автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Оптимизация структуры высокопрочных крепежных деталей при ресурсосберегающих технологиях

ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ МОСКОВСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ИНСТИТУТ СТАЛИ И СПЛАВОВ (ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ)

На правах рукописи

КОРОЛЕВА ЕЛЕНА ГЕННАДИЕВНА

ОПТИМИЗАЦИЯ СТРУКТУРЫ ВЫСОКОПРОЧНЫХ КРЕПЕЖНЫХ ДЕТАЛЕЙ ПРИ РЕСУРСОСБЕРЕГАЮЩИХ ТЕХНОЛОГИЯХ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва, 2004

Работа выполнена на кафедре металловедения и физики прочности Московского государственного института стали н сплавов (технологический университет)

Научный руководитель

Кандидат технических наук Бобылев М.В.

Официальные оппоненты

Доктор технических наук Эфрон Л.И. Кандидат технических наук Александров Ю.В.

Ведущая организация

ОАО «Красная Этна» (г. Нижний Новгород)

Защита диссертации состоится «10» февраля 2005 г. в 15" часов на заседании Диссертационного совета

при Московском государственном институте стали и сплавов (технологический университет)

по адресу: 119049, Москва, Ленинский проспект, 4, в аудитории 436

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского государственного института стали и сплавов (технологического университета)

Автореферат разослан «29» декабря 2004 г.

Ученый секретарь Диссертационного совета

доктор физ.-мат. наук

С.И. Мухин

ъхло

ЦМЫЪ*

3

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы На современном этапе развития автомобилестроения особо актуальной задачей является снижение материалоемкости современного автомобиля, что позволит уменьшить экологическую нагрузку на окружающую среду, как на стадии производства, так и его эксплуатации. Ее реализация осуществляется в рамках общеевропейских программ, таких как Щ-ЭЛВ - ультралегкий кузов, а также программ по повышению доли высокопрочных крепежных деталей в современном автомобиле. Последняя про-1рамма особенно актуальна для отечественного автомобилестроения, для которого доля высокопрочных крепежных деталей (уровня прочности от 800 до 1200 МПа, что соответствует классам прочности 8.8, 10.9 и 12.9) не превышает 45% Реализация программ снижения материалоемкости производства крепежных деталей, сопровождается стремлением автопроизводителей снизить также и его энергоемкость, так как существующая технология изготовления предполагает существенные энергозатраты как на стадии подготовки металлопроката, так и на стадии термообработки готовых изделий. В этой связи, весьма актуальной является задача данной работы - разработка и реализация комплексного технологического решения по созданию ресурсосберегающей технологии производства высокопрочных стержневых крепежных деталей из экономнолегированных сталей со специально подготовленной перед холодной высадкой структурой, обеспечивающей формирование заданного комплекса потребительских свойств только за счет деформационного упрочнения (исключая завершающее термоупрочнение готовых деталей) Использование в этой связи термоупрочненного проката, либо проката из микролегированных сильными карбидообразующими элементами сталей, из-за сильпого деформационного упрочнения стали, позволяет получать только детали простой формы. Применение сталей с двухфазной структурой, обладающих хорошим сочетанием характеристик прочности и пластичности при холодной деформации, хотя и позволяет получить детали сложной формы, но ограничено необходимостью обеспечения высокоточного режима термической обработай. Нагрев проката токами высокой частоты (ТВЧ) в узком температурном интервале и интенсивное спрейерное охлаждение позволяет использовать экономнолегированные, и, в частности, новые, низкоуглеродистые, микролегированные бором стали Это обеспечивает при холодной объемной штамповке в процессе производства стержневых крепежных деталей оптимальное соотношение прочностных и пластических характеристик.

Цель и задачи исследования На основе установления количественных закономерностей влияния исходной структуры, степени предварительной пластической деформации, температуры закалки из межкритического интервала температур (МКИ) на морфологию упрочняющей фазы и ее трансформацию при последующей холодной пластической деформации разработать новые (и оптимизировать существующи5)_иарки-низкоуглероди-

низкоуглеродистых борсодержащих сталей и сквозную ресурсосберегающую технологию производства из них высокопрочных стержневых крепежных деталей

Научная новизна

1. На основе установленных количественных закономерностей влияния:

- содержания титана (0,01-0,03% масс), азота (0,005^0,015% масс), алюминия (0,020% и 0,050% масс) и бора (0,0005-Ю,0050 % масс) на концентрацию «эффективного», не связанного в нитриды, бора;

- содержания углерода (0,05-0,21% масс), марганца (0,30-1,30% масс) «эффективного» бора (0,0005-0,0050% масс) на прокаливаемость исследуемых сталей; предложены (и запатентованы) новые системы экономного легирования и раскисления сталей типа 12Г1Р и 08Р, исключающие связывание бора в нитриды и обеспечивающие повышенные характеристики прокаливаемости.

2. Выявлена зависимость между величиной исходного зерна аустенита (15-65 чкм), степенью предварительной деформации калибровкой (0-30%), температурой закалки из МКИ температур (740^760°С) и морфологией упрочняющей фазы в сортовом прокате из стали 10, 08Р и 12Г1Р, а также ее трансформацией при холодной пластической деформации калибровкой в интервале 0-50%.

Практическая ценность

1. Предложена и опробована в условиях ОАО «БЕЛЗАН» сквозная ресурсосберегающая технология производства высокопрочных стержневых крепежных деталей (болты М10х1,25-М14х1,25 и шпильки М8х1,25-М1бх1,25) из круглого сортового проката низкоуглеродистых борсодержащих сталей, позволяющая получить требуемый комплекс потребительских свойств деталей только за счет деформационного упрочнения, исключая операции их завершающего термоупрочнения и заменяя длительную (до 40 часов) операцию сфероидизирующего отжига проката на его закалку из МКИ (нагрев ТВЧ) круглого сортового проката в мотках, продолжительностью не более 1,5 часа.

2 Результаты работы использованы при оптимизации состава борсодержащих сталей и включены в нормативно- техническую документацию (ТС 00187895-028-2002, ТС 00187895-026-2002, ТС 00187895-031-2003, ТС 00187895-062-2004) на производство из них сортового проката в мотках. Полученные результаты защищены 4-мя патентами РФ.

3. Разработана и освоена на ОЭМК ресурсосберегающая технология производства сортового проката 012-032 мм из борсодержащих сталей типа 12Г1Р и 08Р. Опытные партии стали 08Р (500 т) и 12Г1Р (10000 т) успешно переработаны в условиях ОАО «БЕЛЗАН».

Апробация работы Результаты проведенных исследований докладывались на I и

апрель 2002 и 2004 г.г, Москва, МГИСиС; на П Международной научно-практической конференции «Материалы в автомобилестроении», июль 2003 г., Тольятти, ОАО «АВТОВАЗ»; I Международной школе «Физическое материаловедение», ноябрь 2004 г., Тольятти, Россия; на Научно-техническом семинаре «Научно-техническое обеспечение инновационной деятельности предприятий, институтов, фирм в металлургии», 17 ноября 2004 г., Москва, МГИСиС.

Публикации По теме диссертации опубликовано 11 работ, в том числе получено 4 патента РФ. Публикации отражают основное содержание работы

Структура работы и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и приложения. Общий объем 148 машинописных страниц, в том числе 46 рисунков, 19 таблиц, библиография 183 источника.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Введение Обоснована актуальность темы диссертации. Сформулированы цели и задачи исследования Кратко раскрыта научная новизна, практическая ценность и опыт реализации результатов работы в промышленности.

Первая глава представляет собой аналитический обзор литературы, где сопоставлены существующие схемы производства высокопрочных крепежных деталей. Обобщены данные о структуре и свойствах двухфазных ферритно-мартенситных сталей, способах их получения. Проанализированы металлургические аспекты производства борсодержащих сталей, влияние параметров термической обработки на их прокаливаемость, механизм влияния бора на прокаливаемость.

Ошечено в частности, что в 1ехнической литературе недостаточно сведений о влиянии на прокаливаемость борсодержащих сталей, таких особенностей производства как способ выплавки стали (кислый, основной), характер шихтовки (твердая, жидкая и т д), тип агрегата (конвертер, мартеновская, электродуговая печи), практически отсутствуют данные о воздействии продолжительности отдельных периодов плавки, ее температурного хода, скорости кристаллизации, условий разливки А это - одна из причин неравномерного распределения малого количества бора в расплаве, колебаний его «эффективное ги» и между плавками, и между слитками одной плавки Установлено, что введение в сталь, совместно с микродобавками бора, алюминия, титана, циркония, ниобия, ванадия и др. обеспечивает связывание азота и углерода в стабильные мелкодисперсные карбонит-риды типа Ме(СхМ| х), тормозящие миграцию границ, и способствует сохранению мелкого зерна до достаточно высоких температур. «Связывание» азота и кислорода защищает бор от взаимодействия с ними, сохраняя тем самым его концентрацию («эффективный» бор) в

аустените и обеспечивая максимум прокаливаемое™ Однако данные об оптимальном соотношении такою рода микродобавок имеют разрозненный характер Отсутствует единая точка зрения о влиянии температуры и времени аустенитизации на содержание бора в стали и на ее прокаливаемость с учетом скорости охлаждения. Всть противоречия наблюдаемые как в результатах, так и в трактовке физической природы эффективного влияния бпра на прокаливаемость

Во второй 1 лаве рассмотрен усовершенствованный автоматизированный комплекс (рис 1) для закалки из МКИ бунтов массой до 500 кг из углеродистых и низколегирован-

сторный преобразователь и индуктор (4); спрейер (5), сматывающее устройство с механизмом формирования витка (6), двухпозипионная карусель для формирования бунта термообработанной проволоки(7)

Нагрев проката осуществляется токами высокой частоты (генератор с тиристорным гтреобразоваIелем, номинальное напряжение 380 В, суммарная мощность генераюра -220 кВт, частота - 2400 Гц) в семи секционном индукторе. Для обеспечения однородности на!рева прокат усовершенствована форма керамических направляющих в индукторе Использование сгупенчатой конструкции индуктора с зазорами шириной до 10 мм обеспечило самоочистку от нагара и центрирование проката в последних секциях. Заданный темпера гурный режим нагрева поддерживался устройством автоматического регулирования температуры, конструктивно связанным с блоком управления и защиты генератора и пирометром спектрального отношения, работающего по принципу обратной связи Охлаждение проката осуществлялось в спрейере усовершенствованной конструкции с тангенциальным расположением сопел, охлаждающая жидкость - вода оборотная, давление 0,3 МПа, расход - 6,0 м3/час

