автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Моделирование растворения и коалесценции ингибиторной фазы в трансформаторной стали

ВВЕДЕНИЕ.

1. Аналитический обзор.

1.1. Промышленный сплав Ре - 3 % (трансформаторная сталь).

1.1.1. Трансформаторная сталь как магнитомягкий материал.

1.1.2. Основные варианты производства.

1.1.3. Избирательный рост зерен в присутствии дисперсных частиц.

1.1.4. Поведение ингибиторной фазы на различных этапах обработки.

1.2. Термодинамика и кинетика взаимодействия избыточных фаз с твердыми растворами.

1.2.1. Описание термодинамических равновесий в сталях с участием фаз постоянного состава.

1.2.2. Проблема термодинамической оценки температур полного растворения ин-гибиторных фаз в ЭАС.

1.2.3. Феноменологическое описание и методы решения задачи о межфазном диффузионном взаимодействии.

1.3. Конкурентный рост частиц (коалесценция) и его теоретическое описание.

1.4. Параметры диффузии элементов в промышленном сплаве Бе + 3 % 81.

1.5. Постановка задачи исследования.

2. Определение коэффициентов диффузии марганца, меди и алюминия в промышленном сплаве Ге + 3 % 81.

2.1. Метод нахождения коэффициентов диффузии, основанный на разложении концентрационного профиля в ряд Фурье.

2.2. Экспериментальная процедура и сравнение значений коэффициентов диффузии, получаемых различными методами.!.

2.3. Параметры температурных зависимостей коэффициентов диффузии.

3. Математическое моделирование процессов растворения ингибигорных фаз в промышленном в сплаве Ее + 3 % в!.

3.1. Прогнозирование температуры полного растворения АШ в зависимости от количества аустенита.

3.2. Расчеты кинетики растворения выделений МпБ.

4. Моделирование коалесценции частиц Мп8 в сплаве Ее + 3%Ее.

4.1. Математическая модель коалесценции.

4.2. Сравнение результатов расчетов по предлагаемой модели с результатами других моделей и экспериментом.

4.3. Возможности использования численных расчетов. Оценка влияния различных факторов на кинетику коалесценции.

5. Практическое применение результатов исследований.

Листовая электротехническая сталь является важнейшим магнитомягким материалом, без которого невозможно представить современную электротехническую промышленность и энергетику. Получение электротехнических сталей с высокими значениями индукции и малыми удельными потерями энергии при перемагничивании позволяет снизить габариты и массу устройств и обеспечить значительную экономию энергоресурсов.

Повышенными магнитными свойствами обладает холоднокатаная электротехническая анизотропная сталь (ЭАС), в которой создана острая кристаллографическая текстура в направлении легкого намагничивания. Последняя образуется в процессе вторичной рекристаллизации при окончательном высокотемпературном отжиге металла. Для прохождения аномального роста зерна необходима эффективная стабилизация первичнорекристаллизованной структуры. В промышленных условиях стабилизацию осуществляют при помощи мелкодисперсной ингибиторной фазы, в качестве которой наиболее часто используют MnS и A1N. Таким образом, химический состав и режимы обработки стали должны обеспечивать в том числе необходимые параметры ингибиторной фазы: высокую объемную плотность распределения, малый размер частиц и их устойчивость к растворению до определенных температур. В частности, большой практический интерес представляют температура и время, необходимые для достаточно полного перевода в твердый раствор первичных грубых выделений при нагреве металла под горячую прокатку, поскольку именно выполнение последнего условия закладывает основу для получения оптимальных параметров фазы на дальнейших переделах. Поведение ингибитора на заключительном этапе обработки, при наличии в металле к этому моменту необходимого текстурного и структурного состояния, определяет как саму возможность развития вторичной рекристаллизации, так и совершенство текстуры готового металла.

Экспериментальные исследования процессов изменения состояния ингибиторной фазы являются весьма трудоемкими. Однако заметно сократить объем экспериментальной работы при оптимизации температурно-временных условий обработки можно с помощью расчетов с использованием термодинамических и кинетических моделей.

Цель работы заключалась в моделировании растворения и коалесценции ингибитор-ных фаз в трансформаторной стали и оценке влияния различных факторов на эти процессы.

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металлов Уральского государственного технического университета.

Выводы к главе 4.

1) В виде программы для ПЭВМ реализована математическая модель коалесценции, контролируемой объемной диффузией, частиц двойного стехиометрического соединения в матрице третьего элемента в пределе малой объемной доли выделений и разбавленного раствора матрицы по компонентам соединения, основанная на:

- приближении среднего поля концентрации в матрице;

- разбиении исходного распределения частиц по размерам на узкие классы и рассмотрении поведения каждого класса в отдельности.

100

2) Установлено, что на малых временах модель обеспечивает удовлетворительное совпадение с экспериментальными результатами.

3) Показано, что модель дает возможность:

- отслеживать эволюцию произвольного начального распределения частиц по размерам и связанных с ним параметров, чего не позволяют делать ассимптотические теории коалесценции, предсказывающие единственную стационарную функцию распределения, определяемую механизмом массопереноса и не зависящую от вида исходного распределения;

- исследовать влияние различных факторов на кинетику коалесценции;

- имитировать коалесценцию при непрерывном медленном нагреве.

