автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Повышение потребительских свойств сверхнизкоуглеродистых автолистовых сталей путем оптимизации их химического состава и технологических параметров производства

На правах рукописи

ГОРИН АЛЕКСАНДР ДАВИДОВИЧ

ПОВЫШЕНИЕ ПОТРЕБИТЕЛЬСКИХ СВОЙСТВ СВЕРХНИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ АВТОЛИСТОВЫХ СТАЛЕЙ ПУТЕМ ОПТИМИЗАЦИИ ИХ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ ПРОИЗВОДСТВА

Специальность 05.16.01 - «Металловедение и термическая

обработка металлов»

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва - 2006

Работа выполнена в Институте качественных сталей ФГУП ЦНИИчермет им. И.П. Бардина.

Научный руководитель: кандидат технических наук, старший научный сотрудник - Родионова И.Г. Научный консультант:

доктор технических наук, профессор - Шахпазов Е.Х. Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор - Штремель М.А. кандидат технических наук - Мороз А.Т.

Ведущая организация: ЗАО «Полистал» (г. Лысьва).

Защита диссертации состоится «17» мая 2006 г. в 12 часов на заседании диссертационного совета Д 217.035.01 ФГУП ЦНИИчермет им. И.П. Бардина по адресу: 105005, г.Москва, 2-ая Бауманская, д.9/23.

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

Автореферат разослан «17» апреля 2006 г.

Телефон для справок: 777-93-50

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат технических наук,

старший научный сотрудник н.М. Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы.

В последнее время основными направлениями повышения потребительских свойств автолистовых сталей являются повышение прочности для снижения металлоемкости готовой продукции, улучшение штампуемости, а также обеспечение коррозионной стойкости.

Освоение в конвертерном производстве основных металлургических предприятий (ОАО «НЛМК», ОАО «ММК», ОАО «Северсталь») вакууматоров позволяет получать автолистовые стали со сверхнизким содержанием углерода, а ввод новых и совершенствование существующих агрегатов непрерывного горячего цинкования позволяет осваивать горячеоцинкованные автолистовые стали. При этом прямое заимствование химического состава и технологии из зарубежного опыта малоперспективно ввиду специфики состава отечественных сталей и оборудования предприятий.

Для получения автолистового проката предпочтительны сверхнизкоуглеродистые стали, свободные от атомов углерода и азота в твердом растворе, микролегированные титаном и/или ниобием, - IF-стали (Interstitial Free steels). Для повышения прочности (до предела текучести 260 Н/мм2) наиболее эффективно также использование холоднокатаного листа из сверхнизкоуглеродистых сталей, микролегированных титаном и ниобием, а также фосфором и бором. В них сочетается исходно низкий предел текучести (что важно для штампуемости) и существенное упрочнение (более 40 Н/мм2) от нагрева при сушке лакокрасочного покрытия (ЛКП) готового автомобиля - ВН-эффект. Физическая сущность ВН-эффекта (Bake Hardening effect) заключается в закреплении появляющихся в стали после штамповки детали дислокаций атомами углерода, подвижность которых в твердом растворе феррита резко повышается в результате нагрева при сушке ЛКП. Поэтому, для обеспечения определенного уровня ВН-эффекта необходимо строго нормировать и жестко контролировать на всех стадиях тех* i содержание

элементов внедрения в твердом растворе. Кроме того, для сталей данного класса обеспечивается высокая адгезия различных типов защитных покрытий.

Одна из наиболее важных на сегодня проблем повышения коррозионной стойкости автомобиля может быть решена не только улучшением защитных покрытий, но и путем повышения коррозионной стойкости самой автолистовой стали.

Требуемый уровень потребительских свойств автолистовых сталей может быть достигнут только при оптимизации химического состава, микроструктуры и технологических параметров производства на каждой стадии технологического передела, начиная с выплавки и заканчивая штамповкой и покраской.

Целью настоящей работы являлась оптимизация технологических параметров производства сверхнизкоуглеродистых автолистовых сталей, направленная на повышение штампуемости, прочностных характеристик и коррозионной стойкости.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

1. Исследование формирования структуры и свойств на разных этапах производственного цикла

- горячеоцинкованных Ш-сталей (ОАО «ММК»)

- сверхнизкоуглеродистых сталей с ВН-эффектом различных классов прочности в горячеоцинкованном и непокрытом вариантах (ОАО «ММК», ОАО «НЛМК»),

2. Разработка рекомендаций по оптимальным технологическим параметрам производства и выпуск опытных партий металлопродукции.

3. Исследование влияния химического состава и других технологических параметров производства автолистовых сталей на их стойкость против атмосферной коррозии с установлением факторов, обеспечивающих требуемый уровень коррозионной стойкости.

Научная новизна.

В результате проведенных исследований формирования структуры и свойств на всех стадиях технологического процесса изготовления автолистовых сверхнизкоуглеродистых сталей получены следующие новые результаты:

1. Применительно к возможностям оборудования ОАО «ММК» установлены факторы, определяющие уровень свойств горячеоцинкованного проката из сверхнизкоуглеродистых высокоштампуемых 1Б-сталей, к которым относятся химический состав стали, режимы горячей прокатки и смотки полос в рулоны и температура отжига в агрегате цинкования. На базе электронномикроскопического анализа частиц в ГИ-сталях, термодинамических расчетов и определения содержания примесей внедрения методом внутреннего трения, выданы рекомендации по оптимальным технологическим параметрам горячей прокатки и отжига, обеспечивающим чистоту твердого раствора по примесям внедрения, благоприятную зеренную структуру и механические свойства. Так, для стали, содержащей 0,005-0,006% углерода, 0,004-0,005% азота, 0,007-0,010% серы, оптимальным является микролегирование титаном в количестве 0,030-0,050%, ниобием - 0,040-0,060%, а также обеспечение температуры конца прокатки в интервале 890-930°С, температуры смотки -700-740°С, температуры отжига 800-850°С.

2. Установлены оптимальные значения режимов горячей прокатки, непрерывного отжига и микролегирования сталей с ВН-эффектом, обеспечивающие наилучшее сочетание прочностных и пластических свойств для различных классов прочности. При ограничении содержания титана в стали уровнем связывания азота (< 3,43>1), ВН-эффект после термической обработки в проходной печи (агрегате цинкования или непрерывного отжига) по оптимальным режимам достаточно стабильный и определяется соотношением между углеродом и ниобием. Легирование фосфором позволяет повысить величину ВН-эффекта.

3. Определены возможности повышения величины ВН-эффекта при постоянном химическом составе путем оптимизации режимов непрерывного

отжига. Увеличение температуры отжига от 750 до 850°С повышает ВН-эффект в среднем на 20 Н/мм2, что связано с повышением содержания углерода в твердом растворе из-за растворения частиц карбида ниобия. Увеличение скорости движения полосы в агрегате также повышает ВН-эффект, вследствие сохранения углерода в твердом растворе из-за высоких скоростей охлаждения. Когда схема непрерывного отжига предусматривает ускоренное охлаждение до комнатной температуры с последующим перестариванием, снижение температуры начала ускоренного охлаждения от 550 до 450°С увеличивает ВН-эффект с 32-36 до 45-50 Н/мм2.

4. Коррозионными испытаниями в лабораторных условиях и в ОАО «АвтоВАЗ» установлены основные факторы коррозионной стойкости холоднокатаных автолистовых сталей: суммарное содержание углерода и кремния, содержание меди, а также чистота стали по коррозионно-активным неметаллическим включениям. При использовании сверхнизкоуглеродистых сталей возможно повышение коррозионной стойкости стали за счет снижения содержания углерода и кремния, микролегирования медью, а также оптимизации производства стали для обеспечения чистоты по коррозионно-активным неметаллическим включениям.

Практическая значимость работы состоит в следующем:

1. Разработаны технологические рекомендации по оптимальным параметрам производства сверхнизкоуглеродистых сталей, в том числе с ВН-эффектом, различных классов прочности в холоднокатаном и горячеоцинкованном вариантах.

2. Рекомендации работы использованы при выпуске опытных и промышленных партий сверхнизкоуглеродистых сталей, в том числе горячеоцинкованных IF-сталей в ОАО «ММК», сталей с ВН-эффектом различных классов прочности в ОАО «ММК» (горячеоцинкованный прокат) и ОАО «HJIMK» (холоднокатаный прокат) для ОАО «АвтоВАЗ». При переработке металла в ОАО «АвтоВАЗ» отмечены высокий комплекс

механических характеристик, соответствие требованиям нормативно-технической документации.

3. Предложены и опробуются в условиях ОАО «Северсталь» технологические рекомендации по повышению коррозионной стойкости автолистовых сталей путем оптимизации их химического состава и технологических параметров производства.

Апробапия работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на: международной конференции «Материалы в автомобилестроении», г. Тольятти, 2003 г.; международном семинаре «Современные достижения в металлургии и технологии производства сталей для автомобильной промышленности», г. Москва, 2004 г.; на научно-практическом семинаре «Коррозионно-активные неметаллические включения в углеродистых и низколегированных сталях», г. Череповец, 16-17 февраля 2005 г.

Публикации. Основное содержание работы опубликовано в 8 статьях, получено 2 патента.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов, списка литературы и приложения. Работа изложена на 190 страницах машинописного текста, содержит 52 рисунков, 61 таблиц. Список использованной литературы включает 185 наименований отечественных и зарубежных авторов.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

Основной объем выполненных исследований относится к промышленно получаемым опытным партиям IF-стали и сверхнизкоуглеродистой стали с ВН-эффектом. Химический состав исследованных сталей приведен в соответствующих разделах.

Выплавка опытно-промышленных плавок осуществлялась в конвертере с применением циркуляционного вакуумирования в ковше, внепечной обработки и последующей непрерывной разливкой в слябы. Технологические параметры

s

горячей прокатки, холодной прокатки, термической обработки и дрессировки в промышленных условиях приведены в соответствующих разделах.

Термическую обработку образцов в лабораторных условиях проводили в камерной печи электросопротивления. Температура образцов контролировалась при помощи зачеканенной в них хромель-алюмелевой термопары, подсоединенной к цифровому термометру НН12. Точность измерения температуры составляла ±3°С.

Для определения содержания углерода в твердом растворе горячекатаной полосы была выполнена специальная "растворяющая" термическая обработка, заключающаяся в нагреве образцов до 550°С, выдержке в течение 10 минут и последующей закалке в воду.

Содержание элементов внедрения [С] и [N] в феррите оценивалось путем измерения температурной зависимости внутреннего трения. Рабочая частота низкочастотного крутильного релаксатора, выполненного по схеме обратного маятника составляла 4 - 8 с'1 в зависимости от толщины образцов. Для вычитания фона и разделения углеродного и азотного пиков Сноека применялась компьютерная программа на основе методики Вепнера. Результаты статистической обработки данных показали, что стандартное отклонение значений содержания элементов внедрения составляет приблизительно 0,8-1,2 ррш (0,00008-0,00012%).

Исследование микроструктуры проводили на микроскопе NEOPHOT-21. Структуру и состав выделений в сталях исследовали методами просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии на аналитическом микроскопе JEM-200CX при увеличениях 20-50 тыс. Фольги для исследования получали методом электролитической полировки.

Определение механических характеристик при испытаниях на растяжение (о0>2 (ат), Ов, 84, коэффициента нормальной пластической анизотропии rm, коэффициента деформационного упрочнения n), а также величину ВН-эффекта проводили в соответствии с рекомендациями ГОСТ 11701 на испытательной машине INSTRON-1185 с тензометром

продольной деформации базой 26 мм. Скорость растяжения составляла 20 мм/мин, скорость деформирования =10"3 с"1. Относительная погрешность измерений усилий составляла 0,5%. Испытывали не менее двух образцов длиной 220 мм и шириной 20 мм на каждое направление вырезки относительно направления прокатки (0°, 45° и 90°).

Испытания для определения величины ВН-эффекта после предварительной деформации ВН2 проводили в следующей последовательности:

1) образцы растягивали до степени деформации 2%, при этом определяли > ст2 - напряжение при деформации 2%;

2) образцы выдерживали в течение 20 минут в масляной бане с ^ температурой 170°С;

3) образцы испытывали на растяжение до появления шейки (разрыва).

Характеристики старения определялись по следующим зависимостям:

Деформационное упрочнение WH (до нагрева):

\га = с2 -аТгот,Н/мм2 (1)

где: Сттт - минимальное значение предела текучести при растяжении;

<Т2 - напряжение при деформации 2%.

Величина упрочнения при сушке ВН2 (после нагрева на 170°С):

ВН2 = Оттт(ВН) - СТ2, н/мм2 (2)

где: сУттт(ВН) - минимальное значение предела текучести после выдержки в течение 20 минут при температуре 170°С.

ИССЛЕДОВАНИЕ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННОЙГС-СТАЛИ

Основным условием, определяющим высокую штампуемость Ш-стали, является чистота твердого раствора (феррита) по примесям внедрения -углероду и азоту, достигаемая снижением общего содержания углерода в стали

и микролегированием стали элементами, связывающими углерод в стойкие соединения - карбиды (иногда, карбосульфиды и карбонитриды). При этом формирующиеся частицы не должны быть слишком мелкими (менее 0,01 мкм), чтобы не повлиять на формирование зеренной структуры при отжиге (не привести к измельчению зерна) и не вызвать дополнительного упрочнения из-за присутствия мелкодисперсных частиц. В данной работе был использован термодинамический анализ, позволяющий для IF-стали конкретного химического состава определить температурные интервалы выделения и растворения различных соединений, полноту связывания примесей внедрения при определенных температурных условиях и, в соответствии с этим, формулировать требования и к химическому составу и к технологическим параметрам производства.

Основные подходы термодинамического анализа заключались в следующем:

Для реакции образования соединения АшВп (TiN, NbN, AIN, TiC, NbC) из растворенных в металле компонентов А и В, где A=Ti, Nb, Al; В- С, N, S:

шА+пВ=АшВп, (3)

по результатам согласования экспериментальных сведений о фазовых равновесиях в соответствующих двойных и тройных системах железа определено произведение растворимости L(AmBn):

lg(L(AmBn))=C/T+D, (4)

где Т- температура, К,

С и D - константы,

[А] и[В] - концентрации компонентов.

Если произведение концентраций компонентов А и В в стали удовлетворяет условию:

[А]Ш[В]П> L(AmBn), (5)

то будет происходить образование избыточной фазы, что приведет к уменьшению концентраций компонентов А и В в твердом растворе до достижения равновесия, иначе соединение АшВп будет растворяться.

Значения параметров растворимости частиц TiN, TiC, NbC, NbN, AIN, TiS, TiCo)5So,5 и MnS в аустените по литературным данным приведены в табл. 1.

Таблица 1

Параметры растворимости избыточных фаз

Фаза С D

TiN -14400 4,94

NbN -8500 2,80

AIN -7500 1,48

TiC -10700 5,30

NbC -7300 3,00

TiS -14559 6,24

TiCo.sSo.5 -12750 5,60

MnS -10300 3,46

Отсюда, например, для плавки IF-стали, содержащей 0,005% углерода, 0,014% кремния, 0,15% марганца, 0,007% фосфора, 0,007% серы, 0,024% титана, 0,057% ниобия, 0,046% алюминия и 0,0039% азота, были рассчитаны температуры начала и окончания выделения каждого типа нитрида. Температуры начала выделения для нитридов титана, ниобия и алюминия составили, соответственно 1332°С, 1045°С и 1161°С. Температура окончания выделения частиц TiN составила 1088°С. Понятно, что образование нитрида ниобия в этой плавке невозможно, а в интервале 1161°С-1088°С вместе с нитридом титана может выделяться и нитрид алюминия. Было показано, что только 0,0006% азота (около 15% его общего содержания в стали) может быть связано в нитрид алюминия. Весь остальной азот будет связан титаном. Аналогичные расчеты сделаны для сульфида, карбосульфида титана, а также карбидов титана и ниобия.

Температуры начала выделения TiC и NbC для данной плавки составляют, соответственно, 850 и 857°С, что ниже температуры конца прокатки ~900°С. Поэтому тормозящего действия на рекристаллизацию стали в процессе горячей прокатки и после ее окончания эти частицы не оказывают.

Учитывая расход титана на связывание азота и серы, можно предположить, что большая часть углерода будет связана в карбид ниобия. Его

температурный интервал выделения составляет 857-574°С. Повышение температуры смотки дает возможность сформировать сравнительно крупные частицы ТМЪС и более крупнозернистую структуру феррита. В то же время, из-за низкой температуры окончания полного связывания углерода в карбид 574°С, часть углерода может сохраниться в твердом растворе и выделиться в виде сравнительно мелких частиц >1ЬС при отжиге. Кроме того, при отжиге с повышением температуры может происходить растворение частиц МЪС.

Электронномикроскопическое исследование подтвердило присутствие в стали после отжига при 750°С мелких выделений размером 0,02-0,03мкм, не дающих регулярной дифракционной картины на темнопольном снимке в рефлексе ГЦК-фазы. Возможно, это карбиды ниобия. После отжига при 850°С таких частиц стало меньше.

Измерение внутреннего трения показало, что после непрерывного отжига при 750°С в течение 60 с углерод в твердом растворе отсутствует, а при отжиге при 850°С переходит в твердый раствор в очень незначительном количестве -0,0003%. То есть при таких размерах частиц №>С существенный переход углерода в твердый раствор маловероятен.

После выдержки при 850°С углерод в твердом растворе обнаружен только в случае закалки в масло, но не после охлаждения на воздухе, что говорит о возможном повторном выделении частиц карбида в процессе охлаждения.

Таким образом, при непрерывном отжиге 1Р-стали возможно довыделение (по сравнению с горячекатаным состоянием), а при более высоких температурах (ближе к 850°С) и растворение частиц карбида, с повторным выделением в процессе охлаждения. Для исследованной плавки эти процессы незначительны - сталь хорошо стабилизирована.

Для фактически достижимого на сегодняшней день уровня содержания углерода, серы и азота - соответственно, 0,005-0,006% С, 0,007-0,010% Б и 0,004-0,005% N обеспечивают полную стабилизацию ^-стали 0,030-0,050% "Л и 0,040-0,060% №.

По результатам анализа типов частиц и условий их выделения рекомендованы: температура конца прокатки - 890-930°С, температура смотки 715-745°С.

После горячей прокатки непрерывнолитых слябов на полосы толщиной 2,8 мм получен низкий уровень предела текучести (145-165 Н/мм2), высокие значения относительного удлинения (36-40%) при среднем размере зерна - 9,811,3 мкм.

Отработку режимов термической обработки Ш-стали в протяжной печи применительно к агрегату горячего цинкования проводили на установке электроконтактного нагрева. Температура отжига варьировалась в диапазоне от 740 до 860°С и длительность выдержки от 30 до 60 с.

Механические свойства, содержание углерода в твердом растворе и размер зерна феррита после отжига представлены в табл.2.

Максимальное снижение предела текучести наблюдается в области температур 840-860°С при выдержке 60 с. Полученные механические свойства удовлетворяют требованиям к категории вытяжки ВОСВ. При выдержке 30 сек достичь стабильных значений, соответствующих категории вытяжки ОСВ-ВОСВ, не удается.

Таблица 2

Механические свойства, содержание свободного углерода и размер зерна феррита Ш-стали после опытного отжига с различными температурами при

т=30-60 с

Температура отжига, °С Время выдержки, сек Механические свойства [С], ррм мкм

О0.2, Н/мм2 Ов, Н/мм2 §4, % 1*90 П90

740-760 30 60 280-290 280-285 330-340 325-335 32,0-34,6 32,4-36,8 1,56 1,51 0,18 0,18 0-0,5 8,5

790-810 30 60 215-225 190-210 315-325 305-320 39,8-41,4 41,0-43,2 1,59 1,68 0,18 0,19 0-0,5 10,9

840-860 30 60 180-190 160-175 305-320 290-300 42,0-43,8 44,4-46,4 2,08 2,21 0,21 0,22 0-0,5 14,4

Уменьшение предела текучести с одновременным увеличением относительного удлинения связано с ростом зерна феррита (см.табл.2).

Увеличение температуры до 880-900°С нецелесообразно из-за растворения карбидов титана и ниобия с увеличением свободного углерода в твердом растворе и возникновением ВН-эффекта. Кроме того, возникает опасность обрыва полосы в печи под натяжением, близким к пределу текучести стали при этой температуре.

Увеличение степени деформации при холодной прокатке от 57 до 71-75% положительно влияет на величину гт после отжига (см. рис.1) и увеличивает среднее значение гт от 1,52 до 1,74-1,77.

40 50 60 70 80 90

е,%

Рис. 1. Влияние степени обжатия при холодной прокатке на значение коэффициента нормальной пластической анизотропии гт после отжига при температуре 750°С (■ ) и 850°С (♦ ).