Скорость перемещения проката варьировали в следующих пределах- для проката диаметром 10 мм - У=5-20 см/с, диаметром 18 мм - У=1-"-7 см/с, при этом время нахож-

дения проката в индукторе составляло тиш=17,5-70 и 5СН-350 секунд, в спрейере -тспр=5-20 и 14-100 секунд для проката 010 и 018 мм соответственно. Колебания температуры по измерениям как штатным пирометром, так и портативным инфракрасным пирометром «ТЬегтоРот! 64+»по длине мотка не превышали +3-5°С Эффективность работы спрейера оценивали по измерениям температуры проката диаметром 18 мм пирометром «ТЬеппоРош! 64+» на входе и выходе из спрейера соответственно. Контроль температуры спустя 30, 60 и 300 секунд после выхода позволил оценить возможность саморазо-|рева в случае неполного охлаждения. Также было оценено распределение структур и твердости по длине и сечению проката стали 1О(01Ои018 мм, закалка 01 температур 740, 760 и 780°С) Испытания проводили на полнотолщинных образцах (длина 300 мм), отобранных на участках, удаленных друг от друга на расстоянии 10 м (не менее 5 образцов на участок) Показано, что для всех исследуемых типоразмеров проката и температур закалки стали размах (Д=Хшах-Хтт) характеристик прочности и пластичности по длине проката (исключая заправочные концы длиной не более 1 м) не превышал 5-8% Также в пределах выбранного режима значимо не отличались твердость и структура стали.

Феррито-бейнитная структура стали 10 наблюдалась после закалки от всех температур Повышение температуры с 740 до 780°С увеличивает количество упрочняющей фазы с 10 до 25 %, но не изменяет характер зависимости прочностных характеристик стали от степени холодной пластической деформации Уровень прочности (ст„) 800 МПа достигается только после обжатия более 30%, при этом величина относительного удлинения стали не превышает 7±2%, а относительного сужения 35+5%, что не обеспечивает требуемый комплекс потребительских свойств деталей В эшй связи, помимо модельной углеродистой стали 10, в работе предложены новые марки сталей, микролегированные либо только бором, либо бором и марганцем, гарантирующие получение проката с феррито-мартенситной структурой.

В третьей главе представлены результаты разработки экономнолегированных борсодержащих сталей, позволяющих гарантированно получать в прокате диаметром до 018 мм феррито-мартенситную структуру после термической обработки в условиях предложенного комплекса, и технологии производства из них в условиях стана 350 ОЭМК сортового прокага требуемых типоразмеров.

В отечественных борсодержащих сталях массового производства относительно высокое содержание азота (в среднем 0,010-0,012% масс) и низкая (до 20+40%) доля «эффективного» бора, что объясняет, наблюдаемую в ряде случаев нестабильность их свойств. В этой связи, для повышения эффективности применения борсодержащих сталей предложена гибкая система управления их качеством (в том числе с использованием ме-

тодов математического моделирования) как на стадии выплавки стали, так и на стадии изготовления конечной металлопродукции Данная система позволяет прогнозировать уровень прокаливаемое™ борсодсржащей стали конкретного химического состава (критический диаметр - Дшсал - идеальный, Двода - при закалке в воду и Д„асло при закалке в масло, а также кривую распределения твердости при торцевой закалке в воде - кривая Джомини) и является модифицированным вариантом известного метода Гроссмана, учитывающим «эффективное» содержание бора в стали В рамках данного подхода, количество несвязанного в нитриды бора определяется на основе комплексной термодинамической модели, базирующейся на теории образования неметаллических включений при кристаллизации слитка Данный подход получил эксперичентатьное подтверждение и апробирован в заводской практике при производстве широкого марочного сортамента борсодержащих сталей

Для проверки адекватности модели в нашем случае сопоставлены экспериментальные и расчетные значения характеристик прокаливаемое™ проката из стали 08Р и 12Г1Р, различающихся лишь содержанием марганца - 0,50 и 1,10% масс соответственно, а также построены кривые Джомини в случае полного усвоения бора (Во6щ=ВЭфф) и при полном связывании бора в нитриды (Вэфф=0) Совпадение результатов (рис.2) свидетельствует о правомерности применимое™ модели.

Рис. 2. Экспериментальные и расчетные кривые Джомини исследуемых сталей

В рамках предложенного подхода были построены номограммы для прогноза концентрации «эффективного» бора в сталях 08Р и 12Г1Р в зависимости от содержания элементов (% масс.), титана (0,01-0,06), общего бора (0,0005-0,005) и азота (0,005-0,015) -рис.3, а также прогноза прокаливаемое™ при изменении концентрации элементов в пределах (% масс )' углерода (0,05-0,21), марганца(0,30-1,30) и «эффективного» бора (0,0005, 0,001^0,005).

В«М, % та»

О О

б.

Рис. 3 Влияние титана, азота и общего содержания бора на концентрацию «эффективного» бора в сталях 08Р и 12Г1Р (0,02% масс Л1)

Это позволило определить область допустимых значений содержания титана и алюминия, обеспечивающих оптимальную концентрацию «эффективного» бора -В,фф=0,0010% масс при типичном, для аналогичных сталей массового производства, содержании азота, при общем содержании бора 0,002 % масс.

Полученные соотношения (рис 4) были использованы при разработке нормативно-технической документации (табл.1) и технологии производства в условиях ОАО «ОЭМК» сортового проката из сталей марок 08Р и 12Г1Р Вследствие сложности удаления азота из

расплава предусмотрены меры по предотвращению его попадания в сталь, как на стадии шихтовки, так и при выплавке и непрерывной разливке.

|Н» допустимо] 0 02 0,04 0,06

Содержание, Т1, масс %

0,08

0,06

о

¡допустимо!1

0,02 0,04 0,06

Содержание, 71, масс.%

0,08

|н» допустимо] 0,02 0,04 0,06

Содержание, Т1, масс %

Рис 4 Область допустимых значений содержания титана и алюминия при различном содержании азота в стали 12Г1Р обеспечивающих сквозную прокаливаемость при закалке в масло проката диаметром 15 (а), 20 (б) и 25 (в) мм при общем содержании бора - 0,0020% масс.

В этой связи выплавку борсодержащих сталей проводили в 150-ти тонных дуювых сталеплавильных печах (ДС11), с использованием в шихте 100% металлизованных окатышей, что обеспечило концентрацию азота не более 0,003% масс, низкое содержание примесей Си, №, Сг Марганец и кремний вводили в стальковш при выпуске металла из ДСП, температура при этом была - 1670+1690°С Далее металл поступал на агрегат комплексной обработки стали (АКОС) для продувки в течение 5^7 мин аргоном через донный продувочный блок с интенсивностью 5-15 м3/час, раскисления присадкой алюминиевой проволоки (0,6,0,63 кг/т). Там же наводился рафинировочный шлак (присадкой 6,5-7 кг/т извести и 1,3+1.5 кг/т плавикового шпата), который раскислялся гранулированным алюминием (0,3 кг/т), металл окончательно раскисляли алюминием до содержания 0,050% масс и

легировали марганцем. Температура нагрева металла 1660-1665°С. Все это время металл непрерывно перемешивался аргоном (30-40 мин). Далее была вакуумная обработка на порционном вакууматоре (ПН) при давлении около 1,5 тВаг, где окончательно корректировали химический состав металла. Именно здесь металл легировали титаном и бором, из-за малой вероятности образования их оксидов и нитридов.

Таблица 1

Требования к химическому составу, структуре и свойствам проката сталей, применяемых в холодновысадочном производстве

С | Мп | 31 | Т| | ~аГ

Содержание элементов, масс %

Сг

№

Си

Сталь 10, ТС 00187895-027-2001

Требования НТД 0,07- 0,250,14 0,50 <0,07 - 0,0200,070 £0,015 <0,020 <0,10 <0,20 <0,20

Сталь 08Р, ТС 00187895-029-2001, Патент РФ 1Ш 2237106 С1 7С22С 38/54 от 03 07 2003

1ребования НТД 0,060,12 0,250,50 <0,07 0,0100,030 0,0200,070 <0,015 <0,020 <0,10 <0,10 <0,10 0,0020,005 <0,010

Сталь 12Г1Р, ТС 00187895-028-2001, Патент РФ НИ 2237099 С1 7С22С 38/54 от 14 04 2003

1ребования НТД 0,100,13 0,901,30 £0,17 0,0100,030 0,0200,050 <0,015 <0 020|<0,10 <0,10 | <0,10 0,00200,0050 <0,010

Дополнительные требования к прокату •

максимальный балл загрязненности стали неметаллическими включениями по сульфидам, оксидам, силикатам и нитридам не превышает 3 балла по каждому виду включений

прокат имеет однородную сферокдизованную структуру по длине, состоящую из не менее 80% зернистого иерлита;

размер действительного зерна - 5-10 балл обезуглероженный слой не более 1,5% от диаметра, величину холодной осадки не менее 1/3 высоты, сквозную (90%) прокаливаемость в кругах диаметром до 15 мм (твердость в центральной зоне закаленного в масло образца-НЯС>36)-для стали 12Г1Р

временное сопротивление разрыву не более 520 МПа (сталь 12Г1Р) и 480 МПа (сгаль 10 и 08Р), относительное удлинение не менее 20%, относительное сужение не менее 65%

После вакуумирования металл обрабатывали порошковой проволокой силикокаль-ция, разливали на четырехручьевых УИРС радиального типа в слшок размерами 300x360 мм, скорость вытягивания 0,6-0,7 м/мин, температура металла в промежуточном ковше 1535-^1550°С. Для защиты металла от окисления использовали покровные шлаковые смеси - в промежуточном ковше, кристаллизаторе, защитных трубах, погружных стаканах и подачу аргона. Это обеспечило низкое содержание газов (азота и кислорода) и чистоту металла по неметаллическим включениям После разливки и пореза на мерную длину полученные непрерывнолитые заготовки охлаждались в печах контролируемого охлаждения в ■ ечение 12 часов до 1емпературы 200т250°С Далее их нагревали и прокатывали по традиционной для сталей данного класса технологии.

Стабильность технологии производства проката из сталей 08Р (6 плавок, 500 т) и 12Г1Р (60 плавок, 10000 т) оценивали на основе анализа хронологического ряда концентраций углерода, марганца, бора, азота, титана, алюминия, «эффективного» бора, характеристик прокаливаемости (твердости в центральной зоне закаленного в масло полнотол-щинного образца, соответствующего диаметру реального проката)

Предложенная технология производства проката на ОЭМК из опытных марок сталей обеспечивает сужение допусков их составов (вариации распределения элементов которых не превышают 0,010, размах для сталей 08Р и 12Г1Р соответственно в пределах (% масс) - 0,07-0,10 (Д-0,03) и 0,11-0,13 (Д=0,02) по углероду, 0,30-0,40 (Д=0,10) и 1,10-1,20 (Д=0,10) по марганцу, 0,022-0,029 (Д=0,007) по титану, 0,020-0,030 (Д=0,010) по алюминию, 0,006-0,008 (Д=0,002) по азоту, 0,0023-0,0030 (Д=0,0007) по бору. Во всех исследуемых плавках содержание эффективного бора находится в тех же пределах, что общее содержание и варьируется в узких пределах 0,0023-0,0030% масс Это позволило гарантировать стабильный уровень прокаливаемости металла плавок стали 12Г1Р на уровне 38HRC - размах A<7HRO Для всех опытных партай проката не наблюдалось отклонений по характеристикам прокаливаемое™ от требований НТД (твердость в центральной зоне закаленного в масло образца не менее 35 HRC) Это признак стабильности технологии процесса, что позволило рекомендовать ее к широкому внедрению на ОЭМК

Для стали 08Р и 12Г1Р текущего производства построены термокинетические диаграммы, что позволило оценить возможность получения в них при последующей термической обработке феррито-мартенситных структур. С этой целью проведены дилатометрические исследования на универсальном дилатометре "805" фирмы "BAER-GERATEBAU" (Germany) Цилиндрический образец диаметром 6 мм, длиной 6 мм помещался в вакуумную камеру дилатометра между держателями из a-кварца Для измерения температуры образца к нему приваривалась термопара ХА с электродами диаметром 0,12 мм В рабочей камере дилатометра создавался вакуум 10"6 мм ртутного столба. Нагрев осуществлялся до температуры 950°С с помощью высокочастотного генератора Нагрев проводился со скоростью 47°С/мин Все параметры термического цикла (скорость нагрева, время выдержки, скорость охлаждения) задавались при помощи процессора управления. Контролируемое охлаждение осуществлялось в струе инертного газа Запись дилатометрических диаграмм осуществлялась на планшетаом двухкоординатноч самописце. Полученные термокинета-ческие диаграмм (ТКД) подтвердили возможность получения проката из сталей 08Р и 12Г1Р, закаленных из МКИ с феррито-мартенситной структурой и перспектавность получения крепежа требуемого класса прочное™ в условиях ОАО «БслЗАН».

В четвертой главе изучено влияние технологии подготовки проката, режимов закалки из МКИ сталей 10, 08Р и 12Г1Р (химический состав - табл 2) на морфологию уп-

рочняющей фазы и ее трансформацию при дальнейшей холодной пластической деформации (е=0-'-60%), имитирующей условия холодной объемной штамповки крепежных деталей. Варьирование размера исходного зерна аустенита Т)Ш!1[ (Т)аш1=15, 30, 65 мкм) учитывало практику поставки различных заводов - производителей проката, степени предварительной холодной деформации е=0, 17, 36% - моделировало различные технологические схемы подготовки проката перед термообработкой.

Таблица 2

Химический состав исследуемых сталей 10, 08Р и 12Г1Р

Марка стали Содержание элементов, масс %

С Мп Si Ti A1 S P Cr Ni Cu В N

10 0,10 0,40 0,06 0,007 0,032 0,009 0,012 0,03 0,05 0,04 - 0,008

08Р 0,07 0,35 0,06 0,025^ 0,035 0,007 0,011 0,04 0,04 0,03 0,0035 0,007

12Г1Р 0,11 1,15 0,11 0,022 10,028 0,009 0,011 0,05 0,05 0,06 0,0031 0,008

Сопротивление деформации материалов, содержащих две и более фаз зависит, как от свойств фаз, так и от их стереологических параметров С этой целью разработана методика количественного описания дуальной микроструктуры, полученной на сталях 10, 08Р и 12Г1Р Съемку микроструктуры продольных и поперечных шлифов проводили на оптическом микроскопе "AXIOVERT 25" цифровой видеокамерой при разрешении 0,65 мкм/пикс после травления в 2% растворе азотной кислоты Количественный металлографический анализ параметров структуры проводили с использовашем программы анализа изображений Nexsys ImageExpert Pro 3.0 Оценивали следующие параметры площадь объекта; процент по площади анализа (процент черного, содержащегося во всем кадре), периметр объекта (длина границ); вытянутость (отношение максимальной стороны описанного прямоугольника к его минимальной стороне). Для выделения объектов второй фазы изображения микроструктур подвергали следующим процедурам- наложение цифрового медианного фильтра при радиусе анализа 1 пике (нахождение медианы цветового распределения в зоне заданного радиуса; средство подавления высокочастотных шумов), наложение градиентного фильтра (устранение боковой подсветки на изображении), проведение сегментации по цвету (разделение объектов по цвету); проведение параметрической фильтрации (разделение объектов по их параметрическим характеристикам) Фильтр настроен на площадь объекта S=20 пике (удаление черных объектов площадью до 20 точек) и S=200 пике (удаление белых объектов площадью до 200 точек).

Идентификацию типа упрочняющей фазы в световом и растровом микроскопе проводили после травления шлифов в спиртовом растворе азотной кислоты, смеси 2-4%-ного спиртового раствора азотной и пикриновой кислоты, использовали также травление в 5%-ном растворе йода или молибдате аммония, 4%-ном растворе пикриновой кислоты в смеси 50:50 (или последовательно) с 1%-ным водным раствором бисульфита натрия

50:50 (или последовательно) с 1%-ным водным раствором бисульфита натрия (Na2S205) Мартенсит при таком травлении выглядит белым, феррит - серым, бейнит (перлит) - черным. Измерение микротвердости упрочняющей фазы проводили на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузках 5 и 10 г по 15-17 замерам на точку.

Показано, что увеличение размера исходного зерна аустенита от 15 до 65 мкм приводит к укрупнению упрочняющей фазы: более чем на 50^80% в случае низкоуглеродистой стали и на 30^50% - для борсодержащей стали. При этом плотность ее распределения в углеродистой стали не зависит от размера зерна аустенита, в борсодержащей стали увеличение размера зерна, кстати, как и температуры закалки из МКИ, повышает плотность распределения упрочняющей фазы. Ее поперечник в углеродистой стали - 2б±5 мкм и в 1,5 раза больше, чем в борсодержащей Повышение температуры закалки из МКИ углеродистой и борсодержащей сталей с 740 до 760°С приводит к увеличению площади фазы в 1,5 и 2,0 раза соответственно

Увеличение степени холодной пластической деформации низкоуглеродистой стали (с 0 до 50%), закаленной из МКИ, независимо от истории увеличивает объемную долю фазы на продольном шлифе в 1,5 раз и вытянутость ~2 раза при практически неизменной площади фазы в поперечном сечении. Это, с учетом неизменной ее плотности в продольном сечении, - признак деформации (а не дробления) упрочняющей фазы. В микролегированной бором стали плотность распределения упрочняющей фазы в плоскости деформации значительно (в 2 раза) возрастает, что свидетельствует о ее дроблении, при этом также наблюдается увеличение вытянутости фазы, определяемой как отношение размеров вдоль и поперек направления прокатки.

Построение зависимостей с„, ф=Р(Ёпредя) при различный степенях предварительной деформации проводили на образцах (пруток диаметром 12 мм) исследуемых сталей, прошедших калибровку по схеме дробной деформации со следующими степенями деформации (10,0=>26,0=>39,9=>59,9=569,9%) Статические испытания проведены на предварительно калиброванных полнотолщинных образцах (база 300 мм) на испытательной машине "INSTRON-1185" с тензометрической регистрацией деформации (скорость нагружения - 5 мм/мин и 500 мм/мин) с построением в т.ч истинной диаграммы dS/dsx(e/S)=n (где: S-истинное напряжение; е- истинная деформация), определением показателя деформационного упрочнения - п, прочностных (а») и пластических (ф, S) характеристик.

Показано, что в борсодержащих сталях увеличение размера зерна аустенита от 15 до 65 мкм незначительно (<10%) повышает прочность во всем исследуемом интервале деформаций, в низкоуглеродистой стали эффект еще меньше. Повышение температуры закалки из МКИ от 740 до 760°С приводит к увеличению прочности: на 15 20% для борсо-

держащих и 20-25% для пизкоуглеродистой стали, особенно заметному степенях деформации >30%. При этом влияния предварительной холодной пластической деформации не обнаружено. Характер изменения пластичности после холодной деформации несколько иной. Так если после закалки от 740°С и холодной деформации динамика изменения относительного сужения в зависимости от размера зерна аустенита для всех типов исследуемый сталей обнаружено не было, то после закалки от 760°С, увеличение размера исходного зерна снижает пластичность на 20-25 %

При среднем уровне холодной деформации (вплоть до 50%) изломы образцов смешанные. На фоне вязкой составляющей наблюдаются участки хрупкого разрушения (-15-5-20%), что, по-видимому, соответствует сколу упрочняющей фазы

В целом полученные результаты дали основание рекомендовать для дальнейших промышленных испытаний прокат их борсодержащих сталей 08Р и 12Г1Р. С этой целью было предложено использовать прокат из стали 08Р диаметром 12 мм после закалки с температур 750-760°С, для стали 12Г1Р - 740-750°С с целью изготовления высокопрочных болтов, а стали 10, 20 для производства стержневых деталей простых форм

В петой главе представлены результаты апробации предложенной технологии получения высокопрочных крепежных изделий в условиях ОАО «БелЗАН». На первом этапе (исходя из экономической целесообразности) показана возможность производства стержневых деталей простой формы (шпилек) из предварительно закаленных из МКИ низкоуглеродистых сталей 10 и 20. На втором этапе предложена технология производства сложных стержневых деталей (болтов) из борсодержащих сталей 08Р и 12Г1Р

Прокат из стали 10 и 20 (исходный диаметр 8,3 мм) калибровали на технологический размер диаметр 7,75 мм, затем закаливали из межкритического интервала температур (740°С), что обеспечивало получение уровня прочности заготовки 560+670 МПа. В структуре исследуемых сталей преимущественно феррит и 20-25% (сталь 10) и 10-15% (сталь 20) упрочняющей фазы (смесь мартенсита и бейнита). После травления, фосфатирования и омыливания из заготовок исследуемых сталей на одноударном холодновысадочном ав томате А1221 были высажены шпильки М8х1,25. Накатка резьбы производилась на резь-бонакатном автомате ЦР\У 12,5x70. При высадке и накатке резьбы использовалось масло ИСП-40 Разрушающая нагрузка, испытанных на растяжение необточенных шпилек из стали 10 и 20 с двухфазной структурой составила 3100 и 3500 кг соответственно (при минимально допускаемом уровне 2900 кг). При этом шпильки разрушаются хрупко, однако в изломе стали 10 наблюдаются участки вязкого разрушения (10-15%). Относительное удлинение образцов 50 для стали 10 (вырезанных из шпилек) - составило 10-42%, для стали 20 - <10%. Это означает, только деформационное упрочнение сталей 10 и 20 (закаленных

перед высадкой из межкритического интервала температур) не обеспечивает требуемого запаса пластичности деталей.

Введение операции калибровки перед закалкой из МКИ и проведение отпуска готовых изделий при температуре 300+350°С обеспечило требуемый уровень прочности и пластичности крепежных изделий. Однако использование низкоуглеродистых сталей при производстве высокопрочных шпилек гарантирует только нижний уровень свойств, оговоренных требованиями к крепежным изделиям класса прочности 8 8

Для отработки технологии производства высокопрочных болтов использовали горячекатаный сортовой прокат диаметром 14 мм из стали 08Р и 12Г1Р с мелкозернистой структурой производства ОАО ОЭМК Его калибровали на технологический размер (11,8 мм и 7,8 мм), закаливали от 740-750°С, (а,=560-5-670 МПа). Структура исследуемых сталей - феррит и 20+25% (сталь 08Р) и 10+15% (сталь 12Г1Р) упрочняющей фазы (мартенсит) После травления, фосфатирования и омыливания из заготовок исследуемых сталей на одноударном холодновысадочном автомате А1221 были высажены шпильки М8х1,25. Накатка резьбы производилась на резьбонакатном автомате иР\\^ 12,5x70. На пятипози-ционном холодновысадочном автомате высажены болты М 12x1,25 (рис 5) Характер заполнения резьбы и распределение микроструктуры (рис.6), равно как и все характеристики (испытания на разрыв, косая шайба, твердость и удлинение в резьбе на переточенных образцах) опытных крепежных деталей (шпильки и болты) не менее, чем на 10% превышают требования "ФИАТ-ВАЗ", Детали рекомендованы для промышленного внедрения

Рис. 5 Технологические переходы при производстве болта М 12x1,25 на одноударном пятипозиционном автомате А1221

Рис. б. Макроструктура головки болта М12х1,25 - а (х5), и микроструктура стержня -б; зоны перехода от головки к стержню - в; и резьбы - г; болта (х50)

Таким образом, в работе показано, что использование закалки низкоуглеродистых и низколегированных (в т.ч. бором) сталей перед высадкой стержневых крепежных изделий из МКИ, и технологии их подготовки, разработанной и внедренной на ОЭМК позволяет получить высокопрочный крепеж (ст„>800 МПа) без проведения длительного подготовительного сфероидизирующего отжига и завершающего термоупрочнения, или применения более дорогостоящих легированных сталей.

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1 Разработаны и запатентованы новые системы легирования и раскисления сталей типа 12Г1Р и 08Р, исключающие связывание бора в нитриды и обеспечивающие максимум прокаливаемости, а также предложена и освоена технология производства из них в условиях стана 350 ОАО «ОЭМК» сортового проката диаметром 12-5-30 мм с гарантированным комплексом свойств, получаемым непосредственно в потоке стана

2. Разработан и внедрен на ОАО «БелЗАН» автоматизированный комплекс с нагревом ТВЧ для закалки из МКИ сортового проката (диаметром от 10 до 18 мм) в мотках из микролегированных низкоуглеродистых борсодержащих сталей, обеспечивающий точное

поддержание температурного режима закалки по длине проката (+3-5°С), и как следствие - стабильный уровень механических свойств как по длине проката, так и по его сечению.

3 Выявлена зависимость между величиной исходного зерна аустенита (15-65 мкм), степенью предварительной деформации калибровкой (0-30%), температурой закалки из МКИ температур (740-760°С) и морфологией упрочняющей фазы в сортовом прокате из стали 10, 08Р и ¡2ПР, а также ее трансформацией в процессе холодной пластической деформации калибровкой в интервале 0 50%

4 Показано, что как в борсодержащих, так и в низкоуглеродистых сталях увеличение размера исходного зерна аустенита от 15 до 65 мкм незначительно (<10%) увеличивает прочность во всем исследуемом интервале деформаций (от 0 до 60%) Повышение температуры закалки от 740 до 760°С увеличивает прочностные характеристики борсодержащих (на 15-20%) и низкоуглеродистых сталей (20-25%), особенно при больших степенях деформации. При этом пластичность снижается на 10-"-15%

5 Разработана и внедрена в условиях ОАО «БелЗАН» технология производства высокопрочных стержневых крепежных деталей детали (ств>800 МПа) из сортового проката низкоуглеродистых борсодержащих сталей, предварительно закаленного из МКИ. Предложенное технологическое решение позволило- сократить продолжительность производственного цикла изготовления продукции на 30%, использовать горячекатаный прокат вместо сфероидизованного, отказаться от проведения длительного (более 40 часов) сфероидизирующего отжига проката на стадии подготовки металла перед высадкой и термоупрочнения готовых изделий, исключить операции правки и рихтовки готовых деталей. Внедрение одного предложенного в работе закалочного комплекса позволяет высвободить не менее пяти шахтных печей и один закалочно-отпускной агрегат

6. Из сортового проката сталей 12Г1Р и 08Р (0 14 мм), закаленного от 740°С, изготовлена опытная партия шпилек М12х1,25 и болтов М12х1,25, прочность которых на разрыв, (при испытании косой шайбой), твердость и удлинение в резьбе, не менее, чем на 10% превышают требования стандарта «ФИАТ-ВАЗ». Детали рекомендованы для промышленного внедрения.

СПИСОК РАБОТ. ОПУБЛИКОВАННЫХ ПО ТЕМЕ ДИГГКРТАТТИИ

1 Бобылев М.В., Кудря A.B., Королева Е.Г, Влияние морфологии исходной структуры на упрочняемость борсодержащих сталей 08Р и 12Г1Р с феррито-мартенситной структурой, Тезисы докладов 1-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», Москва, МИСиС, 16-18 апреля 2002, с 135

2 Бобылев М В., Майстренко В.В , Королева Е Г, Перспективы производства высокопрочных стержневых крепежных деталей из стали 08Р и 12Г1Р с феррито-мартенситной структурой, Национальная металлургия, 2003, №6, с 79-81

3. Бобылев М.В., Майстренко В.В, Королева Е Г., Перспективы производства высокопрочных стержневых крепежных деталей из микролегированной борсодержащей стали с феррито-мартенситной структурой, В кн. «Материалы в автомобилестроении». 4.1, Металлические материалы Сборник докладов П Международной научно-практической конференции -10-11 июля 2003 г, Тольятти, изд ОАО «АВТОВАЗ», с. Ш4-110

4 Бобылев М.В , Королева Е Г, Получение высокопрочных крепежных деталей из борсодержащих сталей с дуальной структурой за счет деформационного упрочнения, Тезисы докладов П-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур» ПРОСТ 2004, Москва, МИСиС, 20-22 апреля 2004, с. 18

5 Бобьшев М В., Королева Е.Г., Махмуд А, Влияние параметров исходной структуры и режимов закалки на морфологию упрочняющей фазы сталей с дуальной структурой и трансформацию структуры при последующей деформации, Тезисы докладов П-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур» ПРОСТ 2004, Москва, МИСиС, 20-22 апреля 2004, с.4б

6. Кудря A.B., Соколовская Э.А., Водопьянов Е.А., Королева Е Г., Измерение неоднородности разномасштабных структур и вязкости для аттестации качества конструкционных материалов, Материалы научно-практического семинара «Научно-технологическое обеспечение инновационной деятельности предприятий, институтов и фирм в металлургии», Москва, 17 ноября 2004 г., М, 2004, Издательство «Учеба» МИСиС, т 2, с. 512-517

7. Патент РФ RU 2237104 Cl, 7С22С 38/54 от 14 04.2003 г., Сталь конструкционная повышенной прокаливаемости, Бюллетень Изобретения и открытия №27 27.09 2004

8. Патент РФ RU 2237099 Cl, 7С22С 38/54 от 14 04.2003 г, Высокопрочная сталь повышенной прокаливаемости, Бюллетень Изобретения и открытия №27 27 09 2004

9 Патент РФ RU 2237106 Cl, 7С22С 38/54 от 03.07.2003 г., Сталь конструкционная, Бюллетень Изобретения и открытия №27 27.09.2004

10. Патент РФ RU 2237107 Cl, 7С22С 38/54 от 05.08.2003 г., Сталь повышенной прокаливаемости для холодной объемной штамповки, Бюллетень Изобретения и открытия №27 27.09.2004

11. Бобылев М.В , Королева Е.Г, Трансформация упрочняющей фазы в сталях с дуальной структурой при холодной пластической деформации. Тезисы докладов I Международной школы «Физическое материаловедение», ноябрь 2004 г., Тольятти, с.54

Подписано в печать 22.12.2004 Формат 60x90/16. Бумага офсетная 1,0 п л Тираж 100 экз. Заказ № 1318

/^Ч ИЗДАТЕЛЬСТВО

§=¡5=^ МОСКОВСКОГО ГОСУДАРСТВЕННОГО ГОРНОГО УНИВЕРСИТЕТА

Лицензия на издательскую деятельность ЛР № 062809 от 30 06 98 г Код издательства 5X7(03)

Отпечатано в типографии Издательства Московского государственного горного университета

Лицензия на полиграфическую деятельность ПЛД№ 53-305 от 05 12 97 ?

119991 Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, 6; Издательство МГГУ; тел. (095) 236-97-80; факс (095) 956-90-40

í

í t

í

РНБ Русский фон

2006-4 3230

Введение

Ф 1.

Глава 1. Аналитический обзор литературы

1.1. Определение двухфазной структуры

1.1.1. Свойства конструкционных сталей после термической обработки из 8 межкритического интервала температур

1.1.2. Низкоуглеродистые ферритно-мартенситные стали как перспективный материал для получения высокопрочных 11 штампуемых деталей

1.1.3. Влияние структуры на механические свойства ДФМС

1.1.3.1. Сопротивление малым пластическим деформациям

1.1.3.2. Деформационное упрочнение

1.1.3.3. Пластичность

1.1.3.3.1. Равномерное удлинение

1.1.3.3.2. Общее удлинение

1.1.3.4. Прочность

1.1.3.5. Чувствительность к закалочному и деформационному старению

1.1.3.6. Влияние микроструктуры

1.1.4. Влияние химического состава на структуру и свойства ДФМС

1.1.5. Способы получения ДФМС

1.2. Свойства микролегированных борсодержащих сталей

1.2.1. Металлургические аспекты производства борсодержащих сталей

1.2.2. Влияние технологических параметров термической обработки на 37 прокаливаемость борсодержащих конструкционных сталей

1.2.3. Механизм влияния бора на прокаливаемость 39 4 1.3. Влияние бора на структурообразование при термической обработке стали

1.4. Влияние содержания бора и параметров термической обработки на свойства сплавов

Выводы по Аналитическому обзору литературы

2. ГЛАВА 2. Опробование комплексного технологического решения по закалке из МКИ сортового проката низкоуглеродистых и микролегированных сталей в бунтах

2.1. Оптимизация автоматизированного комплекса по термообработке 50 сортового проката в бунтах

2.2. Оценка стабильности обеспечения заданного уровня механических 51 свойств при термообработке на предложенном автоматизированном комплексе

2.3. Влияние закалки из МКИ сортового проката из низкоуглеродистых 53 сталей на характеристики их деформационного упрочнения.

2.3.1. Влияние способа подготовки структуры на параметры 54 деформационного упрочнения сортового проката из стали 10.

2.3.2. Влияние способа подготовки структуры на параметры 56 деформационного упрочнения сортового проката из стали 20.

2.4. Анализ влияния предварительной деформации на структуру и 58 механические свойства стали 10, закаленной из МКИ

2.5. Анализ влияния температуры закалки из МКИ на параметры 64 деформационного упрочнения сортового проката из стали

Выводы по главе 2.

3. Глава 3. Разработка состава экономнолегированных борсодержащих сталей и технологии производства из них сортового проката, пригодного для холодной объемной штамповки крепежных деталей Математическая модель, оценивающей форму присутствия бора в

3.1. твердом растворе и уровня прокаливаемости проката из 67 борсодержащих сталей

3.2. Определение оптимальных соотношений Ti, AI, N, О и В в исследуемой стали, обеспечивающие максимальные характеристики 74 прокаливаемости.

3.3. Влияние углерода, марганца, титана и «эффективного» бора на 83 характеристики прокаливаемости исследуемых сталей.

3.4. Подготовка нормативно-технической документации на производство сортового проката из борсодержащих сталей 12Г1Р и 87 08Р

3.5. Отработка технологии производства ' сортового проката из 88 борсодержащих сталей марок 12Г1Р и 08Р в условиях ОАО ОЭМК

3.6. Оценка эффективности усвоения бора при выплавке исследуемых 93 сталей

3.7. Изучение характеристик прокаливаемости исследуемых сталей 94 текущего производства ОАО ОЭМК.

3.8. Термокинетические диаграммы исследуемых сталей. 96 Выводы по главе 3.

4. Глава 4. Анализ влияния технологии подготовки проката, режимов закалки из МКИ сталей 10, 08Р и 12Г1Р на морфологию упрочняющей фазы и ее трансформацию при дальнейшей холодной 99 пластической деформации

4.1. Количественный металлографический анализ параметров структуры 99 стали, закаленной из МКИ

4.1.1. Методика количественного металлографического анализа

4.1.2. Идентификация типа упрочняющей фазы

4.1.3. Методика проведения эксперимента

4.2. Анализ влияния дисперсности исходной структуры, 110 предварительной пластической деформации и температуры закалки на морфологию упрочняющей фазы и ее трансформацию при холодной пластической деформации

4.3. Влиянии дисперсности исходной структуры, предварительной 118 пластической деформации и температуры закалки на уровень механических свойств исследуемых сталей при холодной пластической деформации

Выводы по главе 4.

5. Глава 5. Апробация в условиях ОАО «БелЗАН» технологии 124 получения высокопрочных крепежных изделий из сортового проката с двухфазной структурой

5.1. Опробование технологии производства стержневых крепежных 124 изделий из сортового проката низкоуглеродистых сталей марок 10 и

5.2. Опробование технологии производства высокопрочных болтов и 127 шпилек из сортового проката борсодержащих сталей марок 08Р и

12Г1Р

Выводы по главе 5.

На современном этапе развития автомобилестроения особо актуальной задачей является снижение материалоемкости современного автомобиля, что позволит уменьшить экологическую нагрузку на окружающую среду, как на стадии производства, так и его эксплуатации. Ее реализация осуществляется в рамках общеевропейских программ, таких как иЬБАВ — ультралегкий кузов, а также программ по повышению доли высокопрочных крепежных деталей в современном автомобиле. Последняя программа особенно актуальна для отечественного автомобилестроения, для которого доля высокопрочных крепежных деталей (уровня прочности от 800 до 1200 МПа, что соответствует классам прочности 8.8, 10.9 и 12.9) не превышает 45%. Реализация программ снижения материалоемкости производства крепежных деталей, сопровождается стремлением автопроизводителей снизить также и его энергоемкость, так как существующая технология изготовления предполагает существенные энергозатраты как на стадии подготовки металлопроката, так и на стадии термообработки готовых изделий. В этой связи, весьма актуальной является задача, данной работы - разработка и реализация комплексного технологического решения по созданию ресурсосберегающей технологии производства высокопрочных стержневых крепежных деталей из экономнолегированных сталей со специально подготовленной перед холодной высадкой структурой, обеспечивающей формирование заданного комплекса потребительских свойств только за счет деформационного упрочнения (исключая завершающее термоупрочнения готовых деталей). Использование в этой связи термоупрочненного проката, либо проката из микролегированных сильными карбидообразующими элементами сталей, из-за сильного деформационного упрочнения стали, позволяет получать только детали простой формы. Применение сталей с двухфазной структурой, обладающих хорошим сочетанием характеристик прочности и пластичности при холодной деформации, хотя и позволяет получить детали сложной формы, но ограничено необходимостью обеспечения высокой точности обеспечения температурного режима термообработки. Нагрев проката токами высокой частоты обеспечивает узкий температурный интервал, а последующее интенсивное спрейерное охлаждение позволяет использовать экономнолегированные, и в частности новые низкоуглеродистые микролегированные бором стали. Это обеспечивает при холодной объемной штамповке в процессе производства стержневых крепежных деталей оптимальное соотношение прочностных и пластических характеристик. Хорошо известна высокая эффективность влияния микролегирования бором на прокаливаемость конструкционных сталей. Способность интенсивно измельчать структуру при ускоренном охлаждении делает бор обязательным компонентом многих высокопрочных низколегированных сталей, разработка которых является одним из важнейших направлений металлургии в настоящее время.

Микродобавки бора, не снижая качества сталей, позволяют экономить такие остродефицитные легирующие элементы как №, Сг, Мп и др. Несмотря на технологические преимущества борсодержащих сталей, их внедрение в массовое производство сопряжено с определенными трудностями, к числу которых относятся сложности металлургического характера (необходимость получения строго нормированных концентраций в процессе выплавки стали, поддержания на заданном уровне содержания азота, титана и алюминия) и отсутствие научно-обоснованных рекомендаций по выбору режима термической обработки борсодержащих сталей в зависимости от технологических особенностей изготовления и содержания бора и углерода. В настоящее время накоплен большой экспериментальный и теоретический материал о поведении бора в сталях и особенностей их (сталей) применения. Тем не менее такие важные аспекты, как механизм влияния бора на прокаливаемость, термодинамические условия образования сегрегации бора, влияние технологии металлургического производства и параметров термической обработки борсодержащих сталей на их прокаливаемость до сегодняшнего дня не нашли однозначного толкования. Широкие возможности для совершенствования технологии производства борсодержащих сталей представляют специально создаваемые математические (компьютерные) модели соответствующих технологий, базирующиеся на фундаментальных теоретических представлениях о технологическом процессе. Реализация такого подхода решительным образом сокращает круг и время поиска практических решений, удешевляет его, создает базу * для разработки автоматических систем управления технологическим процессом, и, в конечном итоге, способствуют снижению издержек при разработке новых и совершенствовании существующих металлургических технологий.

Цель и задачи исследования. На основе установления количественных закономерностей влияния исходной структуры, степени предварительной пластической деформации, температуры закалки из межкритического интервала температур (МКИ) на морфологию упрочняющей фазы и ее трансформацию при последующей холодной пластической деформации разработать новые и оптимизировать существующие марки низкоуглеродистых борсодержащих сталей и сквозную ресурсосберегающую технологию производства из них высокопрочных стержневых крепежных деталей.

Научная новизна.

1. На основе установленных количественных закономерностей влияния:

- содержания титана (0,0КО,03% масс), азота (0,005+0,015% масс), алюминия (0,020% и 0,050%) масс) и бора (0,0005+0,005 % масс) на концентрацию «эффективного», не связанного в нитриды, бора;

- содержания углерода (0,05+0,21% масс), марганца (0,3+1,30% масс) «эффективного» бора (0,0005+0,005% масс) на прокаливаемость исследуемых сталей; предложены (и запатентованы) новые системы экономного легирования и раскисления сталей типа 12Г1Р и 08Р, исключающие связывание бора в нитриды и обеспечивающие повышенные характеристики прокаливаем ости

2. Выявлена зависимость величины исходного зерна аустенита (15-5-65 мкм), степени предварительной деформации калибровкой (0-^-30%), температуры закалки из МКИ температур (74СН- 760°С) на морфологией упрочняющей фазы в сортовом прокате из стали 10, 08Р и 12Г1Р, а также на ее трансформацию при холодной пластической деформации калибровкой в интервале 0-=-50%.

