 1,5 0,5

Dr/D

IM-

У

л

в---г

___-'S

0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6

Рис. 6. Влияние степени деформации на относительную интенсивность рентгеновских линий (а) и коэффициент анизотропии зерна аустенита (б)

Таблица 5

е,% Интенсивность рентгеновских линии (Ш) Относительная интенсивность

(И0)„ (200)« (211)« (П0)а (200)а (211)а

0 3846 ±27 384+ 19 658 + 21 1 0,10 + 0,01 0,17 + 0,01

23 1166 + 21 808 ± 20 658 ± 20 1 0,69 + 0,02 0,56 + 0,02

35 677 ± 19 792 ± 17 1022 ±21 1 1,17 ±0,03 1,50 + 0,03

Увеличивается и площадь поверхности зерна деформированного аустенита Я пропорционально коэффициенту зеренной анизотропии Оу1/£>у±. Однако такой рост 5 с увеличением е не компенсирует разницу между экспериментальными значениями размера зерна феррита ¿4=22,1-11,3 мкм (табл. 6) и значениями £4=24,1-21,2 мкм, рассчитанными по аналогичному (3) соотношению: ^с-^/л)-"3^-1'6, (рис. 7).

Таблица 6

е ОА с1а , ^пcм к

0 1,00 + 0,01 23,7 + 0,6 1,89 + 0,1

0,12 + 0,02 1,02 + 0,01 22,1 ±0,6 2,03 + 0,1

0,33+0,02 1,21+0,01 19,2 + 0,5 2,33 ± 0,1

0,40 + 0,02 1,81 +0,01 17,9 ±0,5 2,51 ±0,1

0,49 + 0,02 2,18+0,01 16,5+0,5 2,71+0,1

0,54 + 0,03 2,73+0,01 13,9 + 0,4 3,22 + 0,15

0,62 + 0,04 3,21 + 0,02 11,3 ±0,4 3,97 ± 0,2

Рис 7. Зависимость площади поверхности зерна аустенита (а) и размера зерна феррита (б) от степени деформации 14

Это свидетельствует об увеличении внутренних структурных неоднородностей аустенита при горячем наклепе стали, что подтвердили результаты ее металлографического анализа (рис. 8): внутри зерна деформированного аустенита наблюдали разветвленную сеть новых границ, образовавшихся в результате наклепа на 33-62% стали 06Г1Б.

5 мкм

штш

-"г. ¿^Г*" ,

Рис. 8. Зеренная структура аустенита до (а) и после (б) горячей деформации на 40% стали 06Г1Б

С учетом размера первичного зерна (44,9 мкм) и скорости охлаждения в интервале у-а превращения (0,16 К/с) по экспериментальным данным (табл. 6), полученным для стали 06Г1Б, методом наименьших квадратов рассчитали линейную регрессию (с коэффициентом корреляции 0,98): к

Щ

с

- 0,014 ± 0,02) - (0,73 ± 0,07) • ^(1 - г)

или

, Г, 2/3 1/6/, „Ч-2Л

к-сиу ы (1-£)

ТУ \l-C-J • (8)

В пределах указанной ошибки воспроизводимости (Р=0,98) эта зависимость (8) удовлетворительно описывает экспериментальные результаты (рис. 9) и позволяет оценить конечный размер зерна ¿а горячедеформированной стали 06Г1Б.

4,5 п к

2,5 -

4,0 -

2,0 -

3,5 -

3,0 -

□ - экспериментальные точки

- регрессия

1,5 -

е

1,0

0,00

0,20

0,40

0,60

Рис. 9. Влияние степени деформации на коэффициент измельчения зерна стали 06Г1Б

Из уравнения (8), которое не противоречит соотношению (3), следует, что предварительный горячий наклеп Е перед у-а превращением стали 06Г1Б увеличивает степень измельчения зеренной структуры обратно пропорционально величине {\-Е)т.

Уравнение (на примере стали 06Г1Б) предоставляет возможность оценить влияние технологических и структурных параметров (размера исходного зерна, скорости охлаждения и величины наклепа аустенита) на измельчение зеренной структуры, сопоставить режимы горячей прокатки и охлаждения, а также получить рекомендации по выбору деформационно-скоростных параметров, реализующих необходимую структуру и механические свойства горячекатаной полосы Так, в отличие от традиционной технологии с температурой конца прокатки Тт > 850°С и скоростью охлаждения полосы м?=3-5 К/с, контролируемая прокатка с суммарным наклепом аустенита -50% перед у-сс превращением и скоростью последующего охлаждения проката и'=20-30 К/с обеспечивает измельчение структуры в 2,0-2,3 раза, получение зерна феррита <4=3,8-4,3 мкм и прирост в 1,4-1,5 раза зернограничной составляющей предела текучести стт (прочности) стали.