4) Показано, что:

- чем больше ширина начального распределения выделений по размерам, тем короче время преобразования формы распределения к стационарному виду; после которого начинается интенсивное укрупнение ансамбля частиц;

- с увеличением концентрации марганца в стали скорость процесса снижается.

101

5. Практическое применение результатов исследований

Изменение экономической ситуации в стране привело к нарушению традиционных технологических связей практически во всех отраслях российской промышленности.

Верх-Исетский металлургический завод, не являющийся предприятием с полным металлургическим циклом, изначально проектировался для работы на горячем подкате Челябинского металлургического комбината и успешно работал по сульфидному варианту производства анизотропной электротехнической стали. В связи с прекращением поставок такого подката в 1995 году ВИЗ был вынужден создавать новые технологические цепочки с другими партнерами и менять устоявшуюся технологию производства трансформаторной стали. В частности, были налажены контакты с Магнитогорским и Ново-Липецким металлургическими комбинатами, располагающими мощностями по производству подката ЭАС. Возникла необходимость создания технологии производства горячего подката ЭАС в условиях ММК.

Принципиальная невозможность производства подката сульфидного варианта на ММК обусловлена наличием другого типа печей для нагрева слябов под горячую прокатку: Как указано в аналитическом обзоре, нагрев слябов стали сульфидного варианта под горячую прокатку требуется производить до весьма высоких температур (1350-1420°С). Однако печи на ММК, изначально предназначенные для отжигов малоуглеродистых сталей, ограничены по максимально достижимой в них температуре, которая составляет 1350°С.

Более того, ММК, в отличие от ЧМК и НЛМК, имеющими печи со сплошным подом, располагает печами с шагающими балками. Данные конструктивные особенности печей ММК накладывают ряд ограничений при выборе технологических параметров и в случае производства подката ЭАС нитридного варианта ингибирования. Повышенное шлакоотделение с поверхности слябов ЭАС при нагреве приблизительно свыше 1300°С в печах с шагающими балками приводит к заплавлению печного оборудования с возможным выходом его из строя, в то время как печи со сплошным подом снабжены шлакоотводами

Кроме того, при нагреве слябов в печах на балках или трубах вследствие явления высокотемпературной ползучести происходит провис или прогиб металла. Это может приводить как к ухудшению условий горячей прокатки, так и к выходу из строя оборудования печей и стана горячей прокатки. Первые опыты производства подката нитридного варианта на ММК по технологии НЛМК с нагревом до 1300-1320°С (т.е. до максимальных температур, что было призвано уменьшить время томления слябов и увеличить, таким образом, производительность стана) привели к аварии такого рода.

Помимо отрицательных последствий перегрева, связанных с особенностями оборудования, выдержка слябов при очень высоких температурах способствует увеличению слоя окалины и более глубокому взаимодействию ее с металлом. В результате этого происходит неполное устранение ее с поверхности при горячей прокатке и травлении. Вследствие наличия вкатанной окалины металл утрачивает технологическую пластичность при холодной прокатке, образуются дыры, рванины - соответственно, увеличивается расходный коэффициент. Кроме того, ухудшается поверхность готовой стали как по физико-механическим свойствам, так и по товарному виду.

Как уже указывалось, главной задачей при нагреве слябов под горячую прокатку является перевод в твердый раствор элементов, образующих ингибиторную фазу - в данном случае A1N. Поскольку азот гораздо лучше растворяется в аустените, то для полного растворения данного соединения не требуется нагрева до столь высоких температур, при которых проявляются вышеописанные нежелательные последствия. Необходимо лишь присутствие определенного количества аустенита в стали при ее нагреве под горячую прокатку. В настоящей работе, в частности, показано, что при соотношении концентраций кремния и углерода, обеспечивающем наличие 36 % аустенита в температурной области максимального его содержания (1100-1150°С), температура полного растворения A1N снижается на 60-70°С по сравнению с чистым кремнистым ферритом.

С учетом, в числе прочих факторов, результатов расчетов по приведенной в 3.1 модели, был сделан ряд изменений в технологии производства анизотропной электротехнической стали в кооперации ММК-ВИЗ по сравнению с классической технологией, разработанной на НЛМК (см. табл. 5.1). При разработке режимов нагрева слябов под горячую прокатку, в соответствии с количеством аустенита, требуемым для снижения температуры полного растворения нитридов (но не ухудшающем при этом других параметров, как то: чрезмерное увеличение приповерхностной зоны рекристаллизованных зерен, влекущее за собой ухудшение текстурного состояния получаемого горячего подката, увеличение расходного коэффициента из-за порывов ввиду малой пластичности аустенита по сравнению с ферритом и др.), был оптимизирован химический состав стали, т.е. повышено содержание углерода. Благодаря

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Найдены параметры уравнения Аррениуса для диффузии марганца и меди и единичные значения коэффициента диффузии алюминия в сплаве Fe + 3 мае. % Si (диффузия примесная), которые свидетельствуют об ускорении диффузии указанных элементов в кремнистом феррите по сравнению с чистым железом, что согласуется с литературными данными об ускорении самодиффузии железа и уменьшении температуры плавления (с 1528 до 1465°С) при добавлении 3 мае. % Si.