Практическая ценность.

1. Предложена и опробована в условиях ОАО «БЕЛЗАН» сквозная ресурсосберегающая технология производства высокопрочных стержневых крепежных деталей (болты М10х1,25+М14х1,25 и шпильки М8х1,25-^М16х1,25) из круглого сортового проката низкоуглеродистых борсодержащих сталей, позволяющая получить требуемый комплекс потребительских свойств деталей только за счет деформационного упрочнения, исключая операции их завершающего термоупрочнения и заменяя длительную (до 40 часов) операцию сфероидизирующего отжига проката на его закалку из МКИ (нагрев ТВЧ) круглого сортового проката в мотках, продолжительностью не более 1,5 часа.

2. Результаты работы использованы при оптимизации состава борсодержащих сталей и включены в нормативно- техническую документацию (ТС 00187895-028-2002, ТС 00187895026-2002, ТС 00187895-031-2003, ТС 00187895-062-2004) на производство из них сортового проката в мотках. Полученные результаты защищены 4-мя патентами РФ.

3. Разработана и освоена на ОЭМК ресурсосберегающая технология производства сортового проката 012-Н332 мм из борсодержащих сталей типа 12Г1Р и 08Р. Опытные партии стали 08Р (500 т) и 12Г1Р (10000 т) успешно переработаны в условиях ОАО «БЕЛЗАН».

Результаты работы докладывались на I и II Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», апрель 2002 и 2004 г.г., Москва, МГИСиС; на II Международной научно-практической конференции «Материалы в автомобилестроении», июль 2003 г., Тольятти, ОАО «АВТОВАЗ»; I Международной школе «Физическое материаловедение», ноябрь 2004 г., Тольятти, Россия; на Научно-техническом семинаре «Научно-техническое обеспечение инновационной деятельности предприятий, институтов, фирм в металлургии», 17 ноября 2004 г., Москва, МГИСиС.

По теме диссертации опубликовано 11 работ, в том числе получено 4 патента РФ. Публикации отражают основное содержание работы

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Разработаны и запатентованы новые системы легирования и раскисления сталей типа 12Г1Р и 08Р, исключающие связывание бора в нитриды и обеспечивающие максимум прокаливаемости, а также предложена и освоена технология производства из них в условиях стана 350 ОАО ОЭМК сортового проката диаметром 012-30 мм с гарантированным комплексом свойств, получаемым непосредственно в потоке стана.

2. Разработан и внедрен на ОАО «БелЗАН» автоматизированный комплекс с нагревом ТВЧ для закалки из МКИ сортового проката (диаметром от 010 до 018 мм) в мотках из микролегированных низкоуглеродистых борсодержащих сталей, обеспечивающий точное поддержание температурного режима закалки по длине проката (±3-5°С), и как следствиеё обеспечение стабильного уровня механических свойств как по длине проката, так и по его сечению.

3. Выявлена зависимость величины исходного зерна аустенита (15+65 мкм), степени предварительной деформации калибровкой (0+30%), температуры закалки из МКИ температур (740+760°С) на морфологией упрочняющей фазы в сортовом прокате из стали 10, 08Р и 12Г1Р, а также на ее трансформацию при холодной пластической деформации калибровкой в интервале 0+50%.

4. Показано, что как в борсодержащих, так и в низкоуглеродистых сталях увеличение размера исходного зерна аустенита от 15 до 65 мкм незначительно (<10%) увеличивает прочность во всем исследуемом интервале деформаций (от 0 до 60%). Повышение температуры закалки от 740 до 760°С увеличивает прочностные характеристики борсодержащих (на 15-20%) и пизкоуглеродистых сталей (20-25%), особенно заметному при больших степенях деформации. При этом пластичность снижается на 10-15%.

5. Разработана и внедрена в условиях ОАО «БелЗАН» технология производства высокопрочных стержневых крепежных деталей детали (аь>800 МПа) из сортового проката низкоуглеродистых борсодержащих сталей, предварительно закаленного из МКИ. Предложенное технологическое решение позволило: сократить продолжительность производственного цикла изготовления продукции на 30%, использовать горячекатаный прокат вместо сферои-дизованного, отказаться от проведения длительного (более 20 часов) сфероидизирующего отжига проката на стадии подготовки металла перед высадкой и термоупрочнения готовых изделий, исключает операции правки и рихтовки готовых деталей. Внедрение одного предложенного в работе закалочного комплекса позволяет высвободить не менее пяти шахтных печей и один закалочно-отпускной агрегат.

6. Из сортового проката сталей 12Г1Р и 08Р (0 14 мм), закаленного от 740°С, изготовлена опытная партия шпилек М12х1,25 и болтов М12х1,25, прочности которых (на разрыв, при испытании косой шайбой), твердость и удлинение в резьбе не менее, чем на 10% превышают требования стандарта «ФИАТ-ВАЗ». Детали рекомендованы для промышленного внедрения.

1. Сокол И. Я. Двухфазные стали. М., Металлургия, 1974, 215 с ил.

2. Пикеринг Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей. Пер. с англ. М., Металлургия, 1982, 182 е., ил.

3. Штремель М. А., Никулин С. А., Канев В. П. Изв. АН СССР. Металлы, 1981, № 4,98.106.

4. Рожкова С. Б., Филиппов М. А., Соколов О. Г., Адриаювская Н. Б. Термическая обработка и физика металлов, Свердловск, 1978, № 4, 34-38.

5. Фельдгандлер Э. Г., Ульянин Е. А., Савкина Л. Я. Металловедение и термическая обработка металлов, 1978, №11,11-16

6. Богачев И. Н., Филиппов М. А., Фролова Т. Л. Термическая обработка и физика металлов, Свердловск, 1979, № 5, 5-19.

7. Гуляев А. П., Вольтова Т. Ф. Металловедение и термическая обработка металлов, 1979, №2, 17-23.

8. Штремель М. А., Никулин С. А., Канев В. П., Домогатский А. П. Физика металлов и металловедение, 1980, 50, № 5, 1021-1027.

9. Штремель М. А., Никулин С. А., Канев В. П., Домогатский Л.П. Диффузия, фазовые превращения, механические свойства металлов и сплавов, 1980, № 4, 14-18.

10. Фонштейн Н.М. в сб. докладов: Международный семинар «Современные достижения в металлургии и технологии производств а сталей для автомобильной промышленности», -М.: Металлургия. 2004, 128-143.

11. Романив О. Н, Ткач А. Н., Гладкий Я. Н, Зима 10. В. Физико-химическая механика материалов, 1977, № 3, 31-36.

12. Романив О. Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей M Металлургия, 1979, 176 е., ил.

13. Голованенко С. Л., Фонштейн H. М. Сталь, 1980, №7, 615-620.

14. Коо J. V., Thomas G. Ser. met., 1979, v. 13, № 12, 1141-1145.

15. Голованенко C.A., Фонштейн Н.М. Двухфазные низколегированные стали, М., Металлургия, 1986, с. 207.

16. Лившиц Б.Г., Крапошин B.C., Липецкий Я.Л. Физические свойства металлов и сплавов, М., Металлургия, 1980, 320 е., ил.

17. Ефимов A.A., Фонштейн H. М., Голованенко С.А. в кн.: Производство термически обработанного проката, М.: Металлургия, 1985, с. 85-88.

18. Шейн А. С., Лебедев Т. А. Термическая обработка металлов, М., Машгиз, 1950, 166-177.

19. Кириченко В. В., Бурняшев И. И. и др. Металловедение и термическая обработка металлов, 1977, № 1, 61-62.

20. Курдюмов Г. В., Энтин Р. И. Отпускная хрупкость конструкционных сталей. М., Металлургиздат, 1945, 133 е., ил.

21. Сазонов Б. Г. Металловедение и термическая обработка металлов, 1957, № 4, 3034.

22. Полякова А. М., Садовский В. Д. Металловедение и термическая обработка металлов, 1970, № 1, 5-8.

23. Свечников В. Н. Голубев С. С. Известия ВУЗов, Черная металлургия, 1962. № 8, 108-110.

24. Сазонов Б. Г., Дроздова И. А. Металловедение и термическая обработка металлов,1979, №4, 10-12.

25. Лазько В. Г., Лазько В. Е., Овсянников Б. М. Известия АН СССР, Металлы, 1981, № 1, 136-143.

26. Дьяченко С. С., Фомина О. П. Металловедение и термическая обработка металлов, 1970, № 1, 9-13.

27. Марченко В. Г. Металловедение и термическая обработка металлов, 1975, № 3, 5758.

28. Сазонов Б. Г, Дроздова И. А. Металловедение и термическая обработка металлов, 1976, №7, 65-67.

29. Бернштейн. М. Л., Одесский П. Д., Корнеева Г. Б. Известия ВУЗов, Черная, металлургия, 1972 ,№11, 145-149.

30. Lai G, Wood W. Е. и др. Met. Trans., 1974, 5, № 7, 1663-1670. 31 Васильева А. Г. Гуляева Т. В., Сазонов Б. Г. Металловедение и термическая обработка металлов, 1981, № 5, 52-55.

31. Васильева А. Г., Гуляева Т. В. Металловедение и термическая обработка металлов,1980,№4,29-30.

32. Голубев С.С., Ульшин. В.И., Адеев В.М. Металлофизика, 1975,№ 62, 78-83.

33. Подгайский М.С., Уманская Г.Д. Производство листа, М., Металлургия, 1973, № 2,70.74.

34. Грузин П.Л., Мураль В.В. Металловедение и термическая обработка металлов, 1968, №2, 13-16

35. Фонштейн Н. М., Сазонов Б. Г, Пантелеева JI. А. Металловедение и термическая обработка металлов, 1977, № 12, 53-55

36. Гольдштейн Я.Е., Чарушникова Г.А., Беликов A.M. Известия АН СССР Металлургия и горное дело, 1963 №4. 105-111.

37. Большее Ю.М, Ткаченко Ф.К. Известия АН СССР. Металлы, 1979 № 3 169-174.