Выводы

1. Изучены закономерности преобразования зеренной структуры при у-ос превращении со скоростями охлаждения 0,06-50 К/с низколегированных сталей с 0,05-0,16%С, в том числе микролегированных П, № и V, свидетельствующие о линейной в логарифмических координатах зависимости измельчения структуры от размера исходного зерна и скорости охлаждения стали и не противоречащие модели зарождения феррита на границах зерна аустенита, размером =8-105 мкм.

2. Для этих же сталей установлено, что измельчение зеренной структуры при у-а превращении описывается единым уравнением, учитывающим углеродный эквивалент. Уравнение обобщено на широкий спектр экономнолегированных сталей, углеродный эквивалент которых изменяется в интервале Сэга=0,03-0,41.

3. Предложенные соотношения охватывают марочный сортамент автолистовых и трубных сталей с содержанием 0,006-0,16 %С, в том числе микролегированных А1, 'П, МЬ, V, и предназначены для прогноза измельчения зеренной структуры и управления качеством проката с помощью автоматизированных систем.

4. Установлено, что в стали 06Г1Б предварительный горячий наклеп (0,12-0,62), увеличивая поверхность исходного зерна и внутренние структурные неоднородности аустенита, обеспечивает рост коэффициента измельчения структуры при у-а превращении обратно пропорционально (Ье)20.

5. Полученное для стати 06Г1Б уравнение позволяет сопоставлять технологические режимы и рекомендовать деформационно-скоростные параметры, реализующие заданную структуру и свойства проката: в отличие от традиционной технологии, режим контролируемой прокатки с наклепом аустенита 50% и скоростью охлаждения проката 20-30 К/с обеспечивает вдвое меньший размер зерна ¿4=3,8-4,3 мкм и прирост в 1,4-1,5 раза зернограничной составляющей прочности стали.

Основное содержание диссертации изложено в следующих работах:

1. Моляров В.Г., Фыонг Н.С. Преобразование зерна при "у-сс превращении низколегированной стали //Известия Вузов. Черная Металлургия, №5, 2008, с. 27-31.

2. Моляров В.Г., Фыонг Н.С. Сопоставление численных методов оценки неоднородности зеренной структуры. // Тезисы докладов Ш-й Евразийской научно-практической конференции "Прочность неоднородных структур", Москва, 2006 г.

3. Моляров В.Г., Аунг Чжо Мин, Фыонг Н.С. Закономерности измельчения зеренной структуры при охлаждении малоуглеродистой стали. // Тезисы докладов П-й Международной школы "Физическое материаловедение" и ХУШ-й Уральской школы металловедов-термистов "Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов", Тольятти, 2006 г.

4. Моляров В.Г., Фыонг Н.С. Преобразование зеренной структуры при охлаждении низколегированной стали. // Тезисы докладов ГУ-й Евразийской научно-практической конференции "Прочность неоднородных структур", Москва, 2008 г

Издательство ООО «ПКЦ Альтекс» Издательская лицензия ЛР № 065802 от 09.04.98 Подписано в печать 17.10.2008 Формат 60x90 1/16. Усл. п. л. 1,25 Тираж 100 экз. заказ № 114 Отпечатано в типографии ООО «Мультипринт» 121357, г. Москва, ул. Верейская, д. 29. Тел.: 998-71-71; 638-45-55; 411-96-97 тиШрпп1@таП .ги www.k-multiprint.ru

ВВЕДЕНИЕ.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР.

1.1. Качество металлопроката.

1.2. Упрочнение стали при горячей деформации.

1.3. Закономерности у-а превращения низколегированных сталей.

1.4. Влияние деформации на кинетику у-а превращения.

1.5. Влияние микролегирования на процессы структурообразования при горячей прокатке.

1.6. Модели управления структурой и свойствами проката.

1.7. Технология прокатки на НШС.

1.8. Постановка задачи исследования.

2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1. Состав и термическая обработка исследованных сталей.

2.2. Методы выявления и исследования структуры.

2.3. Электронно-микроскопический анализ структуры.