Таким образом, основные рекомендации по технологии производства стали с содержанием углерода 0,005-0,006% и содержанием азота 0,004-0,005%, обеспечивающие удаление примесей внедрения из твердого раствора, выделение частиц сравнительно больших размеров и формирование крупного и равномерного ферритного зерна после непрерывного отжига, сводятся к следующему:

- температура конца прокатки в интервале 890-930°С (при конце прокатки выше 930°С увеличение скорости охлаждения полосы перед смоткой повышает дисперсность выделяемых частиц и зеренной структуры, при конце прокатки ниже 890°С вероятно выделение карбидов в процессе прокатки);

- температура смотки горячекатаной полосы в интервале 700-740°С (более высокая температура затруднит удаление окалины при травлении полос; при более низкой температуре дисперснее выделяемые частицы и зеренная структура феррита);

- степени обжатия при холодной прокатке - не менее 70%;

- повышение температуры непрерывного отжига до 850°С.

Полученные рекомендации были использованы при выпуске промышленных партий горячеоцинкованного проката из ГС-стали в ОАО «ММК». Выпущенный прокат в количестве около 1000 тонн полностью соответствовал требованиям ТУ 14-101-497-2002. Переработка опытных партий на ОАО «АвтоВАЗ» показала полное соответствие категории вытяжки ВОСВ по ГОСТ 9045. По результатам принято решение о промышленных поставках горячеоцинкованного проката из ГС-стали производства ОАО «ММК» на ОАО «АвтоВАЗ».

ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ ПРОИЗВОДСТВА СВЕРХНИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ С ВН-ЭФФЕКТОМ НА ИХ СТРУКТУРУ И КОМПЛЕКС СВОЙСТВ

Для обеспечения ВН-эффекта в автолистовых сталях требуется содержание 0,0006-0,0020% углерода в твердом растворе. При этом, как и для классической ГС-стали возможны три варианта микролегирования: титаном, титаном совместно с ниобием, ниобием.

При микролегировании сверхнизкоуглеродистой стали титаном незначительные колебания технологических параметров могут приводить к изменению типа образующихся соединений, что может повлиять на содержание углерода в твердом растворе и препятствовать получению стабильной величины ВН-эффекта.

При микролегировании стали титаном совместно с ниобием можно предотвратить образование карбида титана и при определенном соотношении содержания углерода и ниобия получить требуемую величину ВН-эффекта при пределе текучести 180-190 Н/мм2.

С ниобием без титана также возможно обеспечить содержание углерода в твердом растворе для требуемой величины ВН-эффекта. Однако в этом случае азот связан в нитрид алюминия, а не в нитрид титана, как для первых двух вариантов. Это приводит к измельчению зерна феррита и соответствующему увеличению прочности (220 Н/мм2 и выше). Однако при этом возможно некоторое снижение штампуемости. Другой вариант легирования стали с ВН-эффектом класса прочности 220 и выше - дополнительное легирование фосфором.

Из термодинамических расчетов по данным табл. 1 определено содержание ниобия, необходимое для получения ВН-эффекта не менее 30-40 Н/мм2 в сталях, и температуры начала и окончания выделения частиц при охлаждении и их растворения при нагреве. Показано, что для сталей, микролегированных титаном совместно с ниобием, требуемый ВН-эффект обеспечивается при содержании титана [И] и ниобия [ЫЪ] в зависимости от содержания углерода [С] в соответствии с выражениями: При [С] = 0,002% [№>]<0,011%, При [С] = 0,003% [№>] = 0,008-0,019%, При [С] = 0,004% [№] = 0,015-0,026%, При [С] = 0,005% [N1)] = 0,023 -0,034%, При [С] = 0,006% [N1)] = 0,031-0,042%.

Этот вариант химического состава был рекомендован для опробования применительно к агрегату горячего цинкования ОАО «ММК».

Между ОАО «ММК» и ОАО «АвтоВАЗ» было подписано техническое соглашение, предусматривающее поставку проката из стали 006/Ш-ВН классов прочности К180, К220, К240 и К260 с регламентированным уровнем механических свойств, в том числе величины ВН-эффекта.

В соответствии с рекомендациями для получения проката класса прочности К180 в ОАО «ММК» была выплавлена первая плавка, содержащая 0,003-0,004% углерода, 0,018-0,020% ниобия, 0,005-0,006% азота и 0,0110,013% титана. Непрерывнолитые слябы были прокатаны на полосы толщиной 2,6 мм, средняя температура конца прокатки составляла 920°С, температура смотки 730°С. После травления и холодной прокатки с обжатием около 70% полосы обрабатывали в агрегате цинкования, задавая температуру отжига в интервале 800-850°С, степень обжатия при дрессировке 0,8-0,9%.

Фактические значения предела текучести составили 190-200 Н/мм2, временного сопротивления 305-310 Н/мм2, относительного удлинения 84=40-46%, коэффициента нормальной пластической анизотропии г<,0= 2,2-2,34, показателя упрочнения П9о=0,22, ВН2=45-55 Н/мм2, что соответствует классу прочности К180 и уровню лучших зарубежных аналогов.

При снижении температуры смотки от 730 до 700°С величина ВН-эффекта снижается не более чем на 5-10 Н/мм2.

Лабораторное исследование влияния параметров термической обработки применительно к агрегату цинкования ОАО «ММК» показало, что повышение температуры отжига от 800 до 850°С и скорости движения полосы от 1 до 2 м/с приводит к увеличению ВН-эффекта на 10-15 Н/мм2. Это обусловлено как растворением частиц КЬС (которое начинается при температурах выше 800°С), так и ускоренным охлаждением (при скорости полосы 2 м/с), способствующим повышению содержания углерода в твердом растворе из-за уменьшения выделения цементита.

Как и для классической IF-стали, для стали с ВН-эффектом, коэффициент rm снижается, если обжатие при холодной прокатке ниже 70%.

По разработанным рекомендациям выпущены опытные партии проката горячеоцинкованной сверхнизкоуглеродистой стали с ВН-эффектом в количестве 185 тонн (класса прочности К180) и 80 тонн (класса прочности К220). Они полностью соответствовали требованиям технического соглашения при отсутствии склонности к естественному старению. При переработке у потребителя (в ОАО «АвтоВАЗ») наладочный брак не превышал 0,5 %.

В схеме агрегата непрерывного отжига (AHO) ОАО «НЛМК» присутствует ускоренное охлаждение с последующим перестариванием, которое может привести к более полному выделению углерода из твердого раствора в виде цементита и снижению ВН-эффекта. Для опробования в ОАО «НЛМК» рекомендовано микролегирование фосфором и бором (при тех же требованиях к содержанию титана и ниобия).

При освоении технологии использовали сталь с 0,003% углерода, 0,014% кремния, 0,14% марганца, 0,01% фосфора, 0,01% серы, 0,05% алюминия, 0,005% азота, 0,012% титана, 0,018% ниобия. Температура конца прокатки 925°С, температура смотки 725°С. После травления и холодной прокатки с обжатием около 70% в промышленных условиях, проведено лабораторное моделирование режимов непрерывного отжига. Нагрев до 840°С со скоростью 30°С/с, выдержка 60 с, охлаждение 7-10°С/с до температуры начала ускоренного охлаждения (Туо), затем закалка водяным душем до комнатной температуры, последующий повторный нагрев до температуры перестаривания (Тп ), перестаривание в течение трех минут, охлаждение на воздухе. Варьировали температуру начала ускоренного охлаждения в пределах Ту0= 450-550°С и температуру перестаривания Тп= 250-400°С.

Повышение температуры начала ускоренного охлаждения с 450 до 550°С снижает ВН-эффект с 45-50 до 32-36 Н/мм2. Из-за высокого пересыщения твердого раствора углеродом перед перестариванием, он начинает быстрее выделяется в виде цементита при перестаривании, и конечное содержание

углерода в твердом растворе снижается. Изменение температуры перестаривания в указанном интервале не оказало существенного влияния на свойства, в том числе на величину ВН-эффекта.

При получении в ОАО «HJIMK» первых опытных партий холоднокатаного проката выплавляли сталь 01ЮТБ, содержащую 0,00270,0031% углерода, 0,01% кремния, 0,12% марганца, 0,006% фосфора, 0,009% серы, 0,030-0,033% алюминия, 0,005% азота, 0,01% титана, 0,017% ниобия. Непрерывнолитые слябы были прокатаны на полосы толщиной 3,2 мм. Температура конца прокатки 880-900°С, температура смотки - в диапазоне 660-710°С. После травления, холодной прокатки с обжатием около 78% полосы обрабатывали на линии AHO при температуре отжига около 850°С, температуре начала ускоренного охлаждения 530-540°С, температуре перестаривания от 440 до 380°С. Степень обжатия при дрессировке составляла 1,2%.

Полученный холоднокатаный прокат из стали 01ЮТБ соответствовал требованиям к классу прочности К180: предел текучести 190-200 Н/мм2, предел прочности 295-300 Н/мм2, 84=42-44%, Г9о=2,4-2,7, п90О,21-0,22, ВН2=20-40 Н/мм2. Величина ВН-эффекта на некоторых партиях оказалась несколько ниже требуемой.

Для стабильного получения требуемых значений ВНг в стали 01ЮТБ рекомендовано при том же уровне ниобия (0,017%) повысить содержание углерода (до 0,005%) или при том же уровне углерода (0,003%) снизить содержание ниобия (до 0,012%). То есть в условиях ОАО «HJ1MK» содержание углерода в твердом растворе должно быть несколько выше, чем полученное расчетным путем (в среднем на 0,0005%), так как в процессе перестаривания в AHO возможно выделение части углерода в виде цементита.

Для получения в ОАО «HJIMK» холоднокатаного проката с ВН-эффектом более высоких классов прочности К220-К260 целесообразно использовать стали типа 01ЮПТБ, легированные фосфором. Для отработки их технологии выплавлено три плавки, химический состав которых приведен в табл. 3.

Таблица 3

Химический состав (мас.%) опытно-промышленных плавок стали 01ЮПТБ

№ плавки С Si Мп Р S AI N Ti Nb В Ti/N

1 0,0033 0,01 0,11 0,055 0,012 0,020 0,005 0,011 0,015 - 2,2

2 0,0062 0,02 0,13 0,060 0,012 0,042 0,004 0,017 0,017 - 4,25

3 0,0037 0,01 0,12 0,056 0,012 0,039 0,006 0,014 0,015 0,0006 2,3

При горячей прокатке на полосы толщиной 3,2 и 3,5 мм температура конца прокатки составляла 880-900°С, температура смотки 660-740°С. После травления и холодной прокатки с обжатием 74-75% на полосы толщиной 0,80,9 мм металл обрабатывали в AHO по режиму, аналогичному приведенному выше для стали 01ЮТБ. Степень обжатия при дрессировке составляла 1,1-1,2%.

Фактические значения механических свойств холоднокатаного проката из стали марки 01ЮПТБ приведены в табл. 4. По всем параметрам он соответствует классам прочности К220 или К240.

