автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Ресурсосберегающие технологии подготовки сортового проката для холодной объемной штамповки

На правах рукописи

ШТАННИКОВ ПАВЕЛ АЛЕКСАНДРОВИЧ

РЕСУРСОСБЕРЕГАЮЩИЕ ТЕХНОЛОГИИ ПОДГОТОВКИ СОРТОВОГО ПРОКАТА ДЛЯ ХОЛОДНОЙ ОБЪЕМНОЙ ШТАМПОВКИ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка

металлов ,

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва, 2005

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

Научный руководитель

Кандидат технических наук Бобылев М.В.

Официальные оппоненты

Доктор технических наук Эфрон Л.И. Кандидат технических наук Смарыгина И.В.

Ведущая организация

на заседании Диссертационного совета Д 212.132.08

при Московском государственном институте стали и сплавов

(технологический университет)

по адресу: 119049, Москва, Ленинский проспект, 4, в аудитории «Б-436»

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

Автореферат разослан «_» 2005 г.

Ученый секретарь Диссертационного совета

АМО ЗИЛ (г. Москва)

Защита диссертации состоится « £ » октября 2005 г. в 153® часов

доктор физ.-мат. наук, проф.

{ооЦХ

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы. На современном этапе развития производства, при повсеместном истощении природных ресурсов и ухудшении экологической обстановки, наиболее остро веча ют вопросы разработки экологически обоснованных, ресурсосберегающих тсхноло-1 ий получения металлопродукции при одновременном улучшении ее качества. В этой связи холодная объемная пламповка (ХОШ) является одним из наиболее перспективных способов изготовления различных крепежных изделий и дру1 их деталей автомобилестроения, обеспечивающая по сравнению с обработкой резанием значительное повышение коэффициента использования ме[алла (до 96%). Количество крепежных изделий (болтов, винтов, шпилек, гаек, шайб и г.п.) в современном автомобиле составляет до 60% от общей номенклатуры деталей и 2-3% от его веса В рамках современных тенденций, при разработке конкурентоспособных технологий ХОШ, необходимо изыскать дополнительные резервы повышения качества металлопродукции на всех стадиях технологического передела: разработке новых марок стали, оптимизации структуры металла, технологии его деформации, использовании новых прогрессивных смазочных материалов и способов подготовки поверхности проката перед высадкой, что, в комплексе, помимо чисто экономического эффекта, позволит снизить нагрузки на инструмент, и даст возможность существенного усложнения геометрии деталей. Важным звеном создания ресурсосберегающих технологий ХОШ кремежных деталей является структурный подход при подготовке материала, обеспечивающий гибкое управление его свойствами, за счет изменения дисперсности зерна, количества и морфологии фазовых составляющих. В насюящее время наиболее распространенной предварительной технологической операцией подготовки проката из средне-углеродистых и легированных сталей перед ХОШ является сфероидизирующий отжиг в колпаковых печах продолжительностью до 40 часов и более. Но даже после столь длительных выдержек в структуре встречаются участки со следами пластинчатого перлита и не всегда обеспечивается равномерность свойств по длине бунта. Для низкоуглеродистых и микролегированных сталей требования к полной сфероидизации структуры перед высадкой не столь абсолютны, что позволит упростить схему подготовки металлопроката перед ХОШ В связи с этим, актуальной является задача, поставленная в данной работы, -разработка и внедрение комплексного технологического решения, включающего оптимизацию состава экономнолегированных борсодержащий сталей, разработку и внедрение технологии производства из нее сортового проката, а также 1ехнологии ускоренного сфе-роидизирующего отжига на автоматизированных комплексах с использованием нагрева ТВЧ, позволяющих существенно сократить энерго- и трудозатраты, повысить точность

| РОС НАЦИОНАЛЬНАЯ 1 I БИБЛНеТЕКА I I С.Пепрр^ г Л

поддержания темпера! урцого режима термической обработки, исключить обезуглероживание, обеспечить однородность структуры и свойств по сечению и длине прокат.

Цель и задачи исследования. На основе классификации типов структур, пригодных для ХОШ, провести оптимизацию химического состава существующих низкоуглеродистых и борсодержащих сталей, а ткже технологии производства из них сортового проката, разрабо!а]ь режимы ускоренного отжига на установках ТВЧ, обеспечивающие рациональные условия высадки сложнопрофильных деталей для нужд автомобилестроения

Научная новизна

1 Выявлены количественные закономерности влияния величины исходного зерна ау-ьленита (при вариации от 20 до 70 мкм), степени предвари!ельной деформации калибровкой (0 - 36 %), хсмпературы нагрева (740 - 800"С), скорости охлаждения (0,1-5.0°С/мин) на степень сфероидизации перлита и комплекс механических свойств низкоуглеродистых (10, 20), борсодержащих (20Г2Р, 30Г1Р) и ле!ированной (38ХГНМ) сталей при отжиге проката с напевом ТВЧ.

2 На основании количественных закономерностей изменения морфологии карбидной фазы и уровня механических свойств сталей 10, 20, 20Г2Р и 30Г1Р в процессе холодной пластической деформации калибровкой (0-50%) предложена классификация структурных состояний стали по их пригодности для ХОШ.

3 Установлены количественные закономерности влияния углерода, марганца, ванадия, ниобия на формирование характеристик прокаливаемосш и уровень опкигаемости микролегированных борсодержащих сталей.

4 Установлена область допустимых значений содержания бора, азота, титана, алