автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Повышение свойств холоднокатаных высокопрочных низколегированных сталей путем управления структурообразованием при рекристаллизационном отжиге в колпаковых печах

На правах рукописи

ЧИРКИНА ИРИНА НИКОЛАЕВНА

ПОВЫШЕНИЕ СВОЙСТВ ХОЛОДНОКАТАНЫХ ВЫСОКОПРОЧНЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ПУТЕМ УПРАВЛЕНИЯ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕМ ПРИ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИОННОМ ОТЖИГЕ В КОЛПАКОВЫХ ПЕЧАХ

Специальность 05.16.01 - «Металловедение и термическая

обработка металлов и сплавов»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

1 6 нюн 2011

Москва - 2011

4850788

Работа выполнена в Центре физической химии, материаловедения, биметаллов и специальных видов коррозии ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина».

Научный руководитель:

■ д-р техн. наук, ст. науч. сотруд. Родионова Ирина Гавриловна

Научный консультант:

■ д-р техн. наук, проф., Шахпазов Евгений Христофорович

Официальные оппоненты: - д-р техн. наук, проф.,

Крапошин Валентин Сидорович

- канд. техн.наук Мороз Анатолий Терентьевич

Ведущая организация: - Московский автомобильно-дорожный

государственный технический университет (МАДИ)

Защита диссертации состоится «28» июня 2011 г. в 15 ч на заседании диссертационного совета Д 217.035.01 ФГУП ЦНИИчермет им. И.П. Бардина по адресу: 105005, г. Москва, 2-я Бауманская, д.9/23.

С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке и на сайте ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина»: www.chermet.net.

Автореферат разослан 27 мая 2011 г.

Ученый секретарь диссертационногосовета, доктор технических наук,

старший научный сотрудник Н.М. Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Прогресс мирового автомобилестроения ставит перед разработчиками автомобильной стали задачи уменьшения массы автомобиля, снижения затрат на его производство, повышения степени безопасности при эксплуатации транспортного средства. Эти задачи решаются путем освоения производства высокопрочной автолистовой стали новых классов, типов и марок. В настоящее время наблюдается быстрый рост производства и потребления холоднокатаных высокопрочных сталей с пределом текучести 380-420 МПа и более, в первую очередь, для энергопоглощающих элементов конструкции автомобиля (поперечная балка, лонжероны, некоторые узлы усиления конструкции и т.д.).

Наиболее широкое применение для указанных целей находят низколегированные стали с традиционными механизмами упрочнения (измельчение зерна, дисперсионное твердение и твердорастворное упрочнение), а также перспективные двухфазные и трип-стали, где прочность обеспечивается присутствием упрочняющих фаз - мартенсита, бейнита, остаточного аустенита. Перспективные стали имеют более высокие показатели пластичности, коэффициента деформационного упрочнения, некоторых других характеристик, однако их производство требует специального оборудования. Низколегированные стали можно получать на стандартном сталеплавильном, прокатном и термическом оборудовании, которое имеется на большинстве металлургических предприятий. Поэтому проведение работ, направленных на повышение комплекса свойств, в первую очередь, пластичности, а также стабильности прочностных характеристик холоднокатаных высокопрочных низколегированных сталей с традиционными механизмами упрочнения, является актуальным.

Целью настоящей работы являлось установление закономерностей формирования структуры и свойств холоднокатаного проката из высокопрочных низколегированных сталей, разработка химического состава и технологических решений для получения проката с пределом текучести до 380- 420 МПа и более, с показателями пластичности и стабильности прочностных характеристик, превосходящими существующие аналоги.

В работе решались следующие задачи:

1. Исследование влияния химического состава, технологических параметров горячей и холодной прокатки, рекристаллизационного отжига в колпаковых печах на структуру и свойства холоднокатаного проката.

2. Разработка металловедческих подходов к управлению типом, количеством и морфологией выделений избыточных фаз (карбонитридов микролегирующих элементов, сульфида марганца, комплексных выделений

цементита на выделениях других избыточных фаз и др.), формированием структуры и свойств применительно к технологическим возможностям ОАО «Северсталь».

3. Разработка рекомендаций по оптимальному химическому составу и параметрам сквозной технологии. Выпуск опытных и промышленных партий проката с пределом текучести 380-420 МПа и более с обеспечением высоких показателей пластичности и стабильности прочностных характеристик (диапазона значений для каждого класса прочности).

Научная новизна. В результате проведенных исследований получены следующие новые результаты:

1. Установлены принципиальные различия условий упрочнения путем измельчения зерна и дисперсионного твердения для холоднокатаного и для горячекатаного проката из низколегированной стали. Для холоднокатаного проката на стадии горячей прокатки наиболее важной задачей является не достижение эффективного измельчения зеренной структуры и дисперсионного твердения, а получение необходимых показателей количества и морфологии частиц избыточных фаз, которые вместе с режимами холодной прокатки и отжига определяют структуру и свойства холоднокатаного проката. В отличие от горячекатаного проката, к основным типам частиц, определяющим свойства холоднокатаного проката, помимо карбо-нитридов микролегирующих элементов (титана, ниобия и ванадия) относятся сульфид марганца, а также выделения цементита.

2. Показано, что размер зерна в холоднокатаном прокате определяется общим количеством частиц со средним размером 0,1-0,3 мкм, которые являются центрами зарождения новых зерен при рекристаллизационном отжиге. К основным типам таких частиц относятся карбонитрид ниобия, содержание которого помимо химического состава, зависит от температурных параметров горячей прокатки, а также сульфид марганца, содержание которого определяется содержанием серы. Суммарное содержание указанных частиц не менее 0,05 % (вес.) достаточно для получения в холоднокатаном прокате размера зерна не более 5-7 мкм.

3. Показано, что параметром, определяющим степень развития дисперсионного твердения при выделении наноразмерных (в среднем 10 нм) частиц карбонитрида ниобия в процессе охлаждения смотанного рулона, является температура конца прокатки: ее увеличение от 820 до 860-880 "С приводит, при соблюдении определенных условий, в частности, при температурах смотки более 560 °С, к повышению предела текучести и прочности, в среднем, на 10-15 МПа, что связано с повышением степени пересыщения твердого раствора перед смоткой.

4. Установлен дополнительный механизм упрочнения холоднокатаного проката из низколегированных сталей путем формирования упрочняющей

фазы - комплексных частиц размерами 0,5-1 мкм, образующихся при осаждении цементита на частицах других избыточных фаз со средним размером 0,1-0,3 мкм, в частности, на частицах сульфида марганца. Реализация данного механизма путем регламентации содержания серы в интервале 0,0100,015 % и использования замедленного охлаждения после отжига позволяет получить требуемый уровень прочности проката с пределом текучести 320-340 МПа при низком содержании ниобия (не более 0,020-0,030 %).

5. Показана возможность повышения комплекса свойств холоднокатаного проката с пределом текучести 380-420 МПа путем формирования в процессе замедленного охлаждения после отжига при температурах выше 570-580 °С комплексных выделений размерами до 50 нм, образующихся при осаждении цементита на наноразмерных (10 нм) частицах кар-бонитрида ниобия, вызывающих дисперсионное твердение. Укрупнение исходных частиц приводит к незначительному снижению прочности, но существенно повышает пластичность.

Практическая значимость работы состоит в следующем:

1. Разработаны технологические рекомендации по оптимальным системам легирования и технологическим параметрам производства высокопрочного холоднокатаного проката из низколегированных сталей разных классов прочности, в том числе с пределом текучести не менее 380-420 МПа, с показателями пластичности и стабильности прочностных характеристик выше, чем у существующих аналогов.

2. Рекомендации работы использованы при выпуске на ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и промышленных партий проката, в том числе, из стали НС380ЬА, в объеме более 3800 т. Экономический эффект составил 17,3 млн. руб.

На защиту выносятся следующие положения:

♦ Способы управления структурой и свойствами холоднокатаных высокопрочных низколегированных сталей, получаемых при использовании рекристаллизационного отжига в колпаковых печах, в том числе путем формирования выделений избыточных фаз оптимальной морфологии на разных этапах технологии.

♦ Обоснование оптимальных систем легирования, температурных режимов прокатки и смотки горячекатаного подката, холодной прокатки и рекристаллизационного отжига в колпаковых печах холоднокатаного проката, в том числе, с пределом текучести 380-420 МПа и более для обеспечения оптимального вклада в упрочнение механизмов измельчения зерна и дисперсионного твердения.

♦ Обоснование оптимальных параметров сквозной технологии для формирования комплексных частиц благоприятной морфологии, образую-

щихся при осаждении цементита на выделениях избыточных фаз и обеспечивающих сочетание наиболее высокой прочности и пластичности.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на школе-семинаре «Нанотехнологии производству 2009», МИСиС, г. Москва, 21-26 сентября 2009 г., II Конференции молодых специалистов «Перспективы развития металлургических технологий», ГНЦ РФ ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина», г. Москва, 8-9 декабря 2010 г., III научно-технической конференции по термической обработке «Новые стали для машиностроения и их термическая обработка», г. Тольятти, 13-15 апреля 2011 г.

Публикации. Основное содержание работы опубликовано в 8 статьях, из них 2 статьи в журнале из перечня ВАК.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы. Работа изложена на 130 страницах машинописного текста, содержит 47 рисунков, 32 таблицы. Список использованной литературы включает 90 наименований отечественных и зарубежных авторов.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

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

Глава 1. Аналитический обзор литературы

В первой главе представлен аналитический обзор литературы по различным аспектам производства и потребления высокопрочных низколегированных сталей для автомобилестроения. Рассмотрено их место среди других высокопрочных сталей, области применения, механизмы упрочнения, принципы выбора систем легирования и технологических параметров производства, преимущества и недостатки, а также основные направления повышения комплекса свойств. Обсуждены возможности управления формированием структуры и свойств на всех этапах технологии. Указаны области нерешенных вопросов, в частности, возможностей повышения пластичности, а также стабильности прочностных характеристик, и сформулированы задачи настоящего исследования.