2.4. Рентгеноструктурный анализ образцов.

3. РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ.

3.1. Исследование закономерности формирования зерна при у-а превращении низколегированной стали.

3.2. Влияния предварительной пластической деформации на измельчение структуры при у-а превращении стали.

ВЫВОДЫ.

Актуальность темы

Форсированное охлаждение полосы на отводящем рольганге в заключительной стадии горячей прокатки стали на непрерывном широкополосном стане существенно измельчает зеренную структуру: зерно феррита на 1-2 балла мельче зерна рекристаллизованного аустенита. Точная оценка кратности измельчения реализована лишь для отдельных марок сталей и является проблемой, для решения которой необходимы математические модели, описывающие закономерности структурообразования не только при у-а превращении, но и в результате предварительной многократной горячей деформации и завершающего медленного охлаждения стали с учетом деформационно-скоростных параметров обработки и химического состава. Разработка таких моделей и их программная реализация в составе систем оперативного прогноза структуры и механических свойств проката актуальны для современного металлургического производства, оснащенного мощными техническими средствами сбора и обработки информации, и, в конечном счете нацелены на выпуск металлопродукции стабильно высокого качества и повышение эффективности его управления.

Цель работы

Изучение закономерностей формирования структуры при охлаждении (у-а превращении) горячекатаной низколегированной стали различного химического состава и аналитическое описание этих закономерностей в виде, пригодном для использования в производстве.

Научная новизна

1. На основании физических моделей зарождения новой фазы при распаде аустенита низколегированной стали предложены обобщенные параметры кинетики этого процесса и рассчитаны регрессионные соотношения в соответствующем пространстве параметров для использования в системах управления прокатным станом (АСУ HIT ТИС).

2. Для широкого спектра низколегированных сталей предложена универсальная зависимость коэффициента измельчения зерна от исходного структурного состояния, технологических параметров обработки и химического состава. Введен параметр, отвечающий за химических состав, и получена зависимость, обобщенная на широкий спектр экономнолегированных сталей с содержанием 0,006-0,16%С, углеродный эквивалент которых изменяется в диапазоне 0,03-0,41.

Практическая ценность Получены соотношения для использования в алгоритмах оперативного прогноза структуры и системах управления качеством проката по реальным технологическим параметрам охлаждения горячекатаных экономнолегированных сталей. Эти соотношения охватывают практически весь марочный сортамент проката, изготавливаемого на НШПС из малоуглеродистых, микро- и низколегированных (автолистовых и трубных) сталей.

Апробация работы Основное содержание работы было представлено и обсуждено на следующих научных конференциях: III-я Евразийская научно-практическая конференция "Прочность неоднородных структур", Москва, 2006 г.; П-я Международная школа "Физическое материаловедение" и XVIII-я Уральская школа металловедов-термистов "Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов", Тольятти, 2006 г.; 62-я научная конференция студентов и молодых учёных МИСиС, Москва, 2007 г.; 63-я научная конференция студентов и молодых учёных МИСиС, Москва, 2008г.; IV-я Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур», Москва, 2008 г.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

выводы

1. Изучены закономерности преобразования зеренной структуры при у-а превращении со скоростями охлаждения 0,06-50 К/с низколегированных сталей с 0,05-0,16%С, в том числе микролегированных Ti, Nb и V, свидетельствующие о линейной в логарифмических координатах зависимости измельчения структуры от размера исходного зерна и скорости охлаждения стали и не противоречащие модели зарождения феррита на границах зерна аустенита, размером Dy = 8-105 мкм.

2. Для этих же сталей установлено, что измельчение зеренной структуры при у-а превращении описывается единым уравнением, учитывающим углеродный эквивалент. Уравнение обобщено на широкий спектр экономнолегированных сталей, углеродный эквивалент которых изменяется в интервале Сэкв=0,03-0,41.

3. Предложенные соотношения охватывают марочный сортамент автолистовых и трубных сталей с содержанием 0,006-0,16 %С, в том числе микролегированных Al, Ti, Nb, V, и предназначены для прогноза измельчения зеренной структуры и управления качеством проката с помощью автоматизированных систем.

4. Установлено, что в стали 06Г1Б предварительный горячий наклеп (0,12-0,62), увеличивая поверхность исходного зерна и внутренние структурные неоднородности аустенита, обеспечивает рост коэффициента измельчения структуры при у-а превращении обратно пропорционально o-sf3.