Таблица 4

Механические свойства холоднокатаного проката из стали марки 01ЮПТБ

№ плавки Тем., °С Класс прочности Оо,2, Н/мм2 о в, Н/мм2 &,, % Г90 П90 (10-17%) вн2, Н/мм2

1 715740 К240 253254 (>240) 360 (>350) 3538 (£32) 1,92,3 (£1,8) 0,19-0,21 (£0,18) 60-63

2 720740 К220 231239 (>220) 352353 (>320) 3536 (>34) 2,22,5 (^1,9) 0,21-0,23 (£0,19) 32-46

3 670710 К240 245250 (>240) 358361 (£350) 3237 (£32) 1,92,3 (£1,8) 0,19-0,21 (£0,18) 48-60

Примечание' в скобках - данные нормативно-технической документации ОАО «АвтоВАЗ» для данного класса прочности.

Наибольшие значения ВНг = 60 Н/мм2 получены для партий с высокой температурой смотки (плавка №1, дополнительно легированная только фосфором без бора). Самые низкие значения предела текучести получены для

плавки №2 с наиболее высоким отношением Ti/N = 4,25, обеспечивающим полное связывание азота в нитрид титана. Наличие избытка титана, не связанного в нитрид, приводит к тому, что часть углерода, не связанного ниобием, связывается в карбид титана. Это снижает эффективное содержание углерода в твердом растворе и, как следствие, величину ВН-эффекта (ВН2 = 3246 Н/мм2).

Для двух других плавок с отношершем Ti/N = 2,2-2,3 титана недостаточно для полного связывания азота: Ti/N < 3,43. Часть азота связана в нитрид алюминия, и это дает меньшее зерно феррита (9 мкм против 10-11 мкм для плавки с Ti/N = 4,25) и некоторое повышение предела текучести.

Зависимости предела текучести о0,2 и величины ВН2 холоднокатаного проката от отношения Ti/N и температуры смотки исследованных плавок стали 01ЮПТБ приведены на рис. 2 и 3. Для каждого уровня отношения Ti/N значения предела текучести и особенно величины ВН-эффекта уменьшаются при снижении температуры смотки. При повышенных значениях отношения Ti/N для обеспечения требуемой величины ВН-эффекта особенно важно назначать высокую температуру смотки (более 700°С).

Одним из способов повышения класса прочности и величины ВН-эффекта при отжиге в AHO является снижение содержания титана ниже уровня 3,43N.

ФАКТОРЫ, ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ КОРРОЗИОННУЮ СТОЙКОСТЬ ХОЛОДНОКАТАНЫХ АВТОЛИСТОВЫХ СТАЛЕЙ

До недавнего времени считалось, что коррозионная стойкость автолистовых низкоуглеродистых и низколегированных сталей существенно не зависит от состава стали, чистоты по неметаллическим включениям и технологии производства. Единственным направлением борьбы с коррозией принято считать защитные покрытия: использование оцинкованных сталей, повышение качества лакокрасочного покрытия и т.д. В то же время анализ

Рис. 2. Влияние отношения и температуры смотки на предел текучести Сто,2

холоднокатаного проката.

Рис. 3. Влияние отношения ТШ и температуры смотки на величину упрочнения при сушке ВН2 холоднокатаного проката.

»

опыта эксплуатации различных отечественных и зарубежных автомобилей свидетельствует о различной коррозионной стойкости самих автолистовых сталей в зависимости от марки, завода-поставщика и технологии производства. Поэтому необходимо установить факторы коррозионной стойкости самих автолистовых сталей, имея в виду, в частности, гарантии отсутствия косметической и перфорирующей коррозии в течение определенных периодов эксплуатации.

Анализ свидетельствует об отсутствии на сегодня достоверных методик исследования коррозионной стойкости сталей без покрытий. Поэтому первоочередной задачей была разработка методики оценки стойкости стали против атмосферной коррозии. Было решено отработать методику коррозионных испытаний, содержащих две последовательные стадии коррозионного процесса автомобильного кузова - увлажнение и последующее высыхание. Такой методикой является испытание на переменное погружение (Standard ASTM G 44-75, Alternate Immersion Stress corrosion Testing in 3,5% Sodium chloride solution). Цикл в 1 час состоит в погружении образцов в 3,5% раствор хлористого натрия на 10 мин с последующим выносом на воздух. Измеряется удельный привес стали.

Проведенными в ФГУП ЦНИИчермет им. И.П. Бардина экспериментами для плавок сталей типа 08Ю, IF и 08ЮПД было показано, что наиболее достоверные различия в привесе наблюдаются после тридцати циклов. При большем количестве циклов происходит полное покрытие поверхности продуктами коррозии и нивелирует различия.

Удельный привес зависит от суммы концентраций углерода и кремния (рис. 4).

Наиболее высокой коррозионной стойкостью (удельный привес менее 5,0 г/м2) обладают стали IF с пониженным содержанием углерода и кремния (C+Si<0,007%) и сталь типа 08ЮПД, легированная фосфором (0,08%) и медью (0,34%). Стали 08Ю являются нестойкими (удельный привес более 7,5 г/м2).

Учитывая положительные результаты коррозионных испытаний автолистовых сталей, легированных медью, в ОАО «Северсталь» было освоено производство стали 01ЮПД по ТУ 14-105-738-2004 - «Прокат холоднокатаный из стали марки 01ЮПД повышенной прочности и коррозионной стойкости». В 2003-2005 гг. на нескольких опытных партиях стали отработаны

с 1г

0,020 0,025 0,030 0,035 0,040 0,045 0,050 0,055 0,060 0,065 0,070 0,075 0,080 0,085 0,090 Сумма C+Si, %

Рис.4. Зависимость удельного привеса автолистовых сталей разного типа от суммы содержания в них C+Si

технологические параметры производства, позволившие обеспечить высокую штампуемость проката при повышенной прочности и склонности к ВН-эффекту.

Образцы этих партий сталей 01ЮПД были всесторонне исследованы, в том числе на стойкость против коррозии в сравнении с применяемыми в настоящее время 08пс, 08Ю, 01 ЮТ, 08ЮП.

Для испытаний отобраны стали производства ОАО «Северсталь» и ОАО «НЛМК» марок 01ЮПД (опытная - по ТУ 14-105-738-2004), 08Ю (2 плавки -по ГОСТ 9045), 01ЮТ (ТУ 14-105-675-2002), 08ЮП (ТУ14-1-5296-2004) и 08пс '

(ГОСТ 9045). Образцы тех же сталей были испытаны методом переменного погружения в ЦНИИчермет им. И.П. Бардина. Результаты испытаний •

приведены в табл. 5. При испытаниях в камере нейтрального солевого тумана (ГОСТ 9.308, метод 1, продолжительность 240 ч), скорость коррозии определена по потере массы после удаления продуктов коррозии.

Полного соответствия результатов, полученных по двум методикам, не выявлено (см. табл. 5).

Третий вид испытаний - по ГОСТ 9.308 в термовлаго -камере при повышенных относительной влажности и температуре. На образцах сталей

25

Таблица 5

Показатели коррозионной стойкости сталей (относительная потеря массы -отношение потери в граммах к начальному весу образца)

Место (в порядке ослабления коррозионной стойкости)

1 2 3 4 5 Метод

Марка стали 01ЮТ 08ЮП 01ЮПД 08пс 08Ю испытаний

Относительная 0,085 0,094 0,104 0,132 0,139 Солевой

потеря массы туман

Удельный 4,72 4,27 2,61 5,53 3,78 Переменное

привес, г/м2 погружение

08Ю, 01 ЮТ и 08ЮП обнаружены очаги коррозии через 24 ч испытаний, на 08пс - через 48 ч и через 72 ч - на 01ЮПД.

Таким образом, даже при некоторых различиях в ранжировании сталей по их коррозионной стойкости, сталь с повышенным содержанием меди и фосфора имеет некоторое преимущество.

При сравнении разных плавок автолистовых сталей одних и тех же марок (типа 08Ю, ГС и других) было установлено, что при одинаковом химическом составе некоторые плавки проявили более низкую коррозионную стойкость.

Сравнение плавок одинакового химического состава с разной скоростью коррозии показало, что при пониженной коррозионной стойкости в стали присутствуют неметаллические включения особого типа, содержащие кальций. Из-за малых размеров они не выявляются при оптическом исследовании нетравленого шлифа. Только травление специальными реактивами выявляет включения вместе с зоной вокруг них. Эти включения (коррозионно-активные неметаллические включения - КАНВ) попадают в сталь в процессе внепечной обработки с участием высокоосновного кальцийсодержащего шлака или при специальной добавке кальцийсодержащего компонента. Как правило, при внепечной обработке автолистовых сталей ограничиваются корректировкой химического состава (введением алюминия и ферросплавов) и продувкой аргоном без специального введения кальцийсодержащего компонента. Поэтому присутствие КАНВ в автолистовых сталях носит не систематический, а

случайный характер - при недостаточно отработанных температурно-временных параметрах внепечной обработки и регламенте ввода добавок.

В значительной части образцов сталей 08Ю, 08ГСЮФ и др., отбракованных по наличию пятен коррозии на поверхности, были обнаружены КАНВ. Аналогичный результат был получен при проведении исследования образцов сталей 08Ю и 01 ЮТ, отсортированных ОТК ОАО «АвтоВАЗ» по признаку «коррозия поверхности». То есть важнейшей причиной образования пятен коррозии на поверхности холоднокатаного проката можно считать присутствие в металле КАНВ.

Правильность сделанного вывода подтверждают результаты коррозионных испытаний в нейтральном солевом тумане, проведенных в ОАО «АвтоВАЗ» для оценки защитных свойств различных ингибированных полиэтиленовых пленок, в которые заворачивали образцы стали типа 08Ю. Только на одном из трех вариантов нашли следы коррозии. По пять микрошлифов по сечению проката «было обработано» реактивами на выявление КАНВ. У поверхности прокорродировавшего образца на трех шлифах из пяти присутствовали КАНВ. На шлифах двух других вариантов КАНВ не обнаружено.

С учетом полученных результатов в ОАО «Северсталь» начаты работы по повышению коррозионной стойкости автолистовых сталей путем оптимизации их химического состава и технологических параметров производства с целью обеспечения чистоты по КАНВ.

ВЫВОДЫ

1. Выполнен термодинамический анализ типов частиц в Ш-сталях, их электронномикроскопическое исследование и измерение концентрации примесей внедрения в феррите методом внутреннего трения. Указан диапазон химического и фазового состава стали, обеспечивающий чистоту твердого

раствора по примесям внедрения, формирование благоприятной зеренной структуры и высокого комплекса механических свойств.