Глава 2 Материал и методики исследования

Основной объем исследований выполнен на металле опытно-промышленных партий высокопрочной низколегированной стали 27 плавок, химический состав которых приведен в табл.1. Выплавка осуществлялась в

350-т конвертере КП ЧерМК ОАО «Северсталь» с последующей ковшовой обработкой и непрерывной разливкой в слябы толщиной 250 мм. Слябы прокатывали на полосы заданного размера на непрерывном широкополосном стане «2000». Холодная прокатка осуществлялась со степенью обжатия 50-70 % на 5-ти клетевом непрерывном стане бесконечной прокатки. Опробовали различные режимы рекристаллизационного отжига в колпа-ковых печах с водородной защитной атмосферой при температурах от 610 до 670 °С, а также дрессировку с различными степенями обжатия (от 0,8 до 2,0 %). Регистрировали температуру нагрева под прокатку, температуру на-

Таблица 1. Химический состав исследованных плавок

№№ плавки Массовая доля элементов, %

С 51 Мп Р в Сг № Си А1 N № И Мо V

1 0,080 0,01 0,51 0,009 0,007 0,02 0,02 0,04 0,04 0,007 0,026 0,013 0,002 0,003

2 0,070 0,21 0,60 0,013 0,018 0,03 0,03 0,06 0,06 0,005 0,028 0,019 0,002 0,004

3 0,080 0,13 0,59 0,011 0,012 0,03 0,03 0,05 0,04 0,006 0,025 0,003 0,004 0,003

4 0,070 0,14 0,61 0,011 0,009 0,05 0,04 0,07 0,04 0,006 0,027 0,003 0,003

5 0,080 0,15 0,55 0,01 0,013 0,03 0,03 0,05 0,04 0,007 0,025 0,003 0,003

6 0,070 0,21 0,60 0,013 0,018 0,03 0,03 0,06 0,06 0,005 0,028 0,003 0,004

7 0,070 0,13 0,66 0,011 0,014 0,03 0,03 0,05 0,04 0,004 0,025 0,003 0,003

8 0,062 0,19 0,84 0,009 0,009 0,03 0,03 0,06 0,03 0,007 0,038 0,003 0,004 0,002

9 0,076 0,20 0,86 0,008 0,014 0,03 0,03 0,06 0,03 0,008 0,039 0,003 0,003 0,002

10 0,071 0,17 0,85 0,010 0,011 0,04 0,03 0,03 0,03 0,006 0,038 0,003 0,003 0,002

11 0,067 0,18 0,80 0,009 0,009 0,03 0,03 0,07 0,04 0,006 0,037 0,002 0,003 0,002

12 0,075 0,19 0,85 0,011 0,005 0,02 0,02 0,03 0,03 0,007 0,043 0,003 0,002 0,002

13 0,070 0,21 0,83 0,010 0,005 0,02 0,01 0,03 0,04 0,007 0,039 0,002 0,002 0,002

14 0,080 0,21 0,87 0,010 0,009 0,04 0,03 0,06 0,03 0,006 0,042 0,003 0,004 0,003

15 0,071 0,20 0,83 0,012 0,005 0,02 0,02 0,03 0,03 0,005 0,045 0,004 0,002 0,003

16 0,072 0,18 0,82 0,009 0,007 0,04 0,04 0,08 0,03 0,006 0,043 0,002 0,004 0,003

17 0,064 0,17 0,83 0,011 0,010 0,03 0,03 0,06 0,03 0,006 0,043 0,003 0,003 0,003

18 0,064 0,20 0,85 0,008 0,006 0,02 0,02 0,05 0,03 0,008 0,046 0,003 0,005 0,003

19 0,066 0,18 0,85 0,008 0,009 0,04 0,03 0,07 0,04 0,006 0,041 0,003 0,003 0,002

20 0,060 0,19 0,83 0,009 0,010 0,02 0,02 0,06 0,03 0,006 0,046 0,003 0,003 0,002

21 0,070 0,21 0,83 0,010 0,005 0,02 0,01 0,03 0,04 0,007 0,039 0,002 0,002 0,002

22 0,075 0,18 0,85 0,009 0,009 0,04 0,03 0,08 0,05 0,006 0,041 0,004 0,003 0,002

23 0,070 0,23 0,85 0,009 0,009 0,03 0,03 0,07 0,04 0,007 0,042 0,003 0,003 0,002

24 0,070 0,20 0,90 0,008 0,009 0,03 0,03 0,07 0,03 0,007 0,042 0,003 0,004 0,003

25 0,057 0,20 0,83 0,012 0,010 0,03 0,03 0,08 0,03 0,008 0,049 0,003 0,003 0,003

26 0,064 0,20 0,85 0,015 0,008 0,04 0,04 0,07 0,03 0,007 0,045 0,003 0,005 0,002

27 0,063 0,17 0,85 0,008 0,014 0,03 0,03 0,06 0,04 0,006 0,042 0,002 0,002 0,002

чала прокатки в чистовой группе клетей (перед шестой клетью - 7*6), температуру конца прокатки, температуру смотки, температурно-временные параметры колпакового отжига, степень обжатия при дрессировке.

Из параметров рекристаллизационного отжига в колпаковых печах (один из наиболее типичных режимов приведен на рис. 1) наибольшее влияние на свойства оказали температура окончания первой стадии нагрева (или начала второй высокотемпературной стадии нагрева TJ, продолжительность первой (низкотемпературной) и второй (высокотемпературной) стадии нагрева Tj и т2, соответственно, максимальная температура отжига Гтах и продолжительность выдержки при этой температуре ттах, а также фактическая температура металла по окончании замедленного охлаждения после отжига Т (когда металл еще выдерживали под колпаком, но без подачи газа) и продолжительность этого замедленного охлаждения тор.

По мере проведения работы значения основных технологических параметров корректировались и приведены в соответствующих разделах.

Термодинамический анализ температурно-концентрационных областей существования фаз в сталях проводили с использованием усовершенствованной версии термодинамической компьютерной модели фазового состава сталей, разработанной в ЦНИИчермет им. И.П. Бардина. При заданных концентрациях компонентов и температуре определяли, какие из возможных фаз находятся в равновесии, рассчитывали их количество (мольную долю) и химический состав. В интервале температур 1300-600 °С анализировали возможность существования и количество аустенита, феррита, цементита, карбонитридов, содержащих Nb, V и Ti, AIN, MnS при условии, что в состав стали входят Mn, Si, Al, Nb, Ti, V, С и N. Содержанием остальных элементов пренебрегали. Для удобства анализа мольные доли фаз пересчитывали в их содержание, выраженное в массовых процентах.

1 оо- 10 "С 30-570 °С

Г, =500-53 / о^и—■

/

/

/

/

/ II Tirni тог

О 5 10 15 20 25 30 35 40

Время, ч

Рис. 1. Режим рекристаллизационного отжига в колпаковых печах

Микроструктуру выявляли 4%-ным раствором азотной кислоты в этиловом спирте и исследовали на микроскопе NEOPHOT-21. Величину зерна определяли сравнением с эталонными шкалами, а также методом секущих (ГОСТ 5639).

Частицы включений исследовали на фольгах на просвет на аналитическом просвечивающем электронном микроскопе JEM200CX (JEOL, Япония) в комплекте со сканирующей приставкой EM-ASID3D2 и приставкой для энергодисперсионного микрорентгеноспектрального анализа LINK SYSTEMS SERIESII при рабочем увеличении от 15000 до 30000, ускоряющем напряжении 120 кВ и разрешении ~ 1 нм. Тип включений определяли методом электронной микродифракции и по темнопольным изображениям. Фольги подготовлены дополнительной полировкой ионами аргона при ускоряющем напряжении до 5 кВ на установке IE-20 (IECO).

Для исследования частиц избыточных фаз также использовали растровый электронный микроскоп JEOL JSM-6610 LV, имеющий пространственное разрешение 3 нм, ускоряющее напряжение от 0,3 до 30 кВ, диапазон увеличений от х 5 до хЗОО 000, максимальный размер образца: диаметр до 200 мм, высота до 80 мм.

Содержание элементов внедрения [С] и [N] в феррите оценивали по температурной зависимости внутреннего трения при частоте 4-8 с-1 крутильного релаксатора по схеме обратного маятника. Для вычитания фона и разделения углеродного и азотного пиков Сноека применяли программу на основе методики Вепнера. Результаты статистической обработки данных показали, что стандартное отклонение содержания элементов внедрения составляет приблизительно 0,8-1,2 ррт (0,00008-0,00012 %).

Испытания на растяжение с определением ад2 (сгт), <тв, 54 по ГОСТ 11701 проводили на испытательной машине INSTRON-1185. Скорость растяжения составляла 20 мм/мин, скорость деформирования я10~3 с1. Относительная погрешность измерений усилий - 0,5 %.

Глава 3 Влияние химического состава и технологических параметров производства на формирование структуры и свойств холоднокатаного проката из низколегированных сталей с пределом текучести 320-340 МПа

В главе 3 приведены результаты исследования влияния химического состава и технологических параметров производства на формирование структуры и свойств холоднокатаного проката из низколегированных сталей с пределом текучести 320-340 МПа. При выборе систем легирования учитывали необходимость обеспечения определенного уровня твердора-створного упрочнения за счет легирования марганцем и кремнием, а также упрочнения измельчением зерна и дисперсионным твердением путем

выбора оптимального содержания микролегирующих элементов, образующих карбонитридные фазы (ниобия и/или ванадия и/или титана).