5. Полученное для стали 06Г1Б уравнение позволяет сопоставлять технологические режимы и рекомендовать деформационно-скоростные параметры, реализующие заданную структуру и свойства проката: в отличие от традиционной технологии, режим контролируемой прокатки с наклепом аустенита 50% и скоростью охлаждения проката 20-30 К/с обеспечивает вдвое меньший размер зерна da=3,8-4,3 мкм и прирост в 1,41,5 раза зернограничной составляющей прочности стали.

1. Сталь на рубеже столетий. Под научной редакцией Ю.С. Карабасова. М: МИСиС. 2001.664с.

2. Шабалов И.П., Морозов Ю.А., Эфрон Л.И. Стали для труб и строительных конструкций с повышенными эксплуатационными свойствами. М.: ЗАО "Металлугиздат". 2003. 520 с.

3. Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали. М.: Металлургия. 1985. 408 с.

4. Эфрон Л.И. Структурообразование при контролируемой прокатке и формирование комплекса повышенной прочности и хладостойкости экономно легированных конструкционных сталей. Диссертация докт. тех. наук. 1996. 434 с.

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

6. Тылкин М.А., Большаков В.И., Одесский П.Д. Структура и свойства строительной стали. М.: Металлургия. 1983. 287 с.

7. Арзамасов Б.Н., Брострем В.А., Буше Н.А., и др. Конструкционные материалы. Справочник. 1990. 448 с.

8. Гладштейн Л.И., Литвиненко Д.И., Онучин Л.Г. Структура аустенита и свойства горячекатаной стали. М.: Металлургия. 1983. 112 с.

9. Волченко В.Н. Сварка и свариваемые материалы. Справочник. М.: Металлургия. 1991.

10. ГОСТ 19281-89. Прокат стальной повышенной прочности.

11. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов. М.: Металлургия. 1977.431с.

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

13. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия. 1978. 392 с.

14. Мерсона Д.JI. Перспективные Материалы. Том I. Структура и методы исследования. МИСиС. 2006. 536 с.

15. Штремель М.А. Прочность сплавов. Часть 1. М.: МИСиС. 1999. 384 с.

16. Бернштейн М.Л. Прочность стали. М.: Металлургия. 1974. 200 с.

17. Штремель М.А. Прочность сплавов. Деформация. Часть 2. М.: МИСиС. 1997. 526 с.

18. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия. 1979. 208 с.

19. Хайстеркамп Ф., Хулка К., Эфрон Л.И., и др. Ниобийсодержащие низколегированные стали. М.: СПИнтермет инжиниринг. 1999. 94 с.

20. Ланская Л. А. Микролегирующие и примесные элеметы в низколегированной Cr-Mo-V стали 1989.

21. Бернштейн М.Л., Добаткин С.В., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей. М.: Металлургия. 1989. 544 с.

22. Бобров М.А. Исследование влияние режимов прокатки на структуру и механические свойства полос из литых слябов. Автореферат диссертация канд. техн. наук. 1979. 29 с.

23. Курдюмов Г.В., Утевский М.Л., Этин Р.И. Превращения в железе и стали. М.: Наука. 1977. 238 с. и ил.

24. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А., Ефимов А.А. Фазовые превращения в сталях повышенной высокой прочности для сварных конструкции при термодеформационной обработке. Металлы. № 6. 1993. с. 99-106.

25. Матросов Ю.И., Филимонов В.Н. Изучение влияния условий аустенитизации и горячей пластической деформации на процессы превращения в низколегированных строительных сталях. Изв. АН СССР. Металлы. 1981. № 3. с 93-100.

26. Накасуги X., Матсуда X., Тамехиро X. Сверхнизкоуглеродистые бейнитные стали для трубпроводов. В кн. Стали для газопроводных труб и фитингов. Пер. с Англ. М.: Металлургия. 1985. с. 108-116.

27. Массип А., Мейер JI. Тольстый лист и горячекатаная полоса из бейнитных сталей с очень низким содержанием углерода. Черные металлы. 1978. № 19. с. 12-18.

28. Garcia СЛ., Lis А.К., Deardo А.Т. Ultra Low Carbon Bainitic Plate Steels: Processing, Microstmcture and Properties. 31 -sr Mech. Work and Steel Process Conf. Proc. V.27. Chicago. 1990. P.505-516.

29. Филиппова Т.Ф., Рудюк С.И., Добрускина C.P и др. Термическая обработка металлов. М. Металлургия. 1973. Сб. № 2. с 130-133.