2. Уровнем свойств горячеоцинкованного проката из сверхнизкоуглеродистых высокоштампуемых IF-сталей при возможностях оборудования ОАО «ММК» можно управлять за счет химического состава стали, режимов горячей прокатки и смотки полос в рулоны и температуры отжига в агрегате цинкования. При 0,005-0,006% углерода, 0,004-0,005% азота, 0,007-0,010% серы в стали, оптимально введение 0,030-0,050% титана, 0,0400,060% ниобия и использование температуры конца прокатки 890-930°С, температуры смотки 700-740°С, температуры отжига 800-850°С.

3. Для сталей с ВН-эффектом установлены диапазоны микролегирования, режимов горячей прокатки и непрерывного отжига, оптимальные для различных классов прочности по сочетанию прочностных и пластических свойств. Если содержание титана в стали ограничено уровнем, требуемым для связывания азота (< 3,43N), величина ВН-эффекта после термической обработки на агрегате цинкования или агрегате непрерывного отжига достаточно стабильная и определяется соотношением между углеродом и ниобием. Легирование стали фосфором позволяет повысить прочность и величину ВН-эффекта.

4. Определены возможности повышения величины ВН-эффекта при постоянном химическом составе путем оптимизации режимов непрерывного отжига. Увеличение температуры отжига от 750 до 850°С повышает ВН-эффект в среднем на 20 Н/мм2 из-за растворения частиц карбида ниобия и повышения содержания углерода в твердом растворе. ВН-эффект повышается с увеличением скорости движения полосы в агрегате, что связано с сохранением углерода в твердом растворе из-за ускорения охлаждения после отжига. В схеме непрерывного отжига с ускоренным охлаждением до комнатной температуры и последующим перестариванием снижение температуры начала ускоренного охлаждения от 550 до 450°С увеличивает ВН-эффект с 32-36 до 4550 Н/мм2.

5. На базе комплексных коррозионных испытаний в лабораторных условиях и в ОАО «АвтоВАЗ» установлены основные факторы коррозионной стойкости холоднокатаных автолистовых сталей: суммарное содержание углерода и кремния, содержание меди, а также чистота стали по коррозионно-активным неметаллическим включениям.

6. Разработаны технологические рекомендации по производству сверхнизкоуглеродистых сталей (в том числе с ВН-эффектом) в холоднокатаном и горячеоцинкованном вариантах. Рекомендации использованы при выпуске опытных и промышленных партий горячеоцинкованных ТР-сталей в ОАО «ММК», сталей с ВН-эффектом различных классов прочности в ОАО «ММК» (горячеоцинкованный прокат) и ОАО «НЛМК» (холоднокатаный прокат). При переработке металла в ОАО «АвтоВАЗ» отмечен высокий комплекс механических характеристик, соответствующий требованиям нормативно-технической документации.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1. Тихонов А.К., Горин А.Д. «Развитие производства проката для изготовления кузовов современных автомобилей ВАЗ». Кузнечно-штамповое производство. №1, 2003, сс.15-18.

2. Горин А.Д., Рузаев Д.Г. «Перспективы применения сталей повышенной прочности в конструкции кузовов автомобилей ВАЗ». Материалы международного семинара «Современные достижения в металлургии и технологии производства сталей для автомобильной промышленности», г. Москва, 17-18 февраля 2004 г., М.: Металлургиздат, 2004, сс. 41-45.

3. Сарычев А.Ф., Родионова И.Г., Горин А.Д. и др. «Опыт производства в ОАО «ММК» горячеоцинкованного проката с ВН-эффектом». Сталь. № 12, 2004, сс. 90-92.

4. Логинов В.В., Горин А.Д., Левенков В.В. и др. «Совершенствование производства автомобильного листа с электроцинковым покрытием». Сталь. №

7. 2004, сс. 86-88.

5. Филиппов Г.А., Родионова И.Г., Горин А.Д. и др. «Повышение коррозионной стойкости углеродистых и низколегированных сталей для автомобилестроения». Материалы научно-практического семинара «Коррозионно-активные неметаллические включения в углеродистых и низколегированных сталях», г. Череповец, 16-17 февраля 2005 г., М.: Металлургиздат, 2005, сс. 153-161.

6. Родионова И.Г., Глинер P.E., Горин А.Д. и др. «Повышение стойкости против атмосферной коррозии автолистовых сталей путем оптимизации их химического состава и технологических параметров производства», Металлург,

2005, №8, сс. 46-52.

7. Шахпазов Е.Х., Родионова И.Г., Горин А.Д. и др. «Возможности повышения класса прочности сверхнизкоуглеродистых сталей с ВН-эффектом», Металлург,

2006, №1, сс. 67-70.

8. Шахпазов Е.Х., Родионова И.Г., Горин А.Д. и др. «Повышение коррозионной стойкости углеродистых и низколегированных сталей для автомобилестроения путем оптимизации металлургической технологии», Металлург, 2006, №2, сс. 45-48.

9. Горин А.Д. и др. «Холоднокатаная сталь для глубокой вытяжки» - Патент № 2233904 (RU), приоритет от 08. 10. 2004г.

Ю.Горин АД. и др. «Холоднокатаная сталь для глубокой вытяжки» - Патент № 2233905 (RU), приоритет от 08. 10. 2004г.

Формат 60 х 90 Vie Тираж 100 экз. Объем 1,88 п.л._Заказ 1037_

Отпечатано с готовых оригинал-макетов в типографии Издательства «Учеба» МИСиС, 117419, Москва, ул. Орджоникидзе, 8/9 JIP №01151 от 11.07.01

i

i

I

I

I Ï

t

í

í I

í i

APoïA

Ц ВВЕДЕНИЕ

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1. Основные направления повышения потребительских свойств автолистовых ф сталей, в том числе на основе анализа мирового опыта

1.1.1. Высокоштампуемые Ш-стали

1.1.2. Высокопрочные Ш-стали 13 1.1.2.1 .Высокопрочные Ш-стали без упрочнения при сушке 16 1.1.2.2.Высокопрочные Ш-стали с упрочнением при сушке

1.1.3. Перспективы развития

1.2. Металловедческие основы получения высоконггампуемых 24 ^ сверхнизкоуглеродистых сталей типа №

Ф 1.2.1. Основные принципы оптимизации химического состава й формирования свойств сверхнизкоуглеродистых сталей для обеспечения наиболее высоких показателей штампуемости 24 1.2.2. Возможности и опыт производства высокоштампуемых сверхнизкоуглеродистых сталей по различным технологическим параметрам.

1.2.2.1. Химический состав и закономерности выделения частиц.

1.2.2.2. Расчет содержания элементов в П7 и сверхнизкоуглеродистых сталях. с1 1.2.2.3. Диаграмма выделения частиц (ДВЧ) в П7 и иЬС сталях.

1.2.2.4. Температура нагрева сляба

1.2.2.5. Температура конца прокатки

1.2.2.6. Температура смотки

1.2.2.7. Контролируемое охлаждение рулонов

1.2.2.8. Холодная прокатка

1.2.2.9. Рекристаллизационный отжиг

1.2.2.10. Дрессировка

1.3. Принципы получения и опыт производства автолистовых сталей с ВН-эффектом. 38 1.3.1. Металловедческие аспекты и опыт производства сверхнизкоуглеродистых сталей с ВН-эффектом

1.3.2. Основные параметры технологии производства сверхнизкоуглеродистых сталей с ВН-эффектом.

1.3.2.1. Выбор химического состава.

1.3.2.2. Контроль серы, марганца и фосфора.

1.3.2.3. Расчет содержания элементов внедрения в твердом растворе и в частицах.

1.3.2.4. Горячая прокатка.

1.3.2.5. Холодная прокатка.

1.3.2.6. Рекристаллизационный отжиг в агрегатах непрерывного отжига (АНО).

1.3.2.7. Дрессировка.

1.4. Возможности повышения коррозионной стойкости автолистовых сталей путем оптимизации их химического состава и технологических параметров производства.

1.5. Состояние вопроса и задачи исследования

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Химический состав исследованных сталей.

2.2. Методика проведения термической обработки.

2.3. Исследование состояния твердого раствора методом внутреннего трения.

2.4. Методика исследования микроструктуры.

2.5. Методика проведения механических испытаний.

3. ИССЛЕДОВАНИЕ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ

ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННОЙ Ш-СТАЛИ НА РАЗНЫХ СТАДИЯХ

ПРОИЗВОДСТВЕННОГО ЦИКЛА. РАЗРАБОТКА РЕКОМЕНДАЦИЙ ПО

ОПТИМАЛЬНЫМ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИМ ПАРАМЕТРАМ,

ОБЕСПЕЧИВАЮЩИМ НАИБОЛЕЕ ВЫСОКУЮ ШТАМПУЕМОСТЬ И

ВЫПУСК ОПЫТНЫХ ПАРТИЙ ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННОЙ Ш-СТАЛИ.

3.1. Анализ типов частиц в Ш-стали, условий их выделения и растворения на разных этапах производства, их влияния на свойства металлопродукции.

3.2. Разработка технологических рекомендаций по нагреву слябов, горячей прокатке и смотке в рулоны горячекатаных полос Ш-стали.

3.3. Разработка технологических рекомендаций по оптимальным режимам термической обработки Ш-стали в колпаковых печах и в протяжной печи применительно к агрегату горячего цинкования. 93 3.3.1. Моделирование колпакового отжига.

3.3.2. Моделирование режимов термообработки для агрегата горячего цинкования

3.3.3. Исследование влияния температуры непрерывного отжига и степени обжатия при холодной прокатке на структуру и свойства Ш-стали производства ОАО «ММК».

3.4. Выпуск опытных партий, горячеоцинкованной Ш-стали, комплексное исследование качества, в том числе, при переработке у потребителя.

3.5. Выводы по главе 3. 107 4. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА И

ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ ПРОИЗВОДСТВА

СВЕРХНИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ С ВН-ЭФФЕКТОМ НА ИХ СТРУКТУРНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ И КОМПЛЕКС МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ. РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ РЕКОМЕНДАЦИЙ ПО ПРОИЗВОДСТВУ СВЕРХНИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ С ВН,-ЭФФЕКТОМ РАЗЛИЧНЫХ КЛАССОВ ПРОЧНОСТИ И ВЫПУСК ОПЫТНЫХ ПАРТИЙ МЕТАЛЛОПРОДУКЦИИ.

4.1. Расчет химического состава сверхнизкоуглеродистых сталей с ВН-эффектом.

4.1.1. Расчет содержания ниобия в Ш-сталях, микролегированных титаном совместно с ниобием или ниобием, для обеспечения ВН-эффекта.

4.1.2. Расчет содержания титана в сталях, микролегированных титаном совместно с ниобием.