Учитывая, что мировые производители используют для указанных целей разные системы легирования, первоначально возможность получения свойств в соответствии с требованиями к холоднокатаному прокату из сталей марок Н320ЬА по ЕЫ 10268 исследовали на образцах холоднокатаного проката размером 1,0-2,5x1000-1500 мм из стали трех вариантов легирования (см.плавки №№ 1-3 табл. 1): плавка №1 - Мп+КГЬ+Тл, плавка №2-51+Мп+ЫЬ+Т1, плавка № 3 - 51+Мп+№>. Химический состав плавки №1 был выбран как базовый, наиболее экономичный, предусматривающий легирование только марганцем в количестве 0,51 % для твердорастворного упрочнения и микролегирование ниобием (0,026 %) и небольшим количеством титана (0,013 %). Сталь плавок № 2 и № 3 была дополнительно легирована кремнием (0,13-0,21 %) и большим количеством марганца (0,59-0,60 96). При этом для стали плавки № 3 не было предусмотрено микролегирование титаном. Температура конца прокатки составляла 845±15 "С, температура смотки 550+20 "С. Опробовали отжиг при температурах от 610 до 670 °С, дрессировку со средней степенью обжатия 1,2-1,5 %.

По результатам выпуска опытных партий и лабораторного моделирования установлено, что что прокат из стали плавки №1 имел от = 293 МПа (вместо требуемого значения 320 МПа) из-за недостаточного вклада твердорастворного упрочнения. Требуемый уровень свойств обеспечивается на прокате из стали плавок №№2 и 3 после отжига при температурах 640670 "С.

Для дальнейшего опробования был выбран химический состав, соответствующий плавке №3 (см. табл. 1), более экономичный, чем состав плавки № 2. При этом было предложено отжиг в колпаковых печах проводить при температуре 640 "С в течение 14 ч.

Тем не менее, при производстве проката из такой стали для некоторых партий наблюдались значительные отклонения механических свойств по пределу текучести и относительному удлинению, которые удалось ликвидировать только при повторном отжиге и/или дрессировке. В табл. 1 приведен химический состав проката 3-х плавок с существенно различающимся уровнем свойств при первичных испытаниях (плавки №№4-6), в табл. 2 -механические свойства.

Причиной получения свойств проката различного уровня при примерно одинаковом вкладе твердорастворного упрочнения может быть разный вклад упрочнения путем измельчения зерна и дисперсионного твердения.

По результатам термодинамического анализа, представленным на рис. 2. видно, что основным типом частиц, в состав которых входят микролегирующие элементы, является карбонитрид ниобия. Карбонитрид ниобия полностью растворяется в стали при нагреве под прокатку (1200 °С) и

Таблица 2. Механические свойства исследованных плавок

Условный номер плавки Механические свойства

Oj МПа <тв, МПа 64, %

4 203 307 44

5 320 444 29

6 490 589 17

а а-к/ ?

---^

{C.N) ^^s. vv TiN

■7—1—j I-j-г

выделяется в процессе горячей прокатки в виде частиц со средними размерами 0,1-0,3 мкм (см. ниже), приводя к измельчению зерна в горячекатаном подкате (из-за подавления рекри-сталлизационных процессов), а также в холоднокатаном прокате после отжига (так как частицы указанных размеров являются центрами зарождения новых зерен при рекристалли-зационном отжиге). Учитывая, что в условиях быстрого охлаждения металла равновесное состояние не достигается, мольная доля карбонитрида ниобия, который выделяется в процессе горячей прокатки, меньше, чем следует из рис. 2. Остальная часть карбонитрида ниобия может выделяться в виде более дисперсных (наноразмерных) частиц в процессе охлаждения смотанного рулона и/или при отжиге, вызывая дисперсионное твердение.

Содержание и условия образования карбонитрида близки для рассматриваемых плавок. Следовательно, причины получения различных свойств не связаны с выделением частиц, содержащих микролегирующие элементы. Из рис. 2 видно, что сталь указанных плавок (№N8 4-6)имеет разное содержание сульфида марганца (из-за разного содержания серы) - от 0,025 % до 0,050 96, которое в среднем превышает содержание карбонитрида ниобия, который может выделиться при горячей прокатке. Было выдвинуто предположение, что увеличение количества сульфида марганца вызывает такое же измельчение зерна, как и карбонитрид ниобия, выделяющийся при горячей прокатке в виде частиц, имеющих близкие размеры - в среднем 0,1-0,3 мкм. Т.е. все частицы указанных размеров являются центрами зарождения новых зерен при рекристаллизационном отжиге холоднокатаного проката. В табл. 3 приведены результаты исследования микроструктуры, а также содержание сульфида марганца. Микроструктура представлена на рис. 3 (я-г).

¿00 500 6 00 700 600 900 1Й00 1100 1200 1300 Температура. еС

Рис. 2 .Рассчитанные области термодинамической стабильности выделений избыточных фаз

Таблица 3. Расчетные значения содержания сульфида марганца и результаты исследования микроструктуры

Условный номер плавки MnS, % S,% d , мкм прод.' dnonep, мкм d , мкм сред«/ d / d прод. попер.

4 0,025 0,009 19 11,5 15,3 1,65

5 0,036 0,013 8,0 5,5 6,8 1,45

6 0,050 0,018 5,8 3,4 4,6 1,71

i.. .....

___•__

—- s —г~

; * " *.....

......'

V~- * «.....; -тщ

Ф ■ • « / - 5V ^гШШ, ■ -f

■■■ " „*:*»s "

(ÉilIlllPI

ЯК _ _____

IBSШ

.y .

Рис.3. Микроструктура опытных образцов металла исследованных плавок стали марки Н320ЬА (х 1000): а - плавка №4, б - плавка №5, в - плавка №6

Из представленных данных и рис. 4 видно, что размер зерна в холоднокатаном прокате определяется содержанием сульфида марганца.

Наиболее крупное зерно (15 мкм) имеет металл плавки №4. При этом в исследованном образце при оптических увеличениях зафиксированы це-ментитные выделения в виде отдельных включений глобулярной формы, располагающихся как по границам, так и внутри зерен. Электронноми-кроскопическое исследование после термообработки при 600 °С в течение 30 мин (для растворения цементита) выявило присутствие в стали частиц сульфида марганца округлой формы (см. рис. 5), распределение которых соответствовало распределению цементигных выделений в образцах до растворяющей термообработки. Это дало основание предположить, что для металла рассматриваемых плавок основной тип частиц, на которых выделялся цементит, это частицы сульфида марганца. Если таких частиц мало, то и количество це-ментитных выделений было невелико, а их размеры достаточно большими.

18 |ia

S 14

ь

s 10

о. ® 8 а.

I 6

4

>5 S

I 2 S 0

0,02 0,025 0,03 0,035 0,04 0,045 0,05 0,055 Содержание MnS, %

Рис. 4. Зависимость размера зерна от содержания MnS

Рис. 5. Частицы сульфида марганца в образце холоднокатаного проката

плавки №4

Сталь плавки № 5, для которой получен требуемый уровень свойств, характеризуется меньшим (более чем в два раза по сравнению с плавкой № 4), размером зерна и большим количеством дисперсных цементитных выделений, имеющих преимущественно глобулярную форму. Это хорошо согласуется с более высоким содержанием серы в металле данной плавки, соответственно, с большим количеством сульфида марганца, содержание которого для плавки №4 составляет 0,025 96, для плавки №5 - 0,036 %. Учитывая, что средний размер зерна для этих плавок составляет, соответственно, около 15 и около 7 мкм, можно принять, что увеличение содержания частиц со средними размерами 0,1-0,3 мкм, присутствующих в подкате после окончания горячей прокатки и последующего охлаждения, на 0,010-0,011 % приводит к уменьшению среднего размера зерна примерно на 7-8 мкм (степень измельчения зерна - около 50 %). При этом предел текучести возрастает примерно в 1,6 раза, что хорошо коррелирует с его изменением при указанном уменьшении размера зерна в соответствии с законом Холла-Петча. Таким образом, основным структурным фактором, определяющим предел текучести плавок № 4 и № 5, является размер ферритного зерна после рекри-сталлизационного отжига.

Металл плавки № 6 с наибольшим содержанием серы имеет самое мелкое зерно. Кроме того, в стали присутствуют многочисленные комплексные выделения цементита на частицах сульфида марганца. Данную структуру можно охарактеризовать как двухфазную ферритно-цементитную с большим количеством комплексных выделений цементита на частицах сульфида марганца со средним размером 0,5-1 мкм.

С уменьшением среднего размера зерна от ~ 15 мкм до ~ 5 мкм величина предела текучести возрастает с 203 до 490 МПа (см. рис. 6). В то же время, при достаточно близком размере зерна для плавок №№5 и 6 (4,6 и 6,8 мкм), значения предела текучести существенно различаются. Это может быть

связано с различным количеством комплексных выделений цементита на частицах сульфида марганца. Для плавок №5 и №6 повышение содержания сульфида марганца от 0,036 до 0,050 % приводит к уменьшению среднего размера зерна с 6,8 до 4,6 мкм (степень измельчения зерна 32 %). Таким образом, с увеличением содержания серы степень измельчения зерна снижается, но увеличивается количество комплексных выделений цементита на частицах сульфида марганца, что приводит к существенному повышению прочности, но снижает пластичность. Из рис. 7 видно, что наиболее выраженная корреляция наблюдается между пределом текучести и количеством сульфида марганца. В связи с этим, образование комплексных выделений цементита на частицах других избыточных фаз можно рассматривать, как дополнительный механизм упрочнения холоднокатаного проката из низколегированных сталей.

Рис. 6. Влияние среднего размера зерна Рис. 7. Зависимость предела текучести феррита на предел текучести стали металла от содержания МпБ

Таким образом, присутствие в стали частиц сульфида марганца приводит к измельчению зерна в холоднокатаном прокате, а также к увеличению количества комплексных выделений цементита, осаждающегося на частицах сульфида марганца. Для получения стабильного комплекса свойств необходимо регламентировать содержание в металле серы диапазоном 0,010-0,015 %. При более низком или более высоком содержании серы для обеспечения такого же уровня прочности потребуется, соответственно, большее или меньшее количество частиц карбонитрида ниобия. Значит, управляя количеством сульфида марганца, можно обеспечивать требуемый уровень прочности при более низком содержании ниобия в стали.