30. Капуткина JI.M. Структурообразование при горячей деформации. Материалы семинара. Москва. 1991. 154 с.

31. Шкатов В.В. Исследование процессов формирования структуры при непрерывной горячей прокатке. Диссертация канд. техн. наук. 1981. 210 с.

32. Шкатов В.В. Моделирование фазовых и структурных превращений при термической обработки проката из раскисленных алюминием низкоуглеродистых сталей. Диссертация канд. техн. наук. 2007. 152 с.

33. Umemoto М., Zing Hai Guo, Tamura I. Effect of cooling rate on grain size of ferrite in a carbon steel. Materials science and technology. April. 1987. vol. 3. p. 249-254.

34. Коновалов Ю.В., Остапенко A.JT. Температурный режим широкополосных станов горячей прокатки. М.: Металлургия. 1974. 176 с.

35. Полухин П.И., Зауглоьников Д.Н., Тылкин М.А. и др. Качество листа и режимы непрерывной прокатки. Алма-Ата: наука. 1974. 399с.

36. Филимонов В.Н. Изучение влияния горячей деформации в режиме контролируемой прокатки на процессе структурообразования в низколегированных сталях. Диссертация канд. техн. наук. 1983. 156 с.

37. Хлестов В.М., Энтин Р.И., Бетин Г.Я., Коноплева Е.В., Гуревич Я.Б. Повышение бейнитной прокаливаемости стали при терыомеханической обработке. Доклада АН СССР. 1972. т.207. №5. с.1101-1110.

38. Бернштейн М.Л., Гуревич Я.Б., Займовский В.А. и др. Влияние выдержки после горячей деформации на изотермическое превращение аустенита стали 36Г2С. Бюлл. ЦНИИТЭИЧерМет. 1974. №4. с.54-55.

39. Колупаева T.JI. Влияние горячей деформации на структуру аустенита и его превращения в высокоуглеродистых сталях. Диссертация канд. техн. наук. Москва. 1979. 147 с.

40. Займовский В.А. Превращения в сталях при термомеханической обработке. Дисс. докт. техн. наук. Москва. 1978. 315 с.

41. Шур Е.А., Зонов Н.П. Прокаливаемость при термомеханической обработке стали. МиТОМ. 1974. № 7. с. 26-30.

42. Дубров В. А. Высокотемпературное металлографическое исследование влияния напряжения на кинетику бейнитного превращения. ФММ. 1969. т28. № 2. с. 126-131.

43. Штейнберг М.М., Филатова В.И., Шилкова Т.С., Смирнов М.А., Гончар В.Н. Влияние высокотемпературной пластической деформации на кинетику распада переохлажденного аустенита. Известия ВУЗов. ЧМ. 1973. № 10. С.117-119.

44. Хлестов В.М., Энтин Р.И., Бетин Г.Я. и др. Повышение бейнитнон прокаливаемости стали при термомеханической обработке. Доклада АН СССР. 1972. т.207. № 5. с. 1101-1104;

45. Хлестов В.М., Энтин Р.И., Соколов К.Н. и др. Влияние пластической деформации на кинетику изотермического превращения аустенита. ФММ. 1972. т.33. № 4. с.873-876.

46. Погоржельский В.И., Литвиненко Д. А., Матросов Ю.И. Контролируемая прокатка. М.: Металлургия. 1979. 184 с.

47. Кушнаренко Н.М., Фабер В.М., Мезенин Г.Ф., Фрейдензон Ю.Е., Страженская О.Н. О влиянии состояния аустенита на параметры превращения и формирования структуры малоуглеродистых сталей. Известия ВУЗов. ЧМ. 1976. № Ю. с. 119-122.

48. Лаупрехт В., Имгрунд X., Колдрен А. Высокопрочные строительные стали со структурой малоуглеродистого бейнита, подвергаемые термомеханической обработке. МиТОМ. 1975. №12. с. 11-18.

49. Филимонов В.Н. Изучение влияния горячей деформации в режиме контролируемой прокатки на процессе структурообразования в низколегированных строительных сталях. Диссертация канд. техн. наук. 1980. 157 с.

50. Fukuda М., Hashimoto Т., Kunishigo К. The Sumimoto Search. 1973. № 9. May. p.8-23.

51. Хлестов B.M., Дорожко Г.К., Подгайский М.С. и др. Изменение кинетики превращений аустенита и структуры стали 17Г1С под действием деформации. 1979. т.47. в.5. с.998-1004.