4.1.3. Расчет температурных интервалов выделения сульфида марганца.

4.1.4. Варианты химического состава сверхнизкоуглеродистых сталей с ВН-эффектом.

4.2. Лабораторное исследование влияния параметров непрерывного отжига сверхнизкоуглеродистых сталей с ВН-эффектом на микроструктуру, состояние твердого раствора и комплекс механических характеристик в зависимости от химического состава стали и параметров горячей прокатки.

4.2.1. Моделирование отжига применительно к возможностям агрегата горячего цинкования ОАО «ММК». Исследование структуры и свойств и разработка рекомендаций по оптимальным технологическим параметрам производства горячеоцинкованной стали с ВН-эффектом различных классов прочности.

4.2.2. Моделирование термической обработки применительно к возможностям агрегата непрерывного отжига ОАО «НЛМК». Исследование структуры и свойств и разработка рекомендаций по оптимальным технологическим параметрам производства сталей с ВН-эффектом различных классов прочности, предназначенных для испытания в непокрытом варианте или для нанесения электроцинкового покрытия.

4.3. Выпуск опытных партий горячеоцинкованной сверхнизкоуглеродистой стали с ВН-эффектом различных классов прочности в ОАО «ММК». Исследование качества, в том числе при переработке в ОАО «АвтоВАЗ».

4.3.1. Выпуск, исследование и переработка опытной партии горячеоцинкованной стали с ВН-эффектом класса прочности К180.

4.3.2. Выпуск, исследование и переработка опытной партии горячеоцинкованной стали с ВН-эффектом класса прочности К220.

4.4. Выпуск опытных партий холоднокатаной сверхнизкоуглеродистой стали с

ВН-эффектом различных классов прочности в ОАО «НЛМК». Исследование качества, в том числе при переработке в ОАО «АвтоВАЗ».

4.4.1. Выпуск и исследование опытной партии холоднокатаной стали с ВН-эффектом класса прочности К180.

4.4.2. Выпуск и исследование опытной партии холоднокатаной стали с ВН-эффектом классов прочности К220-240.

4.4.3. Переработка и исследование качества металла опытных партий в ОАО «АвтоВАЗ».

4.5.Выводы по главе 4. 157 5. ИССЛЕДОВАНИЕ ФАКТОРОВ, ОПРЕДЕЛЯЮЩИХ КОРРОЗИОННУЮ

СТОЙКОСТЬ ХОЛОДНОКАТАНЫХ АВТО ЛИСТОВЫХ СТАЛЕЙ.

5.1 Разработка лабораторных методов коррозионных испытаний и исследование факторов коррозии автолистовых сталей.

5.1.1. Разработка метода переменного погружения и анализ полученных результатов.

5.1.2. Ранжирование сталей по группам коррозионной стойкости при использовании метода переменного погружения.

5.1.3. Необходимость обеспечения чистоты стали повышенной коррозионной стойкости по коррозионно-активным неметаллическим включениям.

5.2. Результаты комплексных коррозионных испытаний автолистовых сталей, легированных медью и фосфором, производства ОАО «Северсталь».

5.2.1 Сравнительные коррозионные испытания сталей, легированных медью, производства ОАО «Северсталь» методом переменного погружения.

5.2.2 Сравнительная оценка коррозионной стойкости автолистовых сталей в ОАО «АвтоВАЗ».

5.3. Исследование влияния чистоты автолистовой стали по неметаллическим включениям на ее коррозионную стойкость.

5.4. Выводы по главе 5. 180 ВЫВОДЫ 181 СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 183 ПРИЛОЖЕНИЯ / / /

В последнее время основными направлениями повышения потребительских свойств автолистовых сталей являются повышение прочности для снижения металлоемкости готовой продукции, улучшение штампуемости, а также обеспечение коррозионной стойкости.

Освоение в конвертерном производстве основных металлургических предприятий (ОАО «НЛМК», ОАО «ММК», ОАО «Северсталь») вакууматоров позволяет получать автолистовые стали со сверхнизким содержанием углерода, а ввод новых и совершенствование существующих агрегатов непрерывного горячего цинкования позволяет осваивать горячеоцинкованные автолистовые стали. При этом прямое заимствование химического состава и технологии из зарубежного опыта малоперспективно ввиду специфики состава отечественных сталей и оборудования предприятий.

Для получения автолистового проката предпочтительны сверхнизкоуглеродистые стали, свободные от атомов углерода и азота в твердом растворе, микролегированные титаном и/или ниобием, - IF-стали (Interstitial Free steels). Для повышения прочности (до предела текучести 260 Н/мм2) наиболее эффективно также использование холоднокатаного листа из сверхнизкоуглеродистых сталей, микролегированных титаном и ниобием, а также фосфором и бором. В них сочетается исходно низкий предел текучести (что валено для штампуемости) и существенное упрочнение (более 40 Н/мм2) от нагрева при сушке лакокрасочного покрытия (ЛКП) готового автомобиля - ВН-эффект. Физическая сущность ВН-эффекта (Bake Hardening effect) заключается в закреплении появляющихся в стали после штамповки детали дислокаций атомами углерода, подвижность которых в твердом растворе феррита резко повышается в результате нагрева при сушке ЛКП. Поэтому, для обеспечения определенного уровня ВН-эффекта необходимо строго нормировать и жестко контролировать на всех стадиях технологического процесса содержание элементов внедрения в твердом растворе. Кроме того, для сталей данного класса обеспечивается высокая адгезия различных типов защитных покрытий.

Одна из наиболее важных на сегодня проблем повышения коррозионной стойкости автомобиля может быть решена не только улучшением защитных покрытий, но и путем повышения коррозионной стойкости самой автолистовой стали.

Требуемый уровень потребительских свойств автолистовых сталей может быть достигнут только при оптимизации химического состава, микроструктуры и / технологических параметров производства на каждой стадии технологического передела, начиная с выплавки и заканчивая штамповкой и покраской.

Целью настоящей работы являлась оптимизация технологических параметров производства сверхнизкоуглеродистых автолистовых сталей, направленная на повышение штампуемости, прочностных характеристик и коррозионной стойкости.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

1. Исследование формирования структуры и свойств на разных этапах производственного цикла

- горячеоцинкованных Ш-сталей (ОАО «ММК»)

- сверхнизкоуглеродистых сталей с ВН-эффектом различных классов прочности в горячеоцинкованном и непокрытом вариантах (ОАО «ММК», ОАО «НЛМК»).

2. Разработка рекомендаций по оптимальным технологическим параметрам производства и выпуск опытных партий металлопродукции.

3. Исследование влияния химического состава и других технологических параметров производства автолистовых сталей на их стойкость против атмосферной коррозии с установлением факторов, обеспечивающих требуемый уровень коррозионной стойкости.

Научная новизна.

В результате проведенных исследований формирования структуры и свойств на всех стадиях технологического процесса изготовления автолистовых сверхнизкоуглеродистых сталей получены следующие новые результаты:

1. Применительно к возможностям оборудования ОАО «ММК» установлены факторы, определяющие уровень свойств горячеоцинкованного проката из сверхнизкоуглеродистых высокоштампуемых Ш-сталей, к которым относятся химический состав стали, режимы горячей прокатки и смотки полос в рулоны и температура отжига в агрегате цинкования. На базе электронномикроскопического анализа частиц в Ш-сталях, термодинамических расчетов и определения содержания примесей внедрения методом внутреннего трения, выданы рекомендации по оптимальным технологическим параметрам горячей прокатки и отжига, обеспечивающим чистоту твердого раствора по примесям внедрения, благоприятную зерен ну ю структуру и механические свойства. Так, для стали, содержащей 0,005-0,006% углерода, 0,004-0,005% азота, 0,007-0,010% серы, оптимальным является микролегирование титаном в количестве 0,030-0,050%, ниобием - 0,040-0,060%, а также обеспечение температуры конца прокатки в интервале 890-930°С, температуры смотки -700-740°С, температуры отжига 800-850°С.

2. Установлены оптимальные значения режимов горячей прокатки, непрерывного отжига и микролегирования сталей с ВН-эффектом, обеспечивающие наилучшее сочетание прочностных и пластических свойств для различных классов прочности. При ограничении содержания титана в стали уровнем связывания азота (< 3,43N), ВН-эффект после термической обработки в проходной печи (агрегате цинкования или непрерывного отжига) по оптимальным режимам достаточно стабильный и определяется соотношением между углеродом и ниобием. Легирование фосфором позволяет повысить величину ВН-эффекта.

3. Определены возможности повышения величины ВН-эффекта при постоянном химическом составе путем оптимизации режимов непрерывного отжига. Увеличение температуры отжига от 750 до 850°С повышает ВН-эффект в среднем на 20 Н/мм2, что связано с повышением содержания углерода в твердом растворе из-за растворения частиц карбида ниобия. Увеличение скорости движения полосы в агрегате также повышает ВН-эффект, вследствие сохранения углерода в твердом растворе из-за высоких скоростей охлаждения. Когда схема непрерывного отжига предусматривает ускоренное охлаждение до комнатной температуры с последующим перестариванием, снижение температуры начала ускоренного охлаждения от 550 до 450°С увеличивает ВН-эффект с 32-36 до 45-50 Н/мм2.

4. Коррозионными испытаниями в лабораторных условиях и в ОАО «АвтоВАЗ» установлены основные факторы коррозионной стойкости холоднокатаных автолистовых сталей: суммарное содержание углерода и кремния, содержание меди, а также чистота стали по коррозионно-активным неметаллическим включениям. При использовании сверхнизкоуглеродистых сталей возможно повышение коррозионной стойкости стали за счет снижения содержания углерода и кремния, микролегирования медью, а также оптимизации производства стали для обеспечения чистоты по коррозионно-активным неметаллическим включениям.

Практическая значимость работы состоит в следующем:

1. Разработаны технологические рекомендации по оптимальным параметрам производства сверхнизкоуглеродистых сталей, в том числе с ВН-эффектом, различных классов прочности в холоднокатаном и горячеоцинкованном вариантах.

2. Рекомендации работы использованы при выпуске опытных и промышленных партий сверхнизкоуглеродистых сталей, в том числе горячеоцинкованных IF-сталей в ОАО «ММК», сталей с ВН-эффектом различных классов прочности в ОАО «ММК» (горячеоцинкованный прокат) и ОАО «HJ1MK» (холоднокатаный прокат) для ОАО «АвтоВАЗ». При переработке металла в ОАО «АвтоВАЗ» отмечены высокий комплекс механических характеристик, соответствие требованиям нормативно-технической документации.

3. Предложены и опробуются в условиях ОАО «Северсталь» технологические рекомендации по повышению коррозионной стойкости автолистовых сталей путем оптимизации их химического состава и технологических параметров производства.