Глава 4. Формирование частиц избыточных фаз, структуры и свойств холоднокатаного проката из стали с пределом текучести не менее 380 МПа

В главе 4 рассмотрены особенности формирования структуры и свойств проката с пределом текучести не менее 380 МПа, даны рекомендации по химическому составу и технологическим параметрам, обеспечивающие наиболее высокое сочетание прочности и пластичности. Вклад твердораствор-ного упрочнения повышали путем увеличения содержания марганца до 0,80-0,95 %, вклад упрочнения путем измельчения зерна и дисперсионного твердения - с помощью увеличения содержания ниобия до 0,035-0,050 %.

Фактический химический состав стали шести исследованных плавок приведен в табл. 1 (плавки №N8 8-13).

Показано, что равновесные доли карбонитрида ниобия, в среднем, в 1,5 раза больше, чем для стали с пределом текучести 320 МПа, что составляет около 0,04 %. Кроме того, содержание карбонитрида ниобия, выделившегося при горячей прокатке, сопоставимо с содержанием сульфида марганца. То есть, для рассматриваемыз сталей и те, и другие частицы вносят существенный вклад в измельчение зерна. Оценки показали, что суммарное содержание частиц, влияющих на измельчение зерна, будет не менее 0,05 % (вес.).

Значения технологических параметров (средние, минимальные и максимальные) для металла исследованных плавок приведены в табл. 4; механические свойства и требования ЕЫ10268-06 - в табл. 5.

Анализ полученных результатов показал, что повышение температуры конца прокатки от 820 до 860-880 °С приводит к повышению прочностных характеристик в среднем на 10-15 МПа, что объясняется большим развитием процессов дисперсионного твердения из-за увеличения степени пересыщения твердого раствора примесями внедрения перед смоткой. Поэтому для последующих партий температура конца прокатки составляла 850-890 °С.

Анализ показал, что оптимальное значение степени обжатия при дрессировке, обеспечивающее устранение площадки текучести и не приводящее к снижению пластичности составляет 1,2-1,4 %.

Таблица 4. Фактические температурные режимы горячей прокатки и отжига плавок №№8-13

т, Т , кп Т , см' т1- г,- Г2' Т т , шах' Т , шах' факт Масса Е ,

"С "С °с ч "С ч "С Ч "С ч ■с ч садки, т %

мин. 971 824 541 10 450 15 600 2 600 0 540 26 12,42 1,2

макс. 1024 884 559 14,5 540 23,5 620 9 620 20,5 620 36,5 77,9 1,8

ср. 1002 868 552 11,8 511 20 608 5,3 608 2,9 596 32 61,19 1,4

Для уточнения оптимальных технологических параметров был проведен статистический анализ их влияния на свойства при ограничении степени обжатия при дрессировке (не более 1,4 %).

Результаты определения парных коэффициентов корреляции свойств с параметрами, оказавшими наибольшее влияние на свойства, приведены в табл. 6.

Видно, что к повышению прочности и снижению пластичности приводит увеличение температуры смотки (для рассматриваемых партий - от 545 до 565 °С), что связано с развитием процессов дисперсионного твердения из-за большей диффузионной подвижности атомов. Существенное влияние на рост прочностных характеристик оказывает повышение содержания серы, что свидетельствует о целесообразности его регламентации и для сталей рассматриваемого класса прочности.

Из параметров колпакового отжига наиболее сильное влияние на снижение прочности и повышение относительного удлинения оказали следующие параметры: Т1 - температура металла по окончании первой (или в начале второй, высокотемпературной стадии нагрева, продолжительность которой наибольшая и составляет в среднем 20 ч) (см. рис. 8); Гти и т - максимальная температура отжига и продолжительность выдержки при этой температуре; тог -время замедленного охлаждения после отжига (под колпаком без подачи газа).

Можно предположить, что на высокотемпературной стадии нагрева и в процессе выдержки при максимальной температуре происходит растворение цементита, образовавшегося в процессе охлаждения смотанного рулона, и довыделение карбонитрида ниобия на его частицах, присутствующих в прокате до начала отжига (рис. 9), что приводит к их укрупнению, снижению прочности и повышению пластичности. Для выбранных химического состава и технологической схемы желательно обеспечивать значение Г, не менее 500 °С, Т = 600-610 "С, т на уровне 5-6 ч.

1 шах шах ' г

Положительное влияние на пластичность замедленного охлаждения после отжига в течение 3-4 ч (рис. 10) связано с осаждением цементита на

Таблица 5. Результаты испытаний образцов плавок №№8-13

ст^МПа ав, МПа б4, %

мин. 395 485 19

макс. 472,5 560 26,5

ср. 425 516 22,5

ЕЫ10268-06 380-480 440-560 >19

Таблица 6. Парные коэффициен ты корреляции, е < 1,4 %

Параметр процесса ат ав

Г ,°С см' 0,78 0,75 -0,25

г/с 0,10 0,06 -0,29

г,, "С -0,47 -0,51 0,29

т2,ч -0,21 -одо 0,23

т ,ч гпах' -0,40 -0,35 0,39

Тог<4 -0,02 0,09 0,41

г ,°с шах' -0,10 -0,23 -0,13

0,51 0,52 -0,38

Рис.9. Режим сканирования Рис. 10. Влияние времени охлаждения

^-содержащих частиц в образце под колпаком без подачи газа на

холоднокатаного проката величину относительного удлинения

мелкодисперсных частицах карбонитрида ниобия (рис. 11), что несколько укрупняет их (в среднем от 10 до 50 нм) и тем самым уменьшает их охруп-чивающее влияние при незначительном снижении прочности.

Микроструктура холоднокатаных отожженных образцов представляет собой феррито-цементитную смесь, номер зерна феррита колеблется от 12 до 14 (средний размер 4-7 мкм).

Дополнительно микроструктура горячекатаного подката и холоднокатаного проката была исследована на растровом электронном микроскопе ЩОЬ 15М-6610 ЬУ. Результаты исследования представлены на рис. 12 и 13.

Видно, что основным отличием структуры холоднокатаного проката от горячекатаного подката является присутствие как на границах, так и в теле ферритного зерна глобулярных выделений цементита двух размерных

Рис. 8. Влияние фактической температуры по металлу по окончании первой стадии нагрева на предел текучести (а) и предел прочности (б)

Рис. 13. Структура холоднокатаного проката

групп: группа 1 - частицы размерами 0,5-1 мкм (комплексные выделения цементита на субмикронных частицах сульфида марганца или карбонитрида ниобия с исходными размерами 0,1-0,3 мкм) и группа 2 - частицы со средним размером 50 нм (комплексные выделения цементита на наноразмерных частицах карбонитрида ниобия со средним исходным размером 10 нм). Вторая группа частиц практически не выявлялась в прокате более низких классов прочности

Рис. 12. Структура горячекатаного подката

Рис. 11. Цементитные частицы в образце холоднокатаного проката металла плавки №8

1См«т

из сталей с меньшим содержанием ниобия. Вероятно, количество нано-размерных выделений карбонитрида ниобия для рассматриваемого класса прочности существенно больше. Поэтому, чтобы снизить их охрупчива-ющее влияние, необходимо формирование на них комплексных выделений цементита, что достигается использованием замедленного охлаждения после отжига. При этом прочность снижается незначительно, но существенно возрастает пластичность.

В соответствии с проведенным анализом, для обеспечения наиболее высокого и стабильного комплекса свойств стали НС380ЬА в соответствии с ЕЫ10268-06 было рекомендовано обеспечить химический состав согласно табл. 7 при соблюдении следующих технологических параметров горячей прокатки и колпакового отжига:

- температура конца прокатки 870 ± 15 "С;

- температура смотки 560 ± 20 "С;

- температура раската перед чистовой группой клетей Т6 < 990 "С;

- температура металла по окончании первой стадии нагрева при отжиге Т1>500°С;

- максимальная температура выдержки при отжиге Ттх = 600-610 "С;

- время выдержки при максимальной температуре 5-6 ч;

- время выдержки под колпаком без подачи газа 3-4 ч;

- дрессировка с деформацией 1,2-1,3 %.

Этим условиям из 30 выпущенных партий удовлетворяло 11 общей массой 709 т. Для них среднее значение относительного удлинения составило 24,3 %. Для других партий среднее значение относительного удлинения составило 19,8 %.

Таблица 7. Рекомендованный химический состав стали НС380ЬА

Содержание элементов, мае %.

С Мп Р Б Сг № Си А1 N И № Бп

мин. 0,050 0,15 0,80 0,010 0,015 0,040

макс. 0,080 0,30 0,95 0,015 0,015 0,060 0,060 0,080 0,050 0,009 0,008 0,055 0,015

Глава 5. Разработка рекомендаций по технологии прокатки и рекри-сталлизационного отжига холоднокатаного проката с пределом текучести 380 и 420 МПа

Анализ выпуска последующих партий холоднокатаного проката данной марки стали (14 плавок стали НС380ЬА, химический состав - см. варианты 14-27 табл. 1) позволил уточнить разработанные ранее рекомендации и наметить пути дальнейшего совершенствования технологии с целью ста-

билизации свойств, а также оценки возможности получения из стали того же химического состава проката более высокого класса прочности (с пределом текучести не менее 420 МПа).

Технологические параметры производства и полученные механические свойства приведены в таблице 8.