38. Георгиева И .Я. Итоги науки и техники ВИНИТИ, Металловедение и термическая обработка металлов.

39. Перепелкин А.В., Саржан Г.В., Фирстов С.А., Курдюмова Г.Г. Физика металлов и металловедение, 1979, 48, №. 3, 588-593.

40. Голованенко С.А., Фонштейн Н.М. Ефимов А.А. и др. Сталь, 1982, № 6, 68-70.

41. Davies R. G., Magee С. L. J. Metals, 1979, 31, № 11, 17-23.

42. Кроха В. А. Упрочнение металлов при холодной пластической деформации. М., Машиностроение, 1980, 157 е., ил.

43. Cribb W. R. Scr. met., 1978, 12, № 10, 893-898

44. Davies 'R. G., Magee G. L. Structure and Properties of Dual-Phase Steels 1-19.

45. Butler I. p., Bucher S. Iron and Steel Intern., 1979, 52, № 2, 85-89, 91-93, 95.

46. Furukawa T. In: Structure and Properties of Dual-Phase Steels, 281-303.

47. Rigsbee I. M. In: Structure and Properties of Dual-Phase Steels, 1979, 304-329.

48. Sherman A. M, Davies R. G. Met. Trans., 1979, 10A № 7 929-933

49. Balliger N. K; GladmanT. Met. Sci., 1981, 15, № 3, 951-108

50. Tanaka Т., Nichida M., Hachiguchi K., Kato T. In: conference Structure and Properties of Dual-Phase Steels. Proc. conf. TMS-AIME, New Orleans, 221-241.

51. Bailey D. I. Stevenson R. Met. Trans, 1979, 10A, № 1, 47-55.

52. Stevenson R, Bailey D., Thomas G. Met. Trans., 1979, 10A, № 1, 57-62

53. Nakaoka K. In: Structure and Properties of Dual-Phase Steels, 330-345.

54. Коган Л.И., Матрохина Э.Ф., Энтин Р.И. Физика металлов и металловедение, 1981, 52, №6, 1232-1241.

55. Бэкофен В. Процессы деформации. Пер. с англ. М., Металлургия, 1977, 288 е., ил.

56. Speich G.R; Miller R.L. Struct, and Prop. Dual Phase Steels. Proc. Symp TMS-AIME. New Orleans, La, 1979, 1979, 145-182.

57. Davies R.G. Met. Trans., 1979, 10A, №1, 113-118.

58. Davies R.G., Magee C. L. J. Metals, 1979, 31, № 11, 17-23.

59. Cribb W.R., Rigsbee I. M. Structure and Properties of Dual-Phase Steels 91-117.

60. Mattock D.K. In: Structure and Properties of Dual-Phase Steels, 62-90.• 62. Rigsbee I.M., Vander Arend P. In: Formable HSLA and Duall-Phas Steels, 56-86.

61. Davies R.G. Met. Trans., 1978, 9A, №3, 451-455.

62. Colgren A.P., Tither G. In: conference Structure and Properties of Dual-Phase Steels. Proc. conf. TMS-AIME, New Orleans, 205-228.

63. Davies R.G.In: Formable HSLA and Dual-Phase Steels, 25-39.

64. Mileiko S. T. J. of Mat. Sci., 1969, 4, №11,974-977

65. Davies R.G. Met. Trans., 1978, 9A, №5, 671-679.

66. Ostrom P. Met. Trans., 1981, 12A, №12, 355-357.

67. Koo I.Y., Thomas G. In: Formable HSLA and Dual-Phase Steels 40-55.

68. Marder A.R., Bramfitt B.L. In: Structure and Properties of Dual-Phase Steels, 242-259.

69. Koo I.Y., Young M.I., Thomas G. Met. Trans., 1980, 11A, № 5, 852-854.

70. Greday Т., Mathy H., Messien P. I n: Structure and Properties of Dual-Phase-Steels, 260-280.

71. Ramos L.F, Mattock D.K; Krauss G. Met. Trans., 1979, 10A, № 2, 259-261.

72. Koo J.Y., Thomas G. Met. Trans., 1977, v. 8A, 525-528.

73. Becker J., Hombogen E. In ref. Structure and properties of heat treatment dual-phase steels. Proceedings of a symposium, ed. Kot R.A., Morrus J.W., AIME, New York, NY, 1979, 2039.

74. Теплухин Г.Н. Металловедение и термическая обработка металлов, 1982, № I, 1214.

75. Matsumura II., Tokizane М. Trans. ISIJ, 1984, v. 24, 648-654.

76. Не X. J., Terao N., Bergharan A. Met. Sci., 1984, v. 18, M 7, 367-373.

77. Nakaoka K., Araki K., KuriharaK. Inref.: Formable HSLA and dual-phase steels. Proceedings of a symposium Chicago, Oct. 26, 1977, ed. Davenport А.Т., AIME, New York, NY, 1979, 126-141.

78. Speich G.R.- In ref.: Fundamentals of dual-phase steels. Proceedings of a symposium sponsored by the Heat Treatment Committee of the Metallurgical Society of AIME and the

79. ASM/MSD Structures Activity Committee at the 110th AIME annual meeting, Chicago, Illinois, February 23-24, 1981,3-45.• 82. Пиккеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. Пер. с англ. М.:1. Металлургия, 1982,182 с.

80. Marder A.R., Bramfitt B.L. In: conference Structure and Properties of Dual-Phase Steels. Proc. conf. TMS-AIME, New Orleans, 242-259.

81. Balliger N.K., Gladman T. Met. Sci., 1981, v. 15, N 3, 95-108.

82. Фонштейн H.M., Дробинский M.JI., Булгакова Л.М. и др. Сталь, 1985, № 2, 73-76.

83. Фонштейн Н.М., Сторожева Л.М., Букреев Б. А. Известия АН СССР. Металлы, 1985, и 2, 114-120.

84. Пантелеева Л.А., Фонштейн H.M. Известия ВУЗов. Черная металлургия, 1984, 8083.

85. Tanaka T., Nishida M., Hashiguchi K. In réf.: Structure and properties of heat treatment dual-phase steels. Proceedings of a symposium, ed. Kot R.A., Morrus J.W., AIME, New York, NY, 1979, 221-241.

86. Davies R.G., Magee C.L. In réf.: Dual-phase cold pressing vanadium steels in the automobile industries. Proceedings of Seminar in Berlin (West), 1978, oct., London, Vanitec, 1978, 181-203.

87. Coldren A.P., Tither G., Cornford A., e.al. In ref, : Formable HSLA and dual-phase steels. Proceedings of a symposium Chicago, Oct. 26, 1977, ed. Davenport A.T., AIME, New York, NY, 1979, 205-226.

88. Furukawa Т., Morikawa H., Takechi H. e. al. In ref.: Formable HSLA and dual-phase steels. Proceedings of a symposium Chicago, Oct. 26,1977, ed. Davenport A.T., AIME, New York, NY, 1979, 281-303.

89. Бобылев M.B., В кн. «Материалы в автомобилестроении». 4.1, Металлические материалы. Сборник докладов II Международной научно-практической конференции 10-11 июля 2003 г., Тольятти, изд. ОАО «АВТОВАЗ», 2004, 99-104.

90. Бобылев М.В., Национальная металлургия, 2003, №4, 68-73.

91. Бобылев М.В., Угаров А.А, Гонтарук Е.И. и др. Международный семинар «Современные достижения в металлургии и технологии производства сталей для автомобильной промышленности», Сборник докладов.- М., Металлургиздат, 2004, 255-264.

92. Угаров А.А, Бобылев М.В., Гонтарук Е.И., и др. Сталь, 2004, №7, 74-77.

93. Бобылев М.В., В кн. Научно-технологическое обеспечение деятельности предприятий, институтов и фирм, под редакцией Кожитова Л.В., М., Издательство МГИУ, 2003, 355-370.

94. Petrovski V.A, Bobylev M.V. Proceeding of 4th European Continuous Casting Conference, Birmingham, UK, 2002, 357-369.

95. Бобылев M.B., Столяров В.И., Закиров Д.М. Метизы, 2002, №0(01).

96. Бобылев М.В., Столяров В.И., Закиров Д.М., Ресурсосберегающие технологии производства высокопрочных крепежных деталей для автомобилестроения, Сталь, 2001, №10.

97. Bobylev M.V., Stolyarov V.I., Petrovski V.A. Proceeding of 4th International Conference on High Strength Low Alloy Steels "HSLA STEELS '2000", October 30 November 2, 2000, Xi'an, China, 421-430.

98. Bobylev M.V., Stolyarov V.I., Zakirov D.M., Maistrenko V.V. Proceeding of 4th International Conference on High Strength Low Alloy Steels "HSLA STEELS '2000", October 30 November 2, 2000, Xi'an, China, 431-440.

99. Bobylev M.V., Borisov V.T., Petrovski V.A., Isakov M.G., Nosochenko O.V. Proceeding of 41st Mechanical working and steel processing, Baltimore, MD, USA, October 24-27, 1999.

100. Золотарева Е.Н., Клячко М.А., Фельдман Б. Л. Материалы семинара "Перспективы производства точных заготовок и деталей методом объемного деформирования, М., МДНТП, 1990.

101. Золотарева Е.Н., Клячко М.А. Материалы семинара "Перспективы производства точных заготовок и деталей методом объемного деформирования, М., МДНТП, 1990.

102. Мачикин В.И., Маняк Л.К., Маняк Н.А., и др. Металлургическая и горнорудная промышленность, 1986, №3, 15-16.

103. Пискова В.П., Масленков С.Б., Чебурко В.В., и др. Сталь, 1983, №9, 32-35.

104. Коновалов Р.П., Сеничкин В.В. Известия ВУЗов, Черная металлургия, 1988, №8, 151-152.

105. Качанов Н.Н., Прокаливаемость стали, М., Металлургия, 1978, 190 с.

106. Винаров С.М. Журнал технической физики, 1949, т. XIX, вып.2, 243-250.

107. Lewellyn D.T., Cook W.T. Met. Technology, 1974, December, 517-529.

108. Maitrepierre Ph., Thivellier D„ Tricot R. Met. Trans., 1975, vol. 6A, 287.

109. Кузьмина H.E., Ларичева Г.Г., Матова Е.И. Механизмы упрочнения и свойства металлов, Тула, ТулПИ, 1988,159-164.