выводы

1. Выполнен термодинамический анализ типов частиц в IF-сталях, их электронномикроскопическое исследование и измерение концентрации примесей внедрения в феррите методом внутреннего трения. Указан диапазон химического и фазового состава стали, обеспечивающий чистоту твердого раствора по примесям внедрения, формирование благоприятной зеренной структуры и высокого комплекса механических свойств.

2. Уровнем свойств горячеоцинкованного проката из сверхнизкоуглеродистых высокоштампуемых IF-сталей при возможностях оборудования ОАО «ММК» можно управлять за счет химического состава стали, режимов горячей прокатки и смотки полос в рулоны и температуры отжига в агрегате цинкования. При 0,005-0,006% углерода, 0,0040,005% азота, 0,007-0,010% серы в стали, оптимально введение 0,030-0,050% титана, 0,0400,060% ниобия и использование температуры конца прокатки 890-930°С, температуры смотки 700-740°С, температуры отжига 800-850°С.

3. Для сталей с ВН-эффектом установлены диапазоны микролегирования, режимов горячей прокатки и непрерывного отжига, оптимальные для различных классов прочности по сочетанию прочностных и пластических свойств. Если содержание титана в стали ограничено уровнем, требуемым для связывания азота (< 3,43N), величина ВН-эффекта после термической обработки на агрегате цинкования или агрегате непрерывного отжига достаточно стабильная и определяется соотношением между углеродом и ниобием. Легирование стали фосфором позволяет повысить прочность и величину ВН-эффекта.

4. Определены возможности повышения величины ВН-эффекта при постоянном химическом составе путем оптимизации режимов непрерывного отжига. Увеличение температуры отжига от 750 до 850°С повышает ВН-эффект в среднем на 20 Н/мм2 из-за растворения частиц карбида ниобия и повышения содержания углерода в твердом растворе. ВН-эффект повышается с увеличением скорости движения полосы в агрегате, что связано с сохранением углерода в твердом растворе из-за ускорения охлаждения после отжига. В схеме непрерывного отжига с ускоренным охлаждением до комнатной температуры и последующим перестариванием снижение температуры начала ускоренного охлаждения от 550 до 450°С увеличивает ВН-эффект с 32-36 до 45-50 Н/мм2.

5. На базе комплексных коррозионных испытаний в лабораторных условиях и в ОАО «АвтоВАЗ» установлены основные факторы коррозионной стойкости холоднокатаных автолистовых сталей: суммарное содержание углерода и кремния, содержание меди, а также чистота стали по коррозионно-активным неметаллическим включениям.

6. Разработаны технологические рекомендации по производству сверхнизкоуглеродистых сталей (в том числе с ВН-эффектом) в холоднокатаном и горячеоцинкованном вариантах. Рекомендации использованы при выпуске опытных и промышленных партий горячеоцинкованных Ш-сталей в ОАО «ММК», сталей с ВН-эффектом различных классов прочности в ОАО «ММК» (горячеоцинкованный прокат) и ОАО «НЛМК» (холоднокатаный прокат). При переработке металла в ОАО «АвтоВАЗ» отмечен высокий комплекс механических характеристик, соответствующий требованиям нормативно-технической документации.

У /

1. James' A., Rollin Е. and Hook Е. Interstitial Free Steels. Mechanical Working and Steel Processing IX, 1970, pp. 348-358.

2. Takechi H. Development and Production of Interstitial Free Steel, Nippon Steel Corporation, April 1990, pp. 1-13.

3. SenumaT. Physical Metallurgy for Producing Super Formable Deep Drawing Steel Sheets. In: Modem LC and ULC Sheet Steels for Cold Forming: Processing and Properties, Aachen, Germany, 30.03-1.04,1998, pp. 157-168. ■

4. SAE Specification J2329: Categorization;and Properties of Low Carbon Automotive.Steel Sheets, May (1997). ; \

5. Takechi H. International.forum for Physical Metallurgy of IF Steels, ISIJ, Tokyo, (1994), p.l .

6. SAE Specification J2340: Categorization and Properties of Dent Resistant High Strength and Ultra High Strength Automotive Sheet Steel, October (1999).

7. Бхатташария Д. Перспективы развития высокопрочных сталей. Материалы международного семинара: «Современные достижения в металлургии и технологии производства сталей для автомобильной промышленности»., Москва, 2004, с. 71-83.

8. Bhat S., Yan В., Chintamani J. and Bloom Т. Iron and Steelmaker, 22, September (1995), p. 33.

9. Hua M., Garcia C.I. and DeArdo A.J. Met. Trans. A, TMS, 9 (1997), p. 1769.

10. Pradhan R. International forum for Physical Metallurgy of IF Steels, ISIJ, Tokyo, (1994), p.165.

11. Yasuhara E., Sakota K., Furukimi O. and Mega T. Proceedings^111 Mechanical Working and Steel Processing Conference, ISS, (1996), p.409.

12. Yamada M., Tokunada Y. and Yamamoto M. Tetsu-To-Hagane, ISIJ, 8 (1987), p. 1049.

13. Takahashi N., Shibata M., Furono Y., Hayakawa H., Kakuta K. and Yamamoto Y. Metallurgy of Continuous Annealed Sheet Steel, TMS, (1982), p.133.

14. Cottrell A.H. «Strengthening of Grain Boundaries by Segregated Interstitials in Iron», Material Science & Technology, 6 (1990), p. 121.j t

15. Girina O. and Bhattacharya D., Proceedings IF-Steels 2000, ISS, Pittsburgh, (2000), p.35.

16. Ushioda K., Yoshinada N., Koyama K. and Akisue O. Application of Ultralow Carbon Steels to the Development of Superformable Sheet Steels. In: International Forum for Physical Metallurgy, of IF Steels, Tokyo, 1994, pp.227-243.

17. Yakubovsky O., Fonstein N. and Bhattacharya D., unpublished work (2003).

18. Rege J., Garcia C. and DeArdo A. Proceedings-39th Mechanical Working and Steel Processing Conference, ISS, (1997), p. 149.

19. Hisamatsu Y. International Conference on Zinc and Zinc Alloy Coated Steel Sheet, Galvatech 89, Japan, (1989), p.3

20. Cheng C., Rangarajan V., Franks L. and Ecuyer J.L. 2nd International Conference on Zinc and Zinc Alloy Coated Steel Sheet, Galvatech 92, Germany, (1992), p. 122.

21. Cheng C. and Franks L. The Use and.Manufacture of Zinc and Zinc Alloy Coated Sheet Steel Products into the 21st Centure, Galvatech 95, Chicago, (1995), p.723.

22. Shi M.F., Brindza J.A., Mitchel P.F., Bucklin P.J., Belanger P.J.and Prencipe J.M. SAE Technical Paper No.970158, (1998),

23. Belanger P.J., Singh J.P., Badgley P.F. and Redo L. Proceedings-IF 2000, ISS Pittsburgh, (2000), p.13. •

24. Takechi H. Advances in Interstitial-Free and Bake-Hardening Steel Sheets for Automotive Applications. In: Microalloying'95, Conference Proceedings, Pittsburgh, June 11-14, 1995, p.71-80.

25. W. Bleck, R. Bode, O. Maid and L. Meyer, Proceedings Symposium on High Strength Sheet Steels for the Automotive Industry, ISS, Baltimore, (1994), p.141.

26. VanShick A., Vandershueren D., Vanderputte S. and Dilewijns J., Proceedings-39th Mechanical Working and Steel Processing Conference, ISS, (1997), p.225.

27. Pichler A., Spindler H., Kurz T., Mandyczewsky R., Pimminger M. and Staiazny P. Proceedings-39lh Mechanical Working and Steel Processing Conference, ISS, (1997), p.63.

28. Irie T., Satoh S., Yasuda A. and Hashimoto O. Metallurgy of Continuous Annealed Sheet Steel, TMS, (1982), p.155.

29. Mitchell P. and Gladman M, Proceedings-39th Mechanical Working and Steel Processing Conference, ISS, (1997), p.37.

30. Taylor K. and Speer J. Proceedings^"1 Mechanical Working and Steel Processing Conference, ISS, (1997), p.49.

31. Girina O. and Bhattacharya O. Proceedings-41sl Mechanical Working and Steel Processing Conference, ISS, (1999).

32. Pradhan R. SAE Technical Paper No. 910290, SAE (1991)./

33. KozimaN., Mizui N. and Tanioku T. Sumitomo Metals, No. 5,95 (1993), p.12.3 6. DeArdo A. Proceedings-IF Steels 2000, ISS, Pittsburgh, (2000), p. 131.

34. Tamikana K., Hosoya Y. and Koike T. NKK Technical Review, 72 (1995).

35. Tamikau Т., Hoboh Y., Okamoto A. and Mizui N. SAE Technical Paper No. 910293, (1991).

36. Z. Niemczura, I. Gupta, N. Hake and D. Bhattacharya, Proceedings-43st Mechanical Working and Steel Processing Conference, ISS, (2001), p. 185. .

37. Akisue O., Ueda S., Yamada T. and Yamazaki K. Tetsu to - Hagane, 67 (1981), p.462.

38. Okomoto A., Takeuchi K. and Takagi M. Sumitomo Search, 39, (1989), p.183.

39. Fekete J. Personal Communication, General Motors Corp., (2002).

40. ULSAB-AVC-Technical Transfer Dispatch #6, AISI, May (2001).

41. Ultra Light Steel Auto Body (ULSAB)-Final Report, AISI, May (1998).

42. George F. Comstock. Titanium in Iron and Steel. John Wiley & Sons, New-York, Chapman & Hall, LTD, London, 1949.

43. Hutchinson W.B. and Ushioda K. Texture Development in Continuous Annealing. Scandinavian Journal of Metallurgy 13(1984), p.269-275.

44. Tither G., Hua M., Garcia C.I. and DeArdo A.J. Precipitation Behavior and Solutes Effects in Interstitial-Free Steels. In: International Forum for Physical Metallurgy of IF Steels, Tokyo, 1994, pp. 293-322. / 1

45. Hua; M., Garcia С J. and DeArdo A.J. Precipitation Behavior in Ultra-Low Carbon Steels Containing Titanium and Niobium, Metallurgical and Materials Transactions A, 1997, vol. 28A, pp. 1769-80.

46. Ishiguro Y., Murayama Т., Chino A., Sato K. A precise Quantitative Analysis of Precipitates in Ti-bearing IF-Steel. In: 39th MWSP Conf. Proc., ISS, Vol. XXXV, 1998, pp.255-264.