Таблица 8. Технологические параметры и механические свойства стали НС380ЬА

я С вг я С в' ю* и ** & е Н и О и в В ь" и е Ч В1 н" и о и" и О и 6 ь1 и е ь1 V о И и 0 н1 * 3 0 Н Масса садки, т £ •ъ < и

мин. 391 490 19 49 986 852 548 9 495 16 600 3 600 0 495 26 53,2 1,2

макс. 439 543 26 78 1021 879 565 16 570 25 630 10 630 37,5 615 40 79,88 1,4

ср. 420 517 22 58 1004 865 557 12 533 20 612 6,6 612 8,4 571 33 65,9 1,3

ЕМ 10268 380480 440560 19

Был проведен статистический анализ влияния химического состава и технологических параметров на механические свойства. По результатам определения коэффициентов парной корреляции параметров со свойствами, представленных в таблице 9, показано влияние увеличения содержания элементов замещения в твердом растворе на повышение прочности и снижение пластичности (№, Сг, и, в меньшей степени, Си). К снижению пластичности приводит также увеличение содержания фосфора. Влияния на свойства содержания остальных элементов, в том числе серы, для данного массива плавок не выявлено, что связано с высокой точностью обеспечения заданного химического состава. Так, содержание серы, в основном, находилось в интервале 0,005-0,010 %. Вероятно, данный уровень содержания серы для стали с химическим составом, предложенным для рассматриваемого уровня прочности, является более благоприятным, чем интервал 0,010-0,015 96, рекомендованный для

проката более низких классов прочно- Таблица 9. Парные коэффици-сти. Это связано с тем, что при меньшем енты корреляция между значе-содержании марганца и ниобия пла- ниями механических свойств и стичность находится на высоком уровне, и основной задачей является обеспечение заданного уровня прочности путем измельчения зерна и формирования комплексных выделений цементита на частицах сульфида марганца. Для проката с пределом текучести 380-420 МПа, произведенного по предложен-

химическим составом

вт, МПа ств, МПа в4,%

Р 0,08 0,20 -0,37

Б 0,17 0,05 -0,06

Сг 0,37 0,34 -0,30

N1 0,39 0,31 -0,37

Си 0,25 0,09 -0,17

ным рекомендациям, требуемые прочностные характеристики были обеспечены, и задача состояла в том, чтобы максимально повысить пластичность. В этом случае формирование большого количества комплексных выделений цементита на сульфидах марганца, приводящее к повышению прочности, но несколько снижающее пластичность, не целесообразно. Поэтому и требуется более низкий уровень содержания серы. При этом основной задачей замедленного охлаждения после отжига является укрупнение наноразмерных частиц карбонитрида ниобия при осаждении на них цементита для повышения пластичности. Таким образом, для проката с пределом текучести 380-420 МПа целесообразно регламентировать содержание серы на уровне 0,005-0,010 %.

Некоторые коэффициенты парной корреляции между значениями механических свойств и параметрами технологии, определенные для всех партий оказались формально значимыми, однако общий их уровень невысок, что связано с нестабильностью значений некоторых технологических параметров. Наибольшая нестабильность значений выявилась для параметра тог (время выдержки под колпаком без подачи газа), значение которого изменялось от 0 до 37,5 часов вместо рекомендованных 3-4 часов. Статистический анализ влияния параметров на свойства для партий, где указанное отклонение выражено в меньшей степени, а именно для партий, где параметр тог составил 1-7 часов выявил более значимые корреляции, которые приведены в таблице 10.

Из параметров прокатного передела наибольшее влияние на характеристики прочности и пластичности оказала температура смотки Т . Из рисунка 14 видно, что более высокой пластичности для проката класса прочности 380 можно добиться, поддерживая данный параметр на уровне 540-560 "С. В то же время, при более высоких значениях температуры смотки, можно обеспечить прочностные характеристики на уровне класса 420, что связано с возможностью выделения в горячекатаном подкате мелкодисперсных частиц карбида ниобия, приводящих к дисперсионному твердению.

Из литературных данных и результатов предыдущих исследований следует, что температуры 550-560 °С являются переходными. При охлаждении смотанного рулона в области выше этих температур диффузионная подвижность атомов достаточна для формирования частиц карбонитрида ниобия, а при температурах смотки ниже указанных существенного выделения частиц не происходит.

В связи с этим дальнейший анализ влияния параметров колпаково-го отжига на механические свойства был проведен раздельно для 2-х групп партий: 1 группа - с температурой смотки ниже 560 "С, и 2 группа -с температурой смотки выше 560 °С. В таблице 10 представлены парные коэффициенты корреляции, рассчитанные для всех групп, а также отдельно для каждой группы.

Таблица 10. Парные коэффициенты корреляции для партий с 1 < тог < 7 часов, общие для 2-х групп и отдельно для групп с Г м<560 °С и Тсм> 560°С.

Технологические параметры Все группы Г <560"С СИ Т >560°С СМ

о^МПа б4,% (т,МПа ст^МПа 64,% а, МПа ст., МПа

V с 0,24 -0,35 -0,02 0,17 -0,42 0,51 0,51 -0,12

г/с 0,32 -0,38 0,16 0,25 -0,49 0,36 0,29 0,2

г ,°с см' 0,41 -0,47 0,03 0,18 -0,40 -0,06 0,09 0,17

т,.ч -0,41 0,25 -0,40 -0,46 0,41 -0,14 004 -0,48

Г/с -0,43 0,22 -0,58 -0,57 0,60 -0,14 -0,03 -0,4

Т2'4 -0,21 0,07 -0,59 -0,70 0,49 0,52 0,68 -0,59

V с -0,21 -0,14 -0,30 -0,33 -0,11 -0,15 -0,18 -0Д8

Тта*>4- -0,34 0,09 -0,66 -0,70 0,26 0,23 0,35 -0,21

г ,°с тах -0,21 -0,14 -0,30 -0,33 -0,11 -0,15 -0,18 -0,18

Т .4 от -0,57 0,26 -0,52 -0,50 0,24 -0 86 -0,86 0,33

^О&ц' ^ -0,35 0,16 -0,54 -0,64 0,50 0,3 0,51 -0,68

Масса садки, т -0,11 -0,05 -0,25 -0,37 0,41 0,14 0,37 -0,86

е .% ДР -0,23 0,07 -0,29 -0,11 -0,02 -0,36 -0,58 0,33

е ,% ХОЛОДИ 0,15 0,26 0,24 0,10 0,05 0,24 0,10 0,05

Тси.Х Т„Х

а б

Рис. 14. Зависимость предела текучести (а) и относительного удлинения (б) от

Видно, что некоторые коэффициенты корреляции при увеличении температуры смотки свыше 560 "С меняют свой знак на противоположный. Другими словами, те параметры, которые при Т <560 "С уменьшали прочностные и повышали пластические свойства проката, с ростом Гсм начинают действовать в обратном направлении. Особенно сильно этот эффект заметен для та-

ких параметров колпакового отжига, как продолжительность I и II стадии нагрева т1 и т2, продолжительность выдержки при максимальной температуре ттах, и, соответственно, общее время выдержки то6щ Полученные данные подтверждают, что при высоких температурах смотки (более 560 °С) в процессе охлаждения смотанного рулона выделяются мелкодисперсные частицы карбонитрида ниобия, на которых при дальнейшем охлаждении происходит осаждение цементита с образованием комплексных выделений (карбид ниобия + цементит). В процессе нагрева холоднокатаного проката при колпако-вом отжиге, особенно при температурах более 500 °С происходит растворение цементита, уменьшение размера комплексных выделений, приводящее к увеличению прочности и снижению пластичности. Экстремальные значения свойств достигаются при полном растворении цементитной составляющей комплексных включений, когда в стали остаются в основном мелкодисперсные частицы карбида ниобия, вызывающие дисперсионное твердение. При дальнейшем увеличении продолжительности пребывания металла при высоких температурах может происходить коалесценция частиц карбида ниобия с соответствующим снижением прочности и повышением пластичности. Однако представленные на рисунке 15 данные свидетельствуют, что при использованных технологических параметрах для металла с температурой смотки более 560 °С эта стадия не наступает: даже при увеличении значения параметра т2 до 22 часов удовлетворительная пластичность, соответствующая классу 380, наблюдается не для всех партий.

где

Рис. 15. Зависимость предела текучести (а, г), предела прочности (б, д) и относительного удлинения (в, е) от т2 (в часах) при Тсн>560 °С {а-в) и при Гм<560 "С (г-е)

Для партий с низкой температурой смотки (менее 560 °С) при охлаждении смотанного рулона выделения значительного количества мелкодисперсных частиц карбида ниобия не происходит. При этом цементит выделяется на других структурных неоднородностях - границах зерен, других неметаллических включениях. Выделение частиц карбида ниобия для такого металла происходит уже при отжиге, в процессе нагрева холоднокатаного проката в колпаковых печах. Для коалесценции таких частиц не требуется растворения цементита. Поэтому размер их увеличивается при увеличении продолжительности нагрева и выдержки, что приводит к снижению прочности и повышению пластичности (см. таблицу 10 и рис. 15, г-е). Высокий уровень прочности и пластичности, соответствующий классу 380, для металла, смотанного при температуре ниже 560 °С, получается при значении параметра т2=18-22 часа и при времени выдержки с отключенным колпаком 4-7 часов. Поэтому увеличение параметра т2 более 18-20 часов и времени выдержки с отключенным колпаком более 3-5 часов не целесообразно, так как это не приводит к дополнительному повышению свойств, но увеличивает время обработки.

Таким образом, к разработанным ранее рекомендациям по обеспечению наиболее высокого комплекса свойств холоднокатаного проката класса прочности 380 целесообразно добавить ограничения по температуре смотки - 530-550 "С. Это позволит повысить стабильность прочностных характеристик и уровень пластичности. При этом время нагрева и выдержки на второй стадии нагрева т2 должно составлять 18-20 часов, время выдержки под колпаком без подачи газа тог - 3-5 часов. Установлено также, что для проката с пределом текучести 380-420 МПа целесообразно регламентировать содержание серы на уровне 0,005-0,010 %.

Кроме того, показано, что можно добиться уровня механических свойств проката класса прочности 420 (по ЕЫ 10268-06) из стали того же химического состава, что и для класса прочности 380, использовав низкую температуру смотки 540-550 °С и ограничив продолжительность второй стадии нагрева т2 - 16 часов, оставив остальные параметры такими же, как для класса 380. Это предупредит укрупнение в процессе отжига на-норазмерных частиц карбонитрида ниобия и обеспечит требуемый вклад в упрочнение дисперсионного твердения. Указанные рекомендации подтверждены анализом выпуска промышленных партий проката.