110. Nemeth Е., Bortartalmu acelok, Banyaszati es kohaszati. Lapok kohaszat.- 1977, vol.110, N8, 333-338.

111. Уэно M., Ито К. Нэцу сёри, 1986, т.26, №4, 292-296.

112. Акамацу Н. Тэцу то хаганэ, 1983, т.69, №13, 1317.

113. Сига Т. Тэцу то хаганэ, 1984, т.70, №13, 1388

114. Широю И. Тэцу то хаганэ, 1985, т.71, №13, 1520.

115. Koul Н.К., McVicker C.L. Metal Progress, 1976, vol.110, N6, 40-44.

116. Долженков И.Е., Гончаренко Т.Ю., Бойко О.В. и др. Металловедение и термическая обработка металлов, 1987, №1, 7-10.

117. Позняков Л.Г., Евсюков М.Ф., Чехранов С.В. Металловедение и термическая обработка металлов, 1985, №9, 32-34.

118. Лякишев Н.П., Плинер Ю.Л., Лаппо С.И., Борсодержащие стали и сплавы, М., Металлургия, 1986, 192 с. илл.

119. Малиночка Я.Н., Ковальчук Г.З., Ярмош В.Н. Металловедение и термическая обработка металлов, 1982, №11, 10-14.

120. Архаров В.И. Труды института ИФМ УФАН СССР, 1966, вып. 16, 7-25.

121. Архаров В.И. Труды института ИФМ УФАН СССР, 1954, вып. 14, 16-25.

122. Фальков И.А. Известия томского политехнического института, Томск, 1959, т.96, №1,45-49.

123. Тарасов A.M. Металловедение и термическая обработка металлов, 1958, №1, 1720.

124. Гольдштейн М.И., Грачев C.B., Векслер Ю.Г., Специальные стали, М., Металлургия, 1985, 407 с. ил.

125. Polanschutz W.G., Beitrag zur Trage der Wirkung von Bor auf Hartbarkeit untereftektoider neidriglegirten Stahl, Radex-Rundschau, 1976, N4, 8543.

126. Винокур Б.Б., Браун М.П. и др. Металлофизика, Киев, 1959, вып. 59,48-53.

127. Пирогов H.A., Близитоков С.А., Кряковский Ю.В., Влияние бора и циркония на поверхностное натяжение жидкого железа и стали.

128. Винокур Б.Б., Пилюшенко B.JL, Касаткин О.Г. Структура конструкционной легированной стали, М., Металлургия, 1983, 216 с. илл.

129. Henry G., Maitrepierre Ph., Michant В. J. Physique, 1975, vol.36, N10, 245-261.

130. Гринберг E.M., Чиркова Ф.В., Влияние концентрации бора и скорости охлаждения после высокотемпературного нагрева на структуру и твердость железа, Термическая обработка и свойства металлов, Свердловск. 1983, с.29-35.

131. Кузьмина Н.Е., Влияние бора на структуру и свойства сплавов железа и оптимизация режимов термической обработки легированных бором сталей, автореферат диссертации кандидата технических наук, Тула, 1986, 24 с.

132. Гринберг Е.М., Закономерности структурообразования микролегированных бором сплавов и разработка на этой основе технологии их получения и обработки, Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук, Тула, 1991,46 с.

133. Тарасов A.M. Металловедение и термическая обработка металлов, 1958, №1, 1720.

134. Головин С.А., Криштал М.А., Свободов А.Н. Физика и химия обработки материалов, 1968, №1,119-121.

135. Ляхович Л.С., Пучков Э.П., Ворошин Л.Г., Полтарак E.H. Известия АН БССР, Серия физико-технических наук, 1968, №3, 47-52.

136. Ляхович Л.С., Пучков Э.П., Ворошин Л.Г., Полтарак E.H. Металловедение и термическая обработка металлов, 1969, №1, 37-39.

137. Пятакова Л.Л., Жажакина О.Д. Металловедение и термическая обработка металлов, 1958, №5,27-30

138. Карчевская Н.И., Марченко В.А., Рудченко A.B., Василевский М.С. Известия АН СССР, Металлы, 1981, №3, 146-149.

139. Берзина И.Г., Ежов A.A., Герасимова Л.П., и др. Известия ВУЗов, Физика, 1979, Т.47, №2, 111-114.

140. Пятакова Л.Л., Федотова А.Б., Можаров М.В. Известия АН СССР, Металлы, 1972, №3, 194-195.

141. Бор, кальций, ниобий, цирконий в чугуне и стали, пер. с англ., под редакцией С.М. Винарова, М., Металлургиздат, 1961, 7-58.

142. Щиголев В.В., Ершов Г.С., Сотник A.A., Акулов В.В. Металловедение и термическая обработка металлов, 1988, №9, 23-25.

143. Винаров С.М., Авиационное металловедение, Учебное пособие, М., Оборонгиз, 1962, 220 с.

144. Фетисова М.М., Кузин O.A., Коврова Т.П. Термическая обработка проката, М., с.72-74.

145. Paju М., Moller R. Ser. Met., 1984, vol.18, 813-815.

146. Щиголев B.B., Иващенко Ю.Н.,Позняк Л.А. и др. Известия АН СССР, Металлы, 1988, №2, 127.

147. Петров Ю.Н., Дефекты и бездиффузионные превращения в стали, Киев, Наукова Думка, 1978,264 с.

148. Мажаров В.М., Пятакова Л.Л., Сироткина М.А. Физика металлов и металловедение, 1975, т.40, №1, 215-218.

149. Пятакова Л.Л., Минц И.И., Березина Т.Г., Сироткина М.А. Физика металлов и металловедение, 1976, т.41, №1, 39-42.

150. Ковальчук Г.З., Ярмош В.Н., Литвиненко Ю.П. и др. Металлургическая и горнорудная промышленность, 1988, №1, 33-35.

151. Ковальчук Г.З., Ярмош В.Н., Литвиненко Ю.П., Малиночка Я.Н., Термическая обработка проката, М., 1983, с.69-71.

152. Ковальчук Г.З., Ярмош В.Н., Багнюк Л.Н., Здировец С.А. Производство и свойства термически обработанного проката, М., 1988, с.46.

153. Бобылев М.В., Кудря A.B., Королева Е.Г. Тезисы докладов 1-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», Москва, МИСиС, 16-18 апреля 2002, 135.

154. Стальна рубеже столетий. Колл. авторов. Под научной редакцией Ю.С. Карабасова. М: МИСИС, 2001, 664 с.

155. Патент РФ БШ 2137847 С1, 6С2Ш 1/32, 9/60, 11/00 от 19.09.1998 г., Установка для тепмообрабоки калиброванной стали, Бюллетень Изобретения 20.09.2009.

156. Борисов В.Т. Теория кристаллизации двухфазной зоны. М., Металлургия, 1989,350с.

157. Бобылев М.В., Носоченко О.В., Петровский В.А., Мельник С.Г., Тихонюк Л.С., Дегтярев С.И., Побегайло В.П. Доклады V конгресса сталеплавильщиков, Москва, октябрь 1998.

158. Патент РФ КИ 2237104 С1, 7С22С 38/54 от 14.04.2003 г., Сталь конструкционная повышенной прокаливаемое™, Бюллетень Изобретения и открытия №27 27.09.2004

159. Патент РФ ЬШ 2237099 С1, 7С22С 38/54 от 14.04.2003 г., Высокопрочная сталь повышенной прокаливаемое™, Бюллетень Изобретения и открытия №27 27.09.2004

160. Патент РФ КИ 2237106 С1, 7С22С 38/54 от 03.07.2003 г., Сталь конструкционная, Бюллетень Изобретения и открытия №27 27.09.2004

161. Патент РФ 1Ш 2237107 С1, 7С22С 38/54 от 05.08.2003 г., Сталь повышенной прокаливаемости для холодной объемной штамповки, Бюллетень Изобретения и открытия №27 27.09.2004

162. Штремель М.А. Прочность сплавов. Часть II. Деформация. М.: МИСИС, 1997,527 с.

163. Чурсин Н.Г. Тезисы докладов 1-ой Евразийской научно-практической конференции "Прочность неоднородных структур", Москва, 16-18 апреля 2002, 44.

164. Чурсип Н.Г., Пантелеев Г.В. Тезисы докладов 2-ой Евразийской научно-практической конференции "Прочность неоднородных структур ", Москва, 20-22 апреля 2004, 55.

165. Котлецов Б.Н. Микроизображения: Оптические методы получения и контроля. Л.: Машиностроение. 1985.

166. Гайдышев И. Анализ и обработка данных. Специальный справочник. СПб: Питер, 2001, 752 с.

167. Прэтт У. Цифровая обработка изображений. В 2-х кн. / Пер. с англ. М.: Мир, 1982

168. Абламейко С.В., Лагуновский Д.М. Обработка изображений: технология, методы, применение. Учебное пособие. Мн.: Амалфея, 2000. 304 с.

169. Бобылев М.В., Королева Е.Г., Махмуд А., Тезисы докладов И-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур» ПРОСТ 2004, Москва, МИСиС, 20-22 апреля 2004, .46

170. Корн Г., Корн Т. Справочник по математике для научных работников и инженеров. М.: Наука. Главная редакция физико-математической литературы, 1984, с. 831

171. Бобылев М.В., Королева Е.Г. Тезисы докладов 1 Международной школы «Физическое материаловедение», ноябрь 2004 г., Тольятти, .54

172. Кудря A.B., Соколовская Э.А. «Национальная металлургия», 2001, №2, с. 44-47

173. Герасимова Л.П., Ежов A.A., Маресев М.И. Изломы конструкционных сталей: справочник М.: Металлургия, 1987,272 с.

174. Бобылев М.В., Королева Е.Г. Тезисы докладов Н-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур» ПРОСТ 2004, Москва, МИСиС, 20-22 апреля 2004, .18.

175. Бобылев М.В., Майстренко В.В., Королева Е.Г. Национальная металлургия, 2003, №6, 79-81.

176. Бобылев М.В., Майстренко В.В., Королева Е.Г. В кн. «Материалы в автомобилестроении». 4.1, Металлические материалы. Сборник докладов II Международной научно-практической конференции 10-11 июля 2003 г., Тольятти, изд. ОАО «АВТОВАЗ», 104-110