47. Leroy V., De Paepe A., Herman J.C. Ferritic Hot Rolling of Thin Gauge Hot Strips: Processing ■ and Properties. In: Modem LC and ULC Sheet Steels for Cold Forming: Processing and

48. Properties, Aachen, Germany, 30.03-1.04,1998, pp.51-60.

49. Black W., Bode R., Hahn F. Interstitial-free Steels: Processing, Properties and Application. In: Metallurgy of Vacuum-Degassed Steel Products, 1990, pp. 73-90.

50. Чащин B.B., Колпаков C.C., Пешков B.A., Шведов С.А. Влияние регулируемого охлаждения рулонов на структуру и травимость окалины Бюллетень "Черметинформация", .№1,1991, с. 60 62.

51. Tetsu to hagane, vol. 72, № 5, 1986, p. 636-638.

52. Matsudo K., Shimomura Т., Nozoe O. Effect of Carbide Morphology and Cold Reduction on the Mechanical Properties of Continuously Annealed Sheet Steel. In: Tetsu to hagane, vol. 60, 1974, p. S332.

53. Walker E., Hudd R. Annealing Treatment of Extra Low and Ultra Low Carbon Steels. In: Modem LC and ULC Sheet Steels for Cold Forming: Processing and Properties, Aachen, Germany, 30.03-1.04,1998, pp. 211-224.

54. Mizui N., Okamoto A. Recent Development in Bake-Hardenable Sheet Steel for Automotive Body Panels. Steel in Motor Vehicle Manufacture. In: International Conference, Wurzburg, 24 -26.09.1990, pp. 85-94.

55. Asamura T. Recent Development of Modern LC and ULC Sheet Steels in Japan. In: Modern LC and ULC Sheet Steels for Cold Forming: Processing and Properties. International Symposium, Aachen, March 30 - April 1,1998, p. 1-14.

56. Pradhan P., Taylor K. Status of ELC, ULC and IF Cold-Rolled Sheet Steel in the US Automotive Industry. In: Modern LC and ULC Sheet Steels for Cold Forming: Processing and Properties. International Symposium, Aachen, March 30 - April 1, 1998, p. 15-26.

57. Pradhan R. Dent-Resistant Bake-Hardening Steels for Automotive Outer-Body Applications. Steel in Motor Vehicle Manufacture. In: International Conference, Wurzburg, 24 - 26. 09.1990, p. 60-74.

58. Zijp J., van Stijn I., Roelofsen M. Processing and Application of Rephosphorized IF Steel. In: 39th MWSD Conference Proceedings, ISS, vol. XXXV, 1998, p. 31 -35.

59. Pichler A., Mayr M., Hribernig G. et al. High Strength IF-Steels: Production Parameters and Properties. In: International Forum for Physical Metallurgy of IF Steels, May 10 - 11, 1994, Tokyo, p. 249-268.

60. Майер JI., Штрасбургер X., Щнейдер X. Микролегирование ниобием, ванадием, титаном, цирконием и бором и его влияние на свойства современных сталей для автомобилестроения. В: Автостали, материалы семинара, Москва, 19 -20.04.1988, с. 89113.

61. Hua M., Garcia C., DeArdo A. The Rational Design of High Performance Ultra-Low Carbon Sheet Steels. In: Modem LC and ULC Sheet Steels for Cold Forming. Processing and Properties. International Symposium, Aachen, March 30 - April 1,1998, p. 145-156.

62. Meyer L., Bleck W., Miischenborn W. Product-Oriented IF steel Design. In: International Forum for Physical Metallurgy of IF Steels, May 10-11, 1994, Tokyo, p. 203-222.

63. Engl В., Gerber T. Microalloyed, Vacuum Degassed High-Strength Steels with Special Emphasis on IF Steels. In: Steel Research 67, № 10,1996, p. 430-437.

64. Engl В., Gerber T. Microalloyed, Vacuum Degassed High-Strength Steels with Special Emphasis on IF Steels. In: 39th MWSD Conference Proceedings, ISS, vol. XXXV, 1998, p. 315.

65. Mizui N. Precipitation Control and Related Mechanical Property in Ultra-Low Carbon Sheet Steel. In: Modern LC and ULC Sheet Steels for Cold Forming: Processing and Properties. International Symposium, Aachen, March 30-April 1,1998, p. 169-178.

66. Takechi H. Research on Metallurgical Behavior and Application of Modern LC and ULC Steels in Japan. In: Modern LC and ULC Sheet Steels for Cold Forming: Processing and Properties. International Symposium, Aachen, March 30-April 1, 1998, p. 133-144.

67. Saito M., Uchida Y., Kittaka T. Formation Behavior of Alloy in Initial Stages of Galvanizing. -In: Tetsu to hagane, vol. 7,1991, p. 947-954.

68. Lips К., Yang X., Mols К. The Effect of Coiling Temperature and Continuous Annealing on the Properties of Bake Hardenable IF Steels. In: Steel Research 67, № 9, 1996, p. 357-363.

69. Christen J-L., Rubianes J.M., Col A. The Bake Hardening Steels for Automotive Outer Body Panels. Correlation between the BH Measurement and the Dent Resistant. In: Report of Sollac, 1996, p. 14-16.

70. Elsen P., Hougardy P. On the Mechanism of Bake-Hardening. In: Steel Research 64, № 8/9, 1993,p. 431-436.

71. Kozeschnik E., Buchmayr B. A Contribution to the Increase in Yield Strength during the Bake Hardening Process. In: Steel Research 68,1997, p. 224-230.

72. Томашов Н:Д. Теория коррозии и защиты металлов. -М. АН СССР, 1959.

73. Крениг В.О. Коррозия металлов, М.-Л. ОНТИ НКТП СССР, 1936.

74. Штейнберг С.С. Металловедение. Т.З. (Специальные стали); М. ОНТИ, 1935.

75. Гринберг Д.Л., Кузькина Т.А., Козыревич Н.П, Шебаленкова Е.К. Сталь, 1972, №5, с. 1023-1027.

76. Гудремон Э. Специальные стали. Перевод с немецкого под редакцией А.С. Займовского и М.Л. Бернштейна. М. ГОСИНТИ. 1960.

77. Takechi Н. Recent progress in technology for IF-Steels in Japan. International Forum for the Properties and Application of IF-Steels// IF-Steels 2003. p. 63-71.

78. Филиппов Г.А., Родионова И.Г., Бакланова О.Н. и др. Коррозионная стойкость стальных трубопроводов. Технология металлов, 2004, №2, с. 24-27.

79. Реформатская И.И., Бейлин Ю.; Нисельсои Л., Родионова И.Г. Роль неметаллических включений при коррозии трубных сталей в нефтепромысловых средах. Научно-технический вестник ЮКОС, 2003, №8, с. 3-6.

80. Реформатская •RH.i Родионова И.Г.Ю Бейлин Ю.А. и др. Роль неметаллических включений и* микроструктуры в процессе локальной коррозии углеродистых и низколегированных сталей. Защита металлов, 2004, Т.40, №5, с. 498-504.

81. Родионова И.Г., Бакланова О.Н., Зайцев А.И. О роли неметаллических включений в ускорении процессов локальной коррозии нефтепромысловых трубопроводов из углеродистых и низколегированных сталей. Металлы, 2004, №5, с. 13-18.

82. Эванс Ю.Р. Коррозия и окисление металлов. М. Машгиз, 1962.

83. Улиг Г. Коррозия металлов. Основы теории и практики. М. Металлургиздат, 1968.

84. ГОСТ 9.401-91. Единая система защиты от коррозии и старения. Покрытия лакокрасочные. Общие требования и методы коррозионных испытаний на стойкость к воздействию климатических факторов. М. ИПК изд. стандартов, 1998. с. 4-6.

85. Скорчеллетти В.В. Теоретические основы коррозии металлов. JI. "Химия", 1973.

86. Колотыркин Я.М., Флорианович Г.М., Петров П.С., и др. Коррозия реакторных материалов. Сборник статей под ред. Герасимова B.B. М. Атомиздат, 1960.

87. Розенфельд И.Л. Атмосферная коррозия металлов. М. АН СССР, 1961.

88. Тодт Ф. Коррозия защита от коррозии (коррозия металлов в промышленности), перевод с немецкого под редакцией H.H. Милютина, Л. "Химия", 1967.

89. Романов В.В. Методы исследования коррозии металлов. М. Металлургиздат, 1965.

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

91. Криштал М.А., Головин С.А. Внутрекнее трение и структура металлов. М.: Металлургия, 1976,288с.

92. Блантер М.С. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях. М.: Металлургия, 1991,428с.

93. Штрахман K.M., Пигузов Ю.В., Логвиненко Ю.С. Методика разделения результирующей кривой температурной зависимости внутреннего трения в случае наложения нескольких ^^релаксационных процессов. Заводская лаборатория, 1974, №6, с. 729-733. .

94. Wepner W., Yleihzeitige W. Ermittlung kleizner Kohlenstoff und Stickstoffgehalte im aEisen durch Doimpfungsmesser. Arhiv Eisenhuttenwesen. 1956,27, 7, pp. 449-455.

95. Хефт Г. Измерение внутреннего трения. Сборник «Испытания металлов», под редакцией К. Нитцше, пер. с нем. М.: Металлургия, 1967, с. 314-329.

96. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1970,376с.

97. Люпис К. Химическая термодинамика материалов. М., Металлургия, 1989, 503 с.

98. Тихонов А.К., Горин А.Д. «Развитие производства проката для изготовления кузовов современных автомобилей ВАЗ». Кузнечно-штамповое производство. №1,2003, с.15-18.

99. Сарычев А.Ф., Родионова И.Г., Горин А.Д. и др. «Опыт производства в ОАО «ММК» горячеоцинкованного проката с ВН-эффектом». Сталь. № 12,2004, с. 90-92.

100. Логинов В.В., Горин А.Д., Левенков В.В. и др. «Совершенствование производства автомобильного листа с электроцинковым покрытием». Сталь. № 7,2004, с. 86-88.

101. Шахпазов Е.Х., Родионова И.Г., Горин А.Д. и др. «Возможности повышения класса прочности сверхнизкоуглеродистых сталей с ВН-эффектом», Металлург, 2006, с. 6770.

102. Standard ASTM G 44-75, Alternate Immersion Stress corrosion Testing in 3,5% Sodium chloride solution

103. Родионова И.Г., Глйнер Р.Е., Горин А.Д. и др. «Повышение стойкости против атмосферной коррозии автолистовых сталей путем оптимизации их химического состава и технологических параметров производства», Металлург, 2005, №8, с. 46-52.

104. Шахпазов Е.Х., Родионова И.Г., Горин А.Д. и др. «Повышение коррозионной стойкости углеродистых и низколегированных сталей для автомобилестроения путем оптимизации металлургической технологии», Металлург, 2006, №2, с. 45-48;