Результаты исследования микроструктуры полученного металлопроката свидетельствуют о значительном вкладе в упрочнение измельчения зерна: средний размер зерна составил для разных партий от 4 до 6 мкм. Таким образом, содержание частиц сульфида марганца и карбонитрида ниобия размерами 0,1-0,3 мкм не менее 0,05 % достаточно для эффективного измельчения зерна при данной технологической схеме. Дополнительный вклад в упрочнение вносят наноразмерные частицы карбонитрида ниобия

(по механизму дисперсионного твердения), а также комплексные выделения цементита на частицах сульфида марганца и карбонитрида ниобия.

Рекомендации работы использованы при выпуске на ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и промышленных партий проката, в том числе, из стали марки НС380ЬА, в объеме более 3800 т, экономический эффект составил 17,3 млн. рублей.

ВЫВОДЫ

1. На основе установления закономерностей влияния химического состава, технологических параметров горячей и холодной прокатки, рекри-сталлизационного отжига в колпаковых печах на структуру и свойства холоднокатаного проката из высокопрочной низколегированной стали, в том числе, с пределом текучести более 380-420 МПа, разработаны технологические решения, обеспечивающие получение высокого уровня свойств, показателей пластичности, а также стабильности прочностных характеристик, превосходящих существующие аналоги. Установлено, что с точки зрения обеспечения высоких свойств, при наиболее экономичных вариантах химического состава, оптимальной является система, предусматривающая легирование марганцем и кремнием для твердорастворного упрочнения и микролегирование ниобием для упрочнения путем измельчения зерна и дисперсионного твердения. Показана ключевая роль в формировании структуры и свойств условий выделения частиц избыточных фаз, воздействовать на которые можно, варьируя химический состав и технологические параметры.

2. Показано, что для холоднокатаного проката на стадии горячей прокатки наиболее важной задачей является не достижение эффективного измельчения зеренной структуры и дисперсионного твердения, а получение необходимых показателей количества и морфологии частиц избыточных фаз (карбонитридов микролегирующих элементов, сульфида марганца, цементита), которые вместе с режимами холодной прокатки и отжига определяют структуру и свойства холоднокатаного проката.

3. Установлено, что размер зерна в холоднокатаном прокате определяется общим количеством частиц со средним размером 0,1-0,3 мкм, которые являются центрами зарождения новых зерен при рекристаллизационном отжиге. К основным типам таких частиц относятся карбонитрид ниобия и сульфид марганца. Их содержание на уровне не менее 0,05 % достаточно для получения в холоднокатаном прокате размера зерна не более 4-6 мкм. Разработаны рекомендации по параметрам химического состава и технологии, обеспечивающие требуемое количество указанных частиц, а также мелкодисперсных (менее 0,1 мкм) частиц карбонитрида ниобия, вызывающих дисперсионное твердение.

4. Установлена возможность влияния на свойства комплексных частиц, образующихся при осаждении цементита на выделениях избыточных фаз, в частности, на частицах сульфида марганца со средним размером 0,10,3 мкм и карбонитрида ниобия, в том числе, наноразмерных. В первом случае формируются комплексные частицы размерами 0,5-1 мкм и более, что повышает прочность, но несколько снижает пластичность. Формирование таких частиц можно рассматривать как дополнительный механизм упрочнения холоднокатаного проката из низколегированных сталей. Напротив, осаждение цементита на мелкодисперсных (наноразмерных) частицах карбонитрида ниобия приводит к некоторому снижению прочности (по сравнению со сталью, в которой присутствуют наноразмерные выделения карбонитрида ниобия без цементита), но при этом существенно повышается пластичность.

5. Разработаны рекомендации по управлению выделениями комплексных частиц, в зависимости от требований к стали. В частности, при получении проката высоких классов прочности с пределом текучести не менее 380-420 МПа, когда по окончании выдержки при максимальной температуре отжига в стали присутствует значительное количество наноразмерных частиц карбонитрида ниобия, основным условием образования комплексных частиц оптимального размера для обеспечения высокой пластичности является использование замедленного охлаждения после рекристаллиза-ционного отжига в колпаковых печах при температурах выше 570-580 "С.

6. Разработаны технологические рекомендации по оптимальным системам легирования и технологическим параметрам производства высокопрочного холоднокатаного проката из низколегированных сталей разных классов прочности, в том числе с пределом текучести не менее 380-420 МПа, с показателями пластичности и стабильности прочностных характеристик выше, чем у существующих аналогов.

7. Рекомендации работы использованы при выпуске на ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и промышленных партий проката, в том числе, из стали марки HC380LA, в объеме более 3800 т, экономический эффект составил 17,3 млн. рублей.

Основные результаты опубликованы в работах:

1. Шило И. А., Шапошников Н.Г., Могутнов Б.М., Стрижакова Т.И., Родионова И.Г., Чиркина И.Н. Кинетика выделения сульфида марганца из аусте-нита стали типа 08Ю. // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2009. - №4. - С. 59-63.

2. Рыбкин H.A., Родионова И.Г., Шапошников Н.Г., Ефимова Т.М., Чиркина И.Н., Кузнецов В.В., Мишнев П.А. Разработка подходов к выбору оптимальных систем легирования и технологических параметров производства горячекатаных высокопрочных низколегированных сталей для автомобилестроения. // Металлург. 2009. - № 8. - С. 50-56.

3. Чиркина И.Н., Родионова И.Г., Кузнецов В.В. Повышение комплекса свойств холоднокатаного низколегированного проката для автомобилестроения с пределом текучести 360 Мпа и более путем управления выделениями наноразмерных частиц неметаллических включений. // Программа школы-семинара «Нанотехнологии производству 2009», 21-26 сентября 2009 г. - С. 251-253.

4. Родионова И.Г., Зайцев А.И., Шапошников Н.Г., Чиркина И.Н., Покровский А.М, Немтинов А.А, Мишнев П.А., Кузнецов В.В. Влияние химического состава и параметров производства на формирование нанострук-турной составляющей и комплекса свойств высокопрочных низколегированных конструкционных сталей. // Металлург. 2010. № 6. с. 33-39.

5. Родионова И.Г., Чиркина И.Н., Ефимова Т.М., Скоморохова Н.В., Шапошников Н.Г., Мельниченко A.C. Металловедческие аспекты повышения комплекса свойств холоднокатаного автолистового проката из микролегированных сталей. // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2011.-№1.-С. 85-92.

6. Быкова Ю.С., Родионова И.Г., Мишнев П.А., Ефимова Т.М., Чиркина И.Н, Мельниченко A.C. Исследование влияния примесей на свойства стали 08Ю и разработка способов повышения уровня свойств путем корректировки технологических параметров в зависимости от содержания примесей. // Новые стали для машиностроения и их термическая обработка. Сборник докладов III научно-технической конференции по термической обработке 13-15 апреля 2011 г. Тольятти, издание ОАО «АВТОВАЗ», 2011 г.-С. 53-54.

7. Чиркина И.Н. Родионова И.Г., Жадановский Э.И., Жиленко C.B., Мишнев П.А. Ефимова Т.М., Шапошников Н.Г., Быкова Ю.С. Способы повышения комплекса свойств стали 08Ю, в том числе путем оптимизации режима отжига в колпаковых печах. // Новые стали для машиностроения и их термическая обработка. Сборник докладов III научно-технической конференции по термической обработке 13-15 апреля 2011 г. Тольятти, издание ОАО «АВТОВАЗ», 2011 г. - С. 57-58.

8. Чиркина И.Н. Родионова И.Г., Жадановский Э.И., Жиленко C.B., Мишнев П.А. Ефимова Т.М., Шапошников Н.Г. Металловедческие аспекты повышения комплекса свойств холоднокатаного автолистового проката из микролегированных сталей после отжига в колпаковых печах. // Новые стали для машиностроения и их термическая обработка. Сборник докладов III научно-технической конференции по термической обработке 13-15 апреля 2011 г. Тольятти, издание ОАО «АВТОВАЗ», 2011 г. - С. 59-60.

Подписано в печать 23.05.11. Формат 60x84 1/16 Бумага офсетная. Усл. печ. л. 1,2. Тираж 100 экз. Заказ № 112. Отпечатано в ЗАО «Металлургиздат» 105005, г. Москва, 2-я Бауманская ул., 9/23

ВВЕДЕНИЕ

1 АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1 Классификация холоднокатаных сталей для автомобилестроения 8 и области их применения. Требования к уровню потребительских и технологических свойств холоднокатаного проката из низколегированных сталей

1.2 Технологические схемы производства холоднокатаного проката. 15 Режимы рекристаллизационного отжига

1.3 Особенности формирования структуры и свойств 20 низколегированных сталей

1.3.1 Механизмы упрочнения холоднокатаных микролегированных 21 сталей для автомобилестроения.