52. Хлестов В.М., Плеханов Г.П., Дорожко Г.К. и др. Влияние режимов обработки на структуру и свойства стали 09Г2. Реферативный сборник. Применение новых материалов и сплавов. Экономия материалов. 14-7713. 1977. с. 3-6.

53. Третьяков А.И., Полякова Н.П., Мухин Ю.А. Освоение технологии производства проката для судостроения из стали 09Г2. Теория и практика тонколистовой прокатки. Сб. науч. тр. ВПИ. Воронеж. 1986. с. 45-52.

54. Дорожко Г.К. Исследование влияния условий деформации при ВТМО на кинетику превращений аустенита, структуру и свойства малоуглеродистых низколегированных сталей. Диссертация кан. техн. наук. 1979. 188 с.

55. Smith Y.E., Siebert I.A. Continuous cooling transformation kinetic of thermomechanically Worked-Low Carbon Austenite. Met. Trans. 1971. Vol.2, p. 1711-1725.

56. Моляров В.Г. Оптимизация процесса структурообразования высокопрочных автолистовых сталей при горячей прокатке. Диссертация кан. техн. наук. 1986. 184 с.

57. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М.: Металлургия. 1982. 182 с.

58. Меденков А.А. Исследование и разработка технологии горячей прокатки толстых листов из стали 16Г2АФ. Диссертация кан. техн. наук. 1980. 175 с.

59. Моляров В.Г. Геометрическая модель измельчения зеренной структуры в результате рекристаллизации горячекатаной стали. МиТОМ. 2005. №.9. с. 17-20.

60. Голдштейн Я.Е., Мизин В.Г. Инокулирование железоуглеродистых сплавов. М.: Металлургия. 1993. 416 с.

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

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

63. Бобров М.А., Мухин Ю.А., Бобылев И.Л. Оценка • возможности контролируемой прокатки малоперлитных сталей на НШС 2000 НЛМЗ. Тонколистовая прокатка. Сб. науч. тр. ВПИ. Воронеж. 1981. с. 8-12.

64. Штремель М.А. Перспективы качества стали. В сб. Трудов международной конференции "Черная Металлургия России и СНГ в XXI веке". Т.5. М: Металлургия. 1994. с 159-162.

65. Sellars С.М. Modeling micro structural development during hot rolling. Materials science and technology. November 1990. V. 6. P. 1072-1081.

66. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А., Мельник Н.П., Сторожев С.Б. Особенности формирования структуры низколегированной V-Ti-N содержащей стали при рекристаллизационной контролируемой прокатке. Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1993. № 7. С. 50-53.

67. Cheque P., Le Bon A., Perdrix С. Mathematical model for prediction, of angenlte and ferrite microstructures in hot rolling St. Germain en Laye Cedex. France. Now with USINOR. BR 2-508.59381 Durkerque Cedex. France. 1989.

68. Pussegoda L.N., Jonas J.J. Comparison of dynamic recrystallization and conventional controlled rolling schedules by laboratory simulation. ISIJ International. 1991. Vol. 31. N. 3. P. 278-287.

69. Лизунов В.И., Моляров В.Г., Шкатов B.B., Дубовенко М.Ю. Особенности формирования структуры при горячей прокатке стали 09Г2С. Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1985. № 7. с. 129-132.

70. Sellars C.M. Modeling microstructure development during hot rolling. Materials science and technology. November. 1990.

71. F. Siciliano and J.J. Jonas. Mathematical modeling of the hot strip rolling of microalloyed Nb, multiply-alloyed Cr-Mo, and plain C-Mn steels. Metallurgical and materials transaction. 2000. 31 A. (2). p.511-529.

72. A.Yooshie, H. Morikawa, Y. Onoe. Formulation of static recrystallization of austenite in hot rolling process of steel plate. Transactions Iron Steel Institute. Japan Int. 27. (6). 1987. с 425-431.

73. Штремель M.A., Лизунов В.И., Медведев В.И., Мищенков Ю.И. Отчет о научно-исследовательской работе «Исследование формирования структуры при прокатке углеродистых высокопрочных сталей на НШС 2500». Москва. 1985.

74. Лизунов В.И. Разработка метода описания закономерностей формирования структуры в горячекатаной малоуглеродистой и низколегированной стали для прогнозирования и управления структурой с помощью АСУ ТП. Диссертация докт. техн. наук. 1986. 294 с.