Предложен новый метод определения коэффициентов диффузии, основанный на разложении распределения концентрации в ряд Фурье. Показано, что данный метод:

- дает результаты, близкие к результатам расчетов по другим методикам, и, следовательно, может применяться наряду с ними;

- обладает тем важным достоинством, что позволяет уйти, во-первых, от использования ступенчатого распределения концентрации как начального условия при выводе расчетных формул, что является источником ошибки определения коэффициентов диффузии другими методами, во-вторых, от обязательной полубесконечности в диффузионном смысле образцов в составе диффузионной пары.

Построена полуэмпирическая модель с элементами термодинамики для оценки температуры полного растворения A1N в техническом сплаве Fe + 3 мае. % Si (трансформаторной стали) с учетом немонотонной зависимости количества аустенита от температуры. Показано удовлетворительное согласие расчетных значений и данных эксперимента. Построены номограммы, позволяющие оценивать температуру полного растворения A1N в зависимости от содержания AI и N, для двух типов сталей, в которых максимальное количество аустенита достигает ~ 22 и 36 % соответственно.

Осуществлено моделирование кинетики растворения равномерно распределенных в матрице частиц MnS одинакового размера в сплаве Fe + 3 мае. % Si в ходе изотермической выдержки при его нагреве под горячую прокатку. Для этого применен полуаналитический метод, использующий стационарное решение уравнения диффузии для описания распределения концентрации в матрице вокруг сферической частицы и конечно-разностную аппроксимацию по времени. Показана возможность оценки времени полного растворения выделений в реальном металле, где имеется некоторое распределение их по размерам. Проанализировано влияние Мп и С на кинетику

107 растворения MnS. Показано, что повышение содержания углерода в стали значительно сильнее замедляет процесс растворения, чем увеличение концентрации марганца.

На основании расчетов температур полного растворения A1N оптимизирована технология производства электротехнической анизотропной стали нитридного варианта ингибирования в кооперации ММК-ВИЗ: за счет повышения концентрации углерода увеличено количество образующегося в высокотемпературной области аустенита, и, соответственно, снижена температура выдержки слябов перед горячей прокаткой, благодаря чему устранен ряд проблем, связанных с высокотемпературным нагревом на существующем на ММК оборудовании; в связи с этим увеличено время выдержки и уменьшена промежуточная толщина при холодной прокатке для должного обезуглероживания.

В виде программы для ПЭВМ реализована полуаналитическая модель коалесценции, контролируемой объемной диффузией, частиц двойного стехиометрического соединения в матрице третьего элемента в пределе малой объемной доли выделений и разбавленного раствора матрицы по компонентам соединения, основанная на приближении среднего поля концентрации в матрице; при этом исходное распределение частиц по размерам разбивалось на узкие классы и рассматривалось поведение каждого класса в отдельности. Установлено, что на малых временах модель обеспечивает удовлетворительное совпадение с экспериментальными результатами по коалесценции частиц MnS в сплаве Fe + 3 % Si. Модель дает возможность отслеживать эволюцию произвольного начального распределения частиц по размерам и связанных с ним параметров, чего не позволяют делать ассимптотические теории коалесценции, предсказывающие единственную стационарную функцию распределения, определяемую механизмом массопереноса и не зависящую от вида исходного распределения. Моделирование коалесценции MnS показало, что чем больше ширина начального распределения по размерам, тем короче время преобразования формы распределения к стационарному виду; после которого начинается интенсивное укрупнение ансамбля частиц; с увеличением концентрации Мп в стали скорость процесса снижается. т

1. Кекало И.Б., Самарин Б.А. Физическое металловедение прецизионных сплавов. Сплавы с особыми магнитными свойствами. М.: Металлургия, 1989. 486 с.

2. Физическое металловедение. Т.З. / Под ред. Р. Кана, П. Хаазена. // Пер. с англ. М.: Металлургия, 1987. 662 с.

3. Новиков В.Ю. Вторичная рекристаллизация. М.: Металлургия, 1990. 129 с.

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

5. Рекристаллизация металлических материалов / Под ред. Ф. Хесснера. // Пер. с англ. М.: Металлургия, 1982. 352 с.

6. Дорофеева Е.А., Макаров В.П., Молотилов Б.В. Исследование природы дополнительных потерь в магнитомягких материалах методом "экстремальных" уравнений // Прецизионные сплавы. М. Металлургия. 1977. С.

7. Миронов JI.B., ДубровН.Ф., Гутерман С.Г., ГолъдштейнМ.И. Фазовые превращения и свойства электротехнических сталей. Свердловск: Металлургиздат, 1962. 35 с.

8. Кубашевски О. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа / Пер. с англ. М.: Металлургия, 1985. 184 с.

9. Цырлин М.Б. Принципы и методы модифицирования и управления структурой электротехнических сталей / Диссертация на соискание ученой степени д.т.н. в форме научного доклада. Москва, 1987. 54 с.

10. Молотилов Б.В., Петров А.К., Боревский В.М. и др. Сера в электротехнических сталях. М.: Металлургия, 1973. 176 с.

11. Sakakura A. et al. Method for producing a high magnetic flux density grain oriented electrical steel sheets // US Patent № 3.841.924 from 04.04.73.

12. Производство электротехнической холоднокатаной анизотропной стали. Технологическая инструкция. Министерство металлургии СССР. Новолипецкий металлургический комбинат. ТИ 118-ПХЛ-13-1-94. Липецк. 1995. 65 с.

13. В.М. Сегаль, А.М. Цейтлин, Ф.В. Минеев. О роли движущей силы роста зерен при формировании совершенной ребровой текстуры BP в кремнистом железе // ФММ. 1988. Т. 65. В. 1. 179-184.

14. Сегаль В.М., Густомесов В.А., Цырлин М.Б., Цейтлин А.М. Основные условия формирования совершенной ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации в кремнистом железе // Изв. АН СССР. Сер. физ. 1982. Т. 46. № 4. С. 679-683.

15. Flowers J., Karas S. Coarsening of sulfides during secondary grain growth in 3 pet silicon iron//J. Appl. Phys. 1967. V. 38. № 3. P. 1085-1086.

16. Голъдштейн В.Я., Бобкова О.П., Нищая С.Г. Влияние миграции границ зерен на параметры ингибиторной фазы в сплаве Fe 3 % Si // ФММ. 1982. Т.54. В. 3. С. 512-517.

17. Б.Н. Баландин, Б.К. Соколов, В.В. Губернаторов. Влияние рекристаллизационных процессов на поведение дисперсных включений // ФММ. 1980. Т. 49. В. 3. С. 590-595.

18. Swift W.M. Breakdown of grain boundary inhibition in 3 pet Si Fe sheet // Metallurgical transactions. 1973. V. 4. № 3. P. 841-845.

19. Соколов Б.К. Взаимодействие границ зерен и дисперсных включений растворимой фазы // ФММ. 1977. Т. 43. В. 5. С. 1028-1035.

20. Губернаторов В.В. О движущих и тормозящих силах рекристаллизации металлических материалов // ФММ. 1994. Т. 77. № 2. С. 128-133.

21. Титоров Д.Б. Вторичная рекристаллизация (аномальный рост зерен) в материале с дисперсными включениями второй фазы // ФММ. 1992. № 7. С. 87-92.

22. Yoshitomi Y., Iwayama К., Nagashima Т. et al. Coincidence grain boundary and role of inhibitor for secondary recrystallization in Fe 3 % Si alloy // Acta Met. et Mater. 1993. V. 41. №5. P. 1577-1585.

23. Harase J., Shimizu R., Dingley D.J. Texture evolution in the presence of precipitates in Fe 3 Si alloy // Acta Met. et Mater. 1991. V. 39. № 5. P. 763-770.

24. Куроки K., Camo Т., Bada Т. Ингибиторы роста зерна для текстурованной кремнистой стали. № Б 38582 ВЦП НТЛиД. // Нихон киндзоку гаккайси. 1979. V. 43. №3. С. 175-181.

25. Баландин Б.Н., Соколов Б.К. Влияние размера зерна первичной рекристаллизации на развитие вторичной рекристаллизации и формирование текстуры в сплаве Fe 3 % Si // ФММ. 1982. Т. 54. В. 2. С. 291-295.110

26. Fortunati S. On the metallurgical control of texture sharpness and related magnetic properties in grain-oriented silicon iron//J. of Mag. and Mag. Mater. 1994. V. 133. № 1-3. P. 216-219.

27. Abbruzzese G., Campopicmo A. A general theory of secondary recrystallization in grain-oriented Fe-Si: Metallurgical parameters controlling the microstructural evolution // J. of Mag. and Mag. Mater. 1994. V. 133. № 1-3. P. 123-135.

28. Яновская Т.Н. Условия выделения дисперсных фаз A1N в зависимости от термообработки перед холодной деформацией кремнистого железа // Прецизионные сплавы в электротехнике и приборостроении. М.: Металлургия, 1984. С. 56-59.

29. Цырлин М.Б., Петров А.П., Левитин В.В. и др. Электронно-микроскопические исследования сдерживающей фазы в трансформаторной стали // ФММ. 1972. Т. 34. В. 2. С. 361-365.

30. Носач В.Ф., Голъдштейн В.Я. Ингибиторная фаза в трансформаторной стали конвертерной выплавки // ФММ. 1977. Т. 44. В. 2. С. 288-293.

31. Горелик С.С., Зайдман И.Д., Шестаков И.А. и др. О механизме влияния режима нагрева слябов на магнитные свойства холоднокатаной трансформаторной стали // ФММ. 1976. Т. 41. В. 2. С. 316-323.

32. Яновская Т.Н., Удовиченко Н.В., Молотилов Б.В., Лялин Е.С. Поведение неметаллических включений при технологическом переделе трансформаторной стали // Прецизионные сплавы. М.: Металлургия, 1977.

33. Коидзуми М., Кикути Т., Бандоо С. Изменение морфологии MnS в процессе производства анизотропной кремнистой стали // Тэцу то Хаганэ. 1980. Т. 66. № 8. С. 1113-1122.111

34. Коидзуми М., Кикути Т., Бандоо С. Характеристики частиц MnS на разных этапах технологического процесса при изготовлении анизотропной электротехнической стали из тонких литых слябов // Тэцу то хаганэ. 1980. Т. 66. № 8. С. 1123-1132.

35. Ковач Ф., Нижник С. Структурообразование в стали с 3 % кремния в процессе термической обработки // "Черная металлургия России и стран СНГ в XXI веке": международная конференция. Москва. (Июнь 6-10, 1994). М.: Металлургия. Том 5. С. 228-234.

36. Иванов Б.С., Беляева Г.Д., Кононов А. А. и др. Производство электротехнической стали с применением совмещенных процессов разливки и прокатки // Сталь. 1993. № 8. С. 78-80.

37. Могутное Б.М., Кононов А.А., Гиндин А.Ш., Шварцман JI.A. Принципы оптимизации условий получения ингибиторной фазы // Сталь. 1987. № 2. С. 80-82.

38. Голъдгитейн В.Я., Пашенко С.В., Гражданкин С.Н. Структурообразование при горячей прокатке сплаваFe 3 % Si// ФММ. 1980. Т. 50. В. 6. С. 1213-1217.

39. М. Koizumi, Т. Kikuti, S. Bando. Study of Method of Controlling the Precipitation Behaviour of MnS and A1N in Unique Manufacturing Process of Grain Oriented 3 % Silicon Steel. // Tetsu to Hagane. 1980. V. 66. № 9. P. 1351-1360.

40. Бородкина M.M., Брашеван Г.А., Крылова JI.M. Особенности формирования структуры и текстуры анизотропной электротехнической стали при уменьшении толщины листа//МиТОМ. 1992. № 3. С. 35-38.

41. Брашеван Г.А., Петренко А.Г., Моисеева И.Д., Житкова Т.В. Поведение ингибиторной фазы в сплаве железа с 3 % Si // Прецизионные сплавы в электротехнике и приборостроении. М. Металлургия. 1984. С. 50-53.

42. Swift W.M. Kinetics of MnS coarsening in 3 pet Si Fe sheet // Met. Trans. 1973. V. 4. № l.P. 153-157.

43. Sun W.P., Militzer M., Jonas J.J. Diffusion-Controlled Growth and Coarsening of MnS during Hot Deformation//Met. Trans. A. 1992. V. 23. № 11. P. 3013-3023.

44. Flowers J. W. Grain growth inhibition by spherical particles with a distribution of sizes // IEEE Trans, on Mag. 1979. V. MAG-15. № 6. P. 1601-1603.

45. Шестаков И.А., Зайдман И.Д., Штехно О.Н., Михайличенко Э.М. Влияние алюминия и температуры нагрева слябов на структуру и магнитные свойства холоднокатаной трансформаторной стали // Изв. АН СССР. Металлы. 1974. № 1. С. 128-133.112

46. Nakashima S., Takashima К., Harase J. Effect of thickness on secondary recrystallisation of Fe 3 % Si // Acta Met. et Mater. 1994. V. 42. № 2. P. 539-547.

47. Shimizu Y., Ito Y, Iida Y. Formation of the Goss orientation near the surface of 3 pet silicon steel during hot rolling // Met. Trans. A. 1986. V. 17. № 8. P. 1323-1334.

48. Заверюха A.A., Дюкова E.B., Шаршаков И.М. Формирование зерен (110) 001. в сплаве Fe + 3 % Si // Изв. ВУЗов. Черная металлургия. 1991. № 10. С. 50-53.

49. Inokuti J., Maeda Ch., Ito Y., Shimanaka H. Transmission Kossel study of origin of Goss texture in grain oriented silicon steel // Trans. ISIJ. 1983. V. 23. P. 440-449.

50. Могутное Б.М., Томилин И.А., Шварцман JI.A. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. М.: Металлургия, 1972. 328 с.

51. Могутное Б.М., Томилин И.А., Шварцман JI.A. Термодинамика сплавов железа. М.: Металлургия, 1984. 208 с.

52. Гольдштейн М.И., Попов В.В. Растворимость фаз внедрения при термической обработке стали. М.: Металлургия, 1989. 200 с.

53. Жуковский В.М., Петров А.И. Термодинамика и кинетика реакций в твердых телах / Учебное пособие в 2-х ч. Ч. 1. Свердловск: изд-во Ур. ун-та, 1987. 168 с.

54. Томшин И.А., Шор Ф.И. Растворимость карбидов и нитридов переходных металлов в сплавах железа // Проблемы металловедения и физики металлов. М.: Металлургия, 1972. С. 99-106.113

55. Могутное Б.М., Емелъяненко Л.П., Кононов A.A. и др. Физическая химия процессов обработки электротехнических сталей. М.: Металлургия, 1990. 167 с.

56. К. Вагнер. Термодинамика сплавов. М. :Металлургиздат, 1957. 179 с.

57. Leslie М.С., Rickett R.L., Stroble С.Р., Konoval G. The Microstructure of Low-Carbon 3,25% Silicon Steel. // Trans. ASM. 1961. V.53. P.715-734.

58. Яновская Т.Н., Терехова В.П., Тишевских В.В., Беляева И.А. Влияние микролегирования на альфа-гамма-альфа превращения, структуру и свойства сплава Fe 3 % Si. II Прецизионные сплавы в электротехнике и приборостроении. М.: Металлургия, 1984. С. 38-40.

59. Тимофеев Е.А., Томилин И.А., Булычева З.Н., Миронов JI.B. Термодинамический расчет диаграммы состояния и фазовые превращения в сплавах Fe Si, легированных Мп и С. // Прецизионные сплавы. № 4. М.: Металлургия. 1978.

60. Поляков М.Ю., Бурлаков В.И., Беляева Г.Д. Исследование качества горячекатаной полосы высоколегированной изотропной стали // Сталь. 1994. № 10. С. 44-47.

61. Sadayori T., lida Y., Fulcuda В. et al. Development of grain-oriented silicon steel sheets with a very low iron loss // Kawasaki Steel Gino. 1989. 21. № 3. P. 239-244.

62. ПетроваЕ.Ф., Рогов A.M., Борисенко В.Г. и др. Растворимость сульфида марганца в кремнистом феррите. // Изв. АН СССР. Металлы. 1976. №5. С. 137-142.

63. Емелъяненко Л.П., Кононов A.A., Могутное Б.М. и др. Температуры растворения ингибиторных фаз в кремнистом железе // Сталь. 1981. № 8. С. 61-62.

64. Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах. М.: Металлургия, 1978. 248 с.

65. Жуковский В.М., Петров А.И. Термодинамика и кинетика реакций в твердых телах / Учебное пособие в 2-х ч. Ч. 2. Свердловск: изд-во Ур. ун-та, 1987. 134 с.

66. Мартин Дж., Доэрти Р. Стабильность микроструктуры металлических систем / Пер.с англ. М.: Атомиздат, 1978. 280 с.

67. Любое Б.Я. Диффузионные процессы в неоднородных твердых средах. М.: Наука, 1981.296 с.

68. Физическое металловедение. Т.2. / Под ред. Р. Кана, П. Хаазена. // Пер. с англ. М. : Металлургия, 1987. 623 с.

69. Гуров К.П., Карташкин Б.А., Угасте Ю.Э. Взаимная диффузия в многофазных металлических системах. М. Наука. 1981. 352 с.14

70. Любое Б.Я., Хазанович Ф.Н., Шевелев В.В. Влияние поверхностных процессов на растворение сферического выделения иной фазы. // ФММ. 1974. Т. 37. В. 4. С. 730735.

71. Aaron Н.В., Kotler G.R. Second phase dissolution // Met. Trans. 1971. V. 2. №2. P. 393-408.

72. Ворошнин Л.Г., Хусид Б.М. Диффузионный массоперенос в многокомпонентных системах. Минск.: Наука и техника, 1979. 256 с.

73. Хина Б.Б. Моделирование на ЭВМ формирования интерметаллидов при химико-термической обработке с целью совершенствования технологии диффузионного алитирования / Диссертация на соискание ученой степени к.т.н. Свердловск: 1986. 113 с.

74. Lee Byeong-Joo, Oh Куи Hovan. Numerical treatment of the moving interface in diffusional reactions //Z. Metallk. 1996. V. 87. № 3. P.

75. Agren J. Computer Simulations of Diffusional Reactions in Complex Steels // ISIJ International. 1992. V. 32. № 3. P. 291-296.

76. Randich E., Goldstein J.I. Non-Isothermal Finite Diffusion-Controlled Growth in Ternary Systems//Met. Trans. 1974. V. 6A. № 8. P. 1553-1560.

77. Лобанов М.Л. Моделирование диффузионного взаимодействия фаз внедрения с твердыми растворами / Диссертация на соискание ученой степени к.т.н. Свердловск, 1990. 200 с.

78. Попов В.В. Разработка методов расчета растворения карбонитридов в сталях и их практическое использование / Диссертация на соискание ученой степени д.т.н. Свердловск. 1992. 541 с.

79. Tanzilli R.A., Heckel R.W. Numerical Solutions to the Finite, Diffusion-Controlled, Two-Phase, Moving-Interface Problem (with Planar, Cylindrical and Spherical Interfaces) // Trans, of the Met. Society of AIME. 1968. V. 242. № 11. P. 2313-2321.

80. Шатинский В.Ф., Нестеренко А.И. Защитные диффузионные покрытия. Киев: Наукова думка, 1988. 272 с.

81. Рубинштейн Л.И. Проблема Стефана. Рига: Звайгзне, 1967. 238 с.115

82. Щербединский Г.В. Диффузия в многокомпонентных системах. / Диффузионные процессы в металлах. Тула, 1973. С. 38-52.