1.3.2 Основные легирующие элементы

1.3.3 Примесные элементы

1.3.4 Микролегирующие элементы

1.3.5 Влияние ниобия на процессы структурообразования в сталях

1.3.6 Физико-химические аспекты выделения карбонитридных фаз 38 в высокопрочных автолистовых сталях

1.4 Постановка цели и задач работы

2 МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Материал для исследования

2.2 Методики исследования

2.2.1 Термодинамический анализ областей существования 46 фаз в высокопрочных низколегированных сталях

2.2.2 Методика металлографического исследования микроструктуры

2.2.3 Электронномикроскопическое исследование микроструктуры

2.2.4 Исследование состояния твердого раствора 49 методом внутреннего трения

2.2.5 Методика проведения механических испытаний

2.2.6 Методики статистического анализа

3 ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ 58 ПАРАМЕТРОВ ПРОИЗВОДСТВА НА ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ

И СВОЙСТВ ХОЛОДНОКАТАНОГО ПРОКАТА ИЗ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ С ПРЕДЕЛОМ ТЕКУЧЕСТИ 320-340 МПА

3.1 Исследование влияния химического состава и технологических 58 параметров производства на формирование выделений избыточных фаз, микроструктуры комплекса свойств холоднокатаного проката из низколегированных сталей с пределом текучести 320-340 МПа

3.2 Исследование структуры и свойств проката с пределом текучести 71 не менее 360 МПа

ГЛАВА 4 ФОРМИРОВАНИЕ ЧАСТИЦ ИЗБЫТОЧНЫХ ФАЗ, СТРУКТУРЫ

И СВОЙСТВ ХОЛОДНОКАТАНОГО ПРОКАТА ИЗ СТАЛИ С ПРЕДЕЛОМ ТЕКУЧЕСТИ НЕ МЕНЕЕ 380 МПА

ГЛАВА 5 РАЗРАБОТКА РЕКОМЕНДАЦИЙ ПО ТЕХНОЛОГИИ ПРОКАТКИ

И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИОННОМУ ОТЖИГУ ХОЛОДНОКАТАНОГО ПРОКАТА С ПРЕДЕЛОМ ТЕКУЧЕСТИ 380 И 420 МПА

ВЫВОДЫ

Актуальность проблемы. Прогресс мирового автомобилестроения ставит перед разработчиками автомобильной стали задачи уменьшения веса автомобиля, снижения затрат на его производство, повышения степени безопасности при эксплуатации транспортного средства. Эти задачи решаются путем освоения новых классов, типов и марок высокопрочной автомобильной стали. В настоящее время наблюдается быстрый рост производства и потребления холоднокатаных высокопрочных сталей с пределом текучести 380-420 МПа и более, в первую очередь, для энергопоглощающих элементов конструкции автомобиля (поперечная балка, лонжероны, некоторые узлы усиления конструкции и т.д.).

Наиболее широкое применение для указанных целей находят низколегированные стали с традиционными механизмами упрочнения (измельчение зерна, дисперсионное твердение и твердорастворное упрочнение), а также перспективные двухфазные и трип-стали, где прочность обеспечивается присутствием упрочняющих фаз - мартенсита, бейнита, остаточного аустенита. Перспективные стали имеют более высокие показатели пластичности, коэффициента деформационного упрочнения, некоторых других характеристик, однако их производство требует специального оборудования. Низколегированные стали можно получать на стандартном сталеплавильном, прокатном и термическом оборудовании, которое имеется на большинстве металлургических заводов. Поэтому проведение работ, направленных на повышение комплекса свойств, в первую очередь, пластичности, а также стабильности прочностных характеристик холоднокатаных высокопрочных низколегированных сталей с традиционными механизмами упрочнения, является актуальным. .

Целью настоящей работы являлось установление закономерностей формирования структуры и свойств холоднокатаного проката из высокопрочных низколегированных сталей, разработка химического состава и технологических решений для получения проката с пределом текучести до 380-420 МПа и более, с показателями пластичности и стабильности прочностных характеристик, превосходящими существующие аналоги.

В работе решались следующие задачи;

1. Исследование влияния химического состава, технологических параметров горячей и холодной прокатки, рекристаллизационного отжига в колпаковых печах на структуру и свойства холоднокатаного проката.

2. , Разработка металловедческих подходов к управлению типом, количеством и морфологией выделений избыточных фаз (карбонитридов микролегирующих элементов, сульфида марганца, комплексных выделений цементита на выделениях других избыточных; фаз и др.), формированием структуры и свойств применительно к технологическим: возможностям г ОАО «Северсталь».

3: Разработка рекомендаций по оптимальному химическому составу и параметрам; сквозной технологии. Выпуск опытных и промышленных партий проката с пределом текучести 380-420 МПа и более с обеспечением высоких показателей пластичности и стабильности прочностных характеристик (диапазона значений для каждого класса прочности).

Научная, новизна. В результате проведенных исследований получены следующие новые результаты:

1. Установлены принципиальные различия условий упрочнения ■■ путем: измельчения зерна- и дисперсионного твердения, для? холоднокатаного и для горячекатаного проката из низколегированной стали. Для холоднокатаного проката на стадии горячей прокатки; наиболее важной задачей является не достижение эффективного измельчения зеренной-структуры и дисперсионного твердения, а получение необходимых показателей количества и морфологии частиц избыточных фаз, которые вместе с режимами холодной, прокатки и отжига определяют структуру и свойства холоднокатаного проката. В отличие от горячекатаного , проката, к основным/ типам; частиц, определяющим свойства3 холоднокатаного' проката, относятся, помимо карбонитридов микролегирующих: элементов^ (титана, ниобия и ванадия), сульфид марганца/а также выделения цементита.

2:' Показано; что размер зерна в. холоднокатаном' прокате, определяется общим количеством частиц со средним размером 0,1-0,3 мкм, которые являются центрами зарожденияновых зерен?при рекристаллизационном отжиге. К основным типам таких частиц относятся карбонитрид ниобия, содержание которого помимо химического состава; зависит от температурных параметров горячей прокатки, а также сульфид марганца, содержание которого определяется содержанием: серы. Суммарное содержание указанных частиц не менее 0,05 % (вес.) достаточно для получения в холоднокатаном прокате размера зерна не более 5-7 мкм.

3. Показано, что параметром,, определяющим степень развития дисперсионного твердения при выделении наноразмерных (в среднем 10 нм) частиц карбонитрида ниобия в процессе охлаждения смотанного рулона, является температура конца прокатки: ее увеличение от 820 до 860-880 °С приводит, при соблюдении определенных условий, в частности, при температурах смотки более 560 °С, к повышению-предела текучести , и прочности, в среднем, на 10-15 МПа, что связано с повышением степени пересьщения твердого раствора перед смоткой.

4. Установлен дополнительный механизм упрочнения холоднокатаного проката из низколегированных сталей путем;; формирования упрочняющей фазы - комплексных частиц размерами 0,5-1; мкм, образующихся' при осаждении , цементита на частицах других избыточных фаз со средним размером 0,1-0,3 мкм, в частности, на частицах сульфида-марганца. Реализация данного механизма путем регламентации содержания серы в интервале 0,010-0,015 % и использования замедленного, охлаждения после отжига позволяет получить требуемый уровень прочности проката с пределом текучести 320-340 МПа при низком; содержании ниобия (не более 0,020-0,030 %).

5. Показана возможность повышения-комплекса свойств холоднокатаного проката с пределом текучести .380-420 МПа путем- формирования в процессе замедленного; охлаждения после отжига при температурах выше 570-580 °С комплексных выделений размерами до 50 нм; образующихся при, осаждении, цементита на наноразмерных (10 нм) частицах карбонитрида ниобия, вызывающих дисперсионное твердение. Укрупнение исходных частиц« приводит к незначительному снижению прочности, но существенно ^повышает пластичность.

Практическая значимость работы состоит в следующем:

1'. Разработаны технологические . рекомендации^ по Г оптимальным системам легирования и технологическим параметрам производства высокопрочного холоднокатаного! проката из низколегированных сталей? разных.классов прочности,' в том числе, с пределом? текучести нё менее 380-420 МПа, с показателями пластичности и стабильности прочностньк характеристик выше,.чем у существующих аналогов; .••';

2. Рекомендации работы-использованы пр№: выпуске на ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и промышленных партий, проката, в том числе, из< стали- марки НСЗ 80ЬА, в объеме более 3800 т. Экономический эффект составил. 17,З млн.рублей: '

На;защиту выносятся следующие положения: ,

• Способы. управления структурой и . свойствами - холоднокатаных высокопрочных низколегированных сталей, получаемых при использовании рекристаллизационного отжига в колпаковых. печах, в том числе путем формирования выделений избыточных фаз. оптимальной морфологии на.разных этапах технологии.

• Обоснование оптимальных, систем легирования, температурных режимов прокатки и смотки горячекатаного подката, холодной прокатки и рекристаллизационного отжига в колпаковых печах холоднокатаного проката, в том числе, с пределом текучести

380-420 МПа и более, для обеспечения оптимального вклада в упрочнение механизмов измельчения зерна и дисперсионного твердения.

• Обоснование оптимальных параметров сквозной технологии для формирования комплексных частиц благоприятной морфологии, образующихся при осаждении цементита на выделениях избыточных фаз и обеспечивающих наиболее высокое сочетание прочности и пластичности.

выводы

1. На основе установления закономерностей влияния химического состава, технологических параметров горячей и-холодной прокатки, рекристаллизационного отжига в колпа-ковых печах, на структуру и свойства холоднокатаного проката из высокопрочной; низколегированной стали, в. том числе, с пределом текучести более 380-420 МНа, разработаны технологические решения, обеспечивающие получение высокого уровня свойств, показателей пластичности; а также стабильности прочностных характеристик, превосходящих существующие аналоги. Установлено, что с точки зрения обеспечения высоких свойств, при наиболее экономичных вариантах химического состава, оптимальной является система, предусматривающая легирование марганцем и кремнием для твердорастворного упрочнения и микролегирование ниобием для упрочнения? путем измельчения зерна и дисперсионного твердения. Показана ключевая роль в формировании структурьг и свойств условий выделения частиц избьггочных фаз, воздействовать на которые можно, варьируя химический состав и технологические параметры;

2. Показано,' что для холоднокатаного проката на стадии горячей прокатки ¡наиболее важной задачей является не достижение эффективного измельчения. зеренной;.структуры и дисперсионного твердения, а получение необходимых показателей количества и морфологии частиц избыточных, фаз (карбонитридов .микролегирующих элементов, сульфида марганца^ цементита), которые вместе с режимами холодной прокатки и отжига определяют .структуру и свойства холоднокатаного проката. ;

3. Установлено,: что размер зерна в холоднокатаном прокате определяется общим ко-личеством-частиц со средним размером 0,1-0,3 мкм; которые являются центрами зарождения новых зерен при рекристаллизационном отжиге. К основным типам таких частиц относятся карбонитрид ниобия и сульфид марганца. Их содержание не менее 0,05 % достаточно для получения в: холоднокатаном прокате размера зерна не более 4-6 мкм. Разработаны рекомендации по: параметрам химического состава и технологии, обеспечивающие требуемое количество указанных, частиц, а также мелкодисперсных (менее ОД мкм) частиц карбонитрида ниобия, вызывающих дисперсионное твердение. ' '

4. Установлена возможность влияния на свойства комплексных частиц, образующихся при осаждении цементита на выделениях избыточных фаз, в частности, на частицах сульфида марганца со-средним размером 0,1-0,3 мкм и карбонитрида ниобия, в том числе нанораз-мерных. В первом случае формируются комплексные частиць1 размерами 0,5-1 мкм и более, что повышает прочность, но несколько снижает пластичность. Формирование таких частиц можно рассматривать как дополнительный механизм упрочнения холоднокатаного проката из низколегированных сталей. Напротив, осаждение цементита на мелкодисперсных (наноразмерных) частицах карбонитрида ниобия приводит к некоторому снижению прочности (по сравнению со сталью, в которой присутствуют наноразмерные выделения карбонитрида ниобия без цементита), но при этом существенно повышается пластичность.