75. Храмушин Н.И. Оптимизация параметров горячей прокатки высокопрочных углеродистых сталей. Диссертация кан. техн. наук. 1987. 143 с.

76. Лизунов В.И., Храмушин Н.И., Мухиин А.К. Рекристаллизация аустенита при горячей прокатке углеродистых сталей. М.: МИСиС. 1986. 15с. (Рукопись деп. В Черметинформации. 1986. № 3533. чм.)

77. Suehiro М., Sato К., Tsukano Y., Yada R, Senuma Т., Matsumura Y. Computer modeling of microstructural change and strength of low carbon steel in hot strip rolling. Transactions ISU. 1987. Vol. 27. p.439-445.

78. Pussegoda L.N., Jonas J.J. Comparison of Dynamic recrystallization and conventional controlled rolling schedules by laboratory simulation. ISU International. 1991. vol. 31. N. 3. p.278-288.

79. Лизунов В.И., Моляров В.Г., Шкатов B.B., Дубовенко М.Ю. Особенности формирования структуры при горячей прокатке стали 09Г2С. Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1985. № 7. с 129-132.

80. Моляров В.Г., Майорова Е.Б. Моделирование измельчения зерна аустенита при горячей прокатке конструкционной стали. Технология металлов. № 5. 2003. с 11-15.

81. Моляров В.Г. Геометрическая модель измельчения зеренной структуры в результате рекристаллизации горячекатаной стали. МиТОМ. №9. 2005. с 17-20.

82. Моляров В.Г., Майорова Б.Б., Корочкий Е.А. Прогноз структуры листового проката коррозионно-стойкой стали. Электрометаллургия. 2001. № 12. С. 37-41.

83. Матросов Ю.И. Структура и свойства низколегированных сталей после контролируемой прокатки. МиТОМ. 1975. № 12. с. 2-12.

84. Сафьян М.М. Прокатка широкополосной стали. М.: Металлургия. 1969. 460 с.

85. Чернышев А.П. Формирование структуры и свойств при охлаждении рулонов горячекатаных полос. Диссертация кан. техн. наук. 1991. 181 с.

86. Полухин П.И., Федосов Н.М., Королев А.А., Матвеев Ю.М. Прокатное производство. М.: Металлургия. 1982. 696 с.

87. Остапенко A.JI., Неустоева Л.Н., Коновалов Ю.В. Влияние температуры конца прокатки и смотки на механические свойства малоуглеродистой конструкционной стали. В кн.: Листопрокатное производство. 1974. № 3. с. 32-33.

88. Радюкевич Л.В., Мельцер В.В., Стариков А.И., Салганик В.М., Поляков М.Г., Челеко В.Ф. Интенсификация производства листовой стали на широкополосных станах. М: Металлургия. 1991. 176 с.

89. Лизунов В.И., Шкатов В.В., Моляров В.Г., Канев В.П. Управление по структуре качеством стали при горячей прокатке. МиТОМ. № 4. 1999. с 52-56.

90. Диомидов Б.Б., Литовченко Н.В. Технология прокатного производства. М: Металлургия. 1979. 488 с.

91. Hulka К. et al. Microalloying '95. ISS. Warrendale (PA). 1995. p. 235-248.

92. Оратовский E.A., Сафонова M.K. Прокати горячекатаной полосы при регламентированных температурных режимах: Обзор.информ. (Черная металлургия. Сер. Прокатное производство). Ин-т "Черметинформация". 1986. Вып. 3. 27 с.

93. Погоржельский В.И., Франценюк И.В., Дегтяренко В.К. и др. Контролируемая прокатка малоперлитных сталей на НШС 2000. Сталь. 1981. № 3. с. 39-43.

94. Гсева С.С., Гуренко В.Д., Зарковский Ю.Д. Непрерывная ТОМ автолистовой стали. М: Металлургия 1979. 224 с.

95. ГОСТ 5639-82. Методы выявления и определения величины зерна.

96. ГОСТ 5640-82. Металлографический метод оценки микроструктуры листов и ленты.

97. Штремель М.А., Карабасова Л.В. О выборе характеристик зеренного строения заводская лаборатория. 1984. №4. с. 37-41.

98. Гмурмал В.Е. Теория вероятностей и математическая статистика. Учеб. пособие для ВУЗов. Изд. 7-е. стер. М.: Выш. ШК. 1999.I