83. Aaron Н.В., Kotler G.R. Diffusion-limited Phase Transformations. A Comparison and Critical Evaluation of the Mathematical Approximations // J. Appl. Phys. 1970. V. 41. № 11. P. 4404-4411.

84. Ворошнин Л.Г., Хусид Б.М., Борд Н.Ю. Диффузионный массоперенос в двухфазных системах / Металлургия (Республиканский межведомственный сборник). Минск: Вышэйшая школа, 1982. В. 16. С. 42-46.

85. Ворошнин Л.Г., Блох Е.М. Диффузионные процессы при цементации легированных сталей / В кн. Металлургия (Республиканский межведомственный сборник). Минск: Вышэйшая школа, 1983. В. 17. С. 123-126.

86. Asthana R, Rabi S.K. An Approximate Solution for the Finite-extent Moving-boundary Diffusion-controlled Dissolution of Spheres// Mat. Sci. and Eng. A. 1990. V. 128. P. 253-258.

87. Romig A.D., Pehlivanturk N.Y., Inal O.T. Modeling of Diffusion Processes: Numerical Solutions to the Diffusion Equation // Diffus. Anal. And Appl.: Pros. Symp. TMS Fall Meet., Chicago, III., Sept. 25-29, 1988. Warendalle, 1989. P. 45-77.

88. Попов В.В. Численное моделирование диффузионного взаимодействия выделений с матрицей в многокомпонентных системах//Металлы. 1997. № 2. С. 129-138.

89. Agren J. Computer Simulations of Diffusion-Controlled Precipitation and Dissolution of Carbide Particles in Steel // Mater. Sci. And Eng. 1982. V. 55. № 1. P. 135-141.

90. Agren J. Numerical treatment of Diffusional Reactions in Multicomponent Alloys // J. Phys. Chem. Sol. 1982. V. 43. № 4. P. 385.

91. Nesbitt J.A. Numerical modeling of high-temperature corrosion prosesses // Oxidation of Metals. 1995. V. 44. № 1-2. P. 309-338.

92. Попов В.В., Лобанов М.Л. Математическое моделирование процессов диффузионного взаимодействия фазы внедрения с твердым раствором в трехкомпонентной системе // Физика и химия обработки материалов. 1995. № 4. С.133-138.

93. Возмищева Т.Г., Муртазин И.А. Численное решение задачи термодиффузии при различных краевых условиях // Физика и химия обработки материалов. 1988. № 6. С. 105.

94. Самарский А.А. Теория разностных схем. М.: Наука, 1983. 616 с.16

95. Беляев Н.М., Рядно А.А. Методы теории теплопроводности / В 2-х частях. Ч. 2. М. Высшая школа. 1982. 304 с.

96. Кондратьев В.В., Устюгов Ю.М. О кинетике ступенчатого старения сплавов. Нестационарная стадия коалесценции// ФММ. 1985. Т. 60. В. 1. С. 12-21.

97. ДанелияЕ.П., Розенберг В.М. Внутреннеокисленные сплавы. М.: Металлургия, 1978.232 с.

98. Calderón Н.А., Voorhees P.W., Murray J.L., Kostorz G. Ostwald ripening in concentrated alloys // Acta Met. 1994. V. 42. P. 991.

99. Davies C.K.L., Nash P., Stevens R.N. The effect of volume fraction of precipitate on Ostwald ripening // Acta met. 1980. V.28. P. 179.

100. Jayanth C.S., Nash Philip. Review. Factor affecting particle-coarsening kinetics and size distribution//Journal of materials science. 1989. V. 24. P. 3041-3052.

101. Слезов В.В., Сагалович В.В. Диффузионный распад твердых растворов // Успехи физических наук. 1987. Т. 151. В. 1. С. 67-104.

102. Лившиц И.М., Слезов В.В. О кинетике диффузионного распада пересыщенных твердых растворов // Журнал экспериментальной и теоретической физики. 1958. Т. 35. Вып. 2(8). С. 479-492.

103. Wagner С. Theory der altering von niederschlagen durch umlosen (Ostwaald-reifung) // Zeitschr. Fur Electrochem. 1961. Bd. 65. № 7/8. S. 581-592.

104. Voorhees P.W., Gliksman M.E. Solution to the multi-particle diffusion problem with application to Ostwald ripening -1. Theory// Acta met. 1984. V.32. № 11. P. 2001-2011.

105. Voorhees P.W., Gliksman M.E. Solution to the multi-particle diffusion problem with application to Ostwald ripening -1. Computer simulations // Acta met. 1984. V.32. № 11. P. 2013-2030.

106. Kuehman C.J., Voorhees P. W. Ostwald ripening in ternary alloys // Met. and Mater. Trans.

107. A. 1996. V 27 A. № 4. P. 937-943.

108. W.P. Sun, M. Militzer, J.J. Jonas. Diffusion-Controlled Growth and Coarsening of MnS during Hot Deformation//Met. Trans. A. 1992. V. 23. № 11. P. 3013-3023.117

109. W.P. Sun, M. Militzer, J.J. Jonas. Strain-Induced Nucleation of MnS in electrical steels // Met. Trans. A. 1992. V. 23. № 3. P. 821-830.

110. В.П. Барятинский, Г.Д. Беляева, А.Г. Духнов, Б.И. Пономарев. Особенности структурных изменений в тройных сплавах Fe-Si-Me // Прецизионные сплавы в электротехнике и приборостроении. М.: Металлургия, 1984. С. 30-33.

111. В.П. Барятинский, Г.Д. Беляева, Н.В. Удовиченко. Исследование структурных особенностей сплава Fe 3 % Si, легированного медью / Прецизионные сплавы в электротехнике и приборостроении. М.: Металлургия, 1984. С. 33-36.

112. Сакаи Т., Шимизу Т., Чикума К. и др. Улучшение магнитных свойств посредством добавок меди в анизотропную электротехническую сталь. // Тэцу то Хаганэ. 1984. Т. 70. № 15. С. 2049-2056.

113. Adda Y., Philibert J. La Diffusion dans les Solides. T. II. Paris. 1966.

114. Акимова И.А., Миронов B.M., Покоев A.B. Диффузия алюминия в железе // ФММ.1983. Т. 56. № 6. С. 1225-1227.

115. Смитлз КДж. Металлы / Справочник. Пер. с англ. М.: Металлургия, 1980. 446 с.

116. Ворошнин Л.Г., Витязь П.А., Насыбулин А.Х., Хусид Б.М. Многокомпонентная диффузия в гетерогенных сплавах. Минск: Высшая школа, 1984. 143 с.

117. Лариков Л.Н., Исайчев В.И. Диффузия в металлах и сплавах: справочник. Киев: Наукова думка, 1987.

118. Каменецкая Д.С., Петрова Е.Ф., Шварцман Л.А., Ширяев В.И. Растворимость и проницаемость серы в альфа-железе высокой степени чистоты // Доклады АН СССР. 1987. Т. 293. № 4. С. 895-898.

119. Barbouth W., Oudar J. Solubilité et diffusion du soufre dans les métaux et alliages II Mem.et etud. sei. Rev. met. 1989. V. 86. № 12. 777-788.

120. Земский C.B., Груздева В.M., Львов В.С Диффузия серы при удалении ее из сталей, содержащих сульфиды //Изв. ВУЗов. Черная металлургия. 1970. № 8. С. 107.

121. Грузин ПЛ., Мураль В.В., Фокин А,П. Изучение диффузии серы в кремнистом феррите // ФММ. 1971. Т. 32. В. 1. С. 208129. Рид С. Электронно-зондовый микроанализ / Пер. с англ. М., Мир. 1979. 423 с.

122. Блантер М.Е. Фазовые превращения при термической обработке. М.: Металлургия, 1962. 350 с.1(8

123. Яценко А.И., Доронкин К.Ю., Грушко П.Д., Репина Н.И. О полиморфном превращении а(6) -» у в низкоуглеродистых Fe С - Si сплавах // ФММ. 1988. Т. 66. Вып. 6. С. 1172-1176.

124. Дьяконов В.П. Справочник по алгоритмам и программам на языке бейсик для персональных ЭВМ. М.: Наука, 1987.

125. Борисенко В.Г., Шварцман Л.А., Сегаль В.М. и др. Формирование стеклокерамических покрытий на анизотропной электротехнической стали // М.: Черметинформация, 1980. 24 с.

126. Алиевский В.М., Каменин И.Г. Система анализа изображений и моделирования структур "SIAMS-400" / Руководство пользователя. Екатеринбург. SIAMS Ltd. 1994.108 с.

127. Смирнова A.B., Кокорин Г.А., Полонская С.М. и др. Электронная микроскопия в металловедении / Справочник. М.: Металлургия, 1985. 192 с.

128. Кононов A.A., Могутное Б.М., Сумин A.B. и др. Кинетика растворения неметаллических фаз в твердом железе // Доклады Академии наук СССР. 1978. Т. 240. № 4. С. 896-898.

129. Baty D.L., Tanzilli R.A., Heckel R.W. Solution kinetics of CuAl2 in AI 4 Cu alloy //Met. Trans. 1970. V. 1. № 6. P. 1651

130. Криштал М.А. Механизм диффузии в железных сплавах. М.: Металлургия, 1972. 400 с.

131. АКТ ВНЕДРЕНИЯ результатов научно-исследовательской работы

132. Настоящим актом подтверждается, что результаты работ по темам; "Разработкан внедрение мероприятий по снижению расходного коэффициента при обработкеанизотропной электротехнической стали" (договор № 64-116-96 от 01.03.96) и

133. Вид внедрённых результатов разработка оптимальной технологии производстваэлектротехнической анизотропной стали с азотосодержащими ингибиторами изгорячекатаных полос ОАО ИДМК" и ОАО "ММК" в условиях ЦХП ОАСГВИЗ"

134. Характеристика масшт аба внедрения: массовое производство электротехннч&ской анизотропной стали (ЭАС)

135. Форма внедрения: рекомендации по химическому составу и режимам механичес