5. Разработаны рекомендации по управлению выделениями комплексных частиц, в зависимости от требований к стали. В частности, при получении проката высоких классов прочности с пределом текучести не менее 380-420 МПа, когда по окончании выдержки при максимальной температуре отжига в стали присутствует значительное количество нанораз-мерных частиц карбонитрида ниобия, основным условием образования комплексных частиц оптимального размера для обеспечения высокой пластичности является использование замедленного охлаждения после рекристаллизационного отжига в колпаковых печах при температурах выше 570-580 °С.

6. Разработаны технологические рекомендации по оптимальным системам легирования и технологическим параметрам производства высокопрочного холоднокатаного проката из низколегированных сталей разных классов прочности, в том числе с пределом текучести не менее 380-420 МПа, с показателями пластичности и стабильности прочностных характеристик выше, чем у существующих аналогов.

7. Рекомендации работы использованы при выпуске на ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и промышленных партий проката, в том числе, из стали марки НС380ЬА, в объеме более 3800 т, экономический эффект составил 17,3 млн. рублей.

1. Иводитов В.А. Автомобильная сталь 4.1.//Производство проката. 2005. №1. С. 37-44.

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

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

4. Fekete J.R. Automotive applications of advanced high strength steels.//International seminar «Modern developments in metallurgy and technologies of steel for automotive industry». Moscow. 2004. P.26-30.

5. Meyer L. Physical metallurgy and application of microalloyed strip and sheet.//International seminar «Modern developments in metallurgy and technologies' of steel for automotive industry». Moscow. 2004. P.35-40.

6. Берти M., Питере JI., Перрен Э. и др. Способы повышения продолжительности работы МНЛС//Черные металлы. 2006. май. С. 21-26.

7. Зайцев А.И., Родионова И.Г., Карамышева Н.А., Зинченко С.Д., Ефимов С.В. Оптимизация технологии производства автолистовой стали 08Ю на базе физико-химических принципов ковшовой обработки стали.//Металлург. 2007. №8. С. 58-65.

8. Шахпазов Е.Х., Зайцев А.И., Родионова И.Г. Современные проблемы металлургии и материаловедения стали.//Металлург. 2009. №4. С. 25-31.

9. Зайцев А.И., Могутнов Б.М., Шахпазов Е.Х. Физическая химия металлургических шлаков. М.: Интерконтакт Наука. 2008. 352 с.

10. Шахпазов Е.Х., Зайцев А.И., Немтинов А.А., Зинченко С.Д., Родионова И.Г., Ефимов С.В., Рыбкин Н.А., Шапошников Н.Г. Современные направления развития ковшовой металлургии и проблема неметаллических включений в стали.//Металлы. 2007. №1. С. 3-13.

11. Morita К., Miki Т. Thermodynamics of solar-grade-silicon refining.//Intermetallics. 2003. v. 11. P. 1111-1117.

12. Вендт П., Машлер Ф., Витлер П. и др. Современная технология охлаждения при отжиге в колпаковых печах с использованием водорода.//Сталь. 2001. №8. С.96-101.

13. Лохнер Р., Ланге В. Новейшая концепция колпаковой печиHicon/H для отжига полосы из ' нелегированных, легированных и высоколегированных:сталей://Тр.1Г Конгресса прокатчиков (г. Череповец, 27-30 октября 1997 г.). 1998. С.183-190 '

14. Матросов Ю.И. Литвиненко Д.А., Голованенко C.A. Сталь для магистральных трубопроводов. М.: Металлургия. 1989. 288с.

15. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М.: Металлургия. 1982. 184 с.

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

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

18. High strength formable strip.//Steelreasearch 75. London. 1976. P.31-32.

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

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

21. Гольдштейн М.И., Попов В.В., Аксельрод А.Е. II Изв. АН СССР. Металлы. 1986. № 2. С. 93-101.

22. Gray J. М. Heat Treatment'73//The Metals Society. London (UK). 1973.

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

24. Bartholot Н. D. et al.//Stahl und Eisen. 1971. Bd91. P. 204-220.

25. Meyer L„ Buefiler H. E., Heisterkamp F.//Thyssenforschung 3. 1971. №1+2. P. 8-43.

26. Brandts H. et al.//Thyssen Edelst. Techn. Ber. 4. 1987. №.1. P.3-20.

27. Graf M. К., Hillenbrand Н. G, Peters P. A. Accelerated Cooling of Steel.//TMS. Warrendale (PA). 1986. P. 165-179.

28. Hulka K., Gray J. M., Heisterkamp F. Niobium Technical Report//NbTR 16/90. CBMM. Sao Paulo (Brazil). 1990.

29. Yamamoto S., Ouchi Ch., Osuka T. 11 Thermo-mechanical Processing of Microalloyed Austenite//TMS. Warrendale (PA). 1982. P.613-639.

30. DeArdoA J, Gray J. M., Meyer L. Niobium: Proc. Int. Symp.//The Metallurgical Society of AIME. 1984. P.685-759.

31. Meyer L., Heisterkamp F., Mueschenbora W.//Proseedings Microalloying'75'. Union Carbide Corp. New York (NY). 1977. P. 153-167.

32. Orowan E.//Symp. Intern. Stress in Metals and Alloys. London. 1948. P.451-454.

33. Gladman T, Holmes В., Mclvor D.//ISI Publ. London. 1967. P.68-72.

34. Gray J. M.//Heat Treatment'73: The Metals Society. London (UK). 1973.

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

36. Физическое металловедение. Вып. 2. М.: Мир. 1968. С. 227-341.

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

38. Хачатурян А. Т. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. М:: Наука. 1974. 384 с.

39. Келли А., Николсон Р. Дисперсионное твердение. Пер. с англ. М.: Металлургия. 1966. 599 с.

40. Фарбер В. М., Михайлова О. М., Давыдов В. Н, Чеснокова Н. Н.//Изв. вузов. Черная металлургия. 1974. № 8. С. 82-85.

41. Матросов Ю. И., Невская О. Н.//МиТОМ. 1981. №3. С. 60-61.

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

43. DeArdoA. J.//Processing of the Int. Symp. on Accelerated Cooling of Rolled Steel. Winnipeg. Canada. 1988. P. 3-27.

44. DeArdoA. J.//Microalloying'95. Proc. Int. Conf. 1995. P. 15-33.

45. Мальцев А.Б. и. др. Сталь и изделие, выполненное из нее (варианты). Патент 2387731 (RU). Приоритет 31.03.2008.

46. Ксавье Бано (FR) и др. Способ изгоювления листа из высокопрочной стали посредством горячей и холодной прокатки и получаемый лист. Заявка 2005127041 (RU). Приоритет 28.01.2003.

47. Немтинов А.А. и др. Способ производства холоднокатаного проката повышенной прочности. Патент 2358025 (RU). Приоритет 21.11.2007.

48. Liu Z.Z., Kuwabara М., Li В.Н., Kobayashi Y., Nagai К. Precipitation of Sulfide and its effect on the Microstructure and Properties of Steel.//Steel research int. 82 (2011). №5. P.557-565

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

50. Попов В.В., Шапошников Н.Г. Принципы расчета растворимости комплексных карбонитридов в сталях.//ЖФХ. 1988. т.62. №5. С.1396-1397.

51. Шапошников Н.Г., Кононов А.А., Могутнов Б.М. Термодинамические условия формирования ингибиторов роста зерна в конструкционных сталях перлитного класса.//Металлы. 2004. №5. С.5-18.

52. Grujicic М., Wang I.J., Owen On the Formation of duplex phases in ultra-low carbon microalloyed stcel.//Calphad. 1988. v.12. №3. P.261-275.

53. Okaguchi S., Hashimoto T. Computer model for prediction of carbonitride precipittion during hot working in Nb-Ti bearing HSLA steels.//.ISIJ International. 1992. v.32. №3. P.283-290.

54. Попов B.B. Моделирование превращений карбонитридов при термической обработке стали. РАН Уральское отделение, Ин-т физики металлов. Екатеринбург. 2003. 380 с.

55. Kieffer R., Novotny Н., Neckel Н., u.a. Zur Entmischung von Kubischen Mehrstoffcarbides.//Monatsheft Chem. 1968. Bd.99. №3. P.1020-1027.

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

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

58. Kejian H., Baker T.N. Complex Carbonitrides in Multi-microalloyed Ti-containing HSLA Steels and their Influence on the Mechanical Properties.//Proceeding. P.l 15-132.

59. Grujicic M., Wang I.J. Owen on the Formation of duplex phases in ultra-low carbon microalloyed steel. Calphad. 1988. v.12. №3. P.261-275.

60. Weiss I., Jonas J.J. Interaction between Recristallization During the High Temperature Deformation of HSLA Steels.//Metall.Trans. 1979. v.lOA,. №7. P.831-840.

61. Jonas J.J., Weiss I. Effect of precipitation on rccristallization in microalloyed steels.//Metal Science. 1979. №2. P.238-245.

62. Криштал M.A., Питузов IO.В., Головин С.А. Внутреннее трение в металлах и сплавах. М.: Металлургия. 1964. 348с.

63. Криштал M.Ä., Головин С.А. Внутреннее трение и структура металлов. М;: Металлургия. 1976.288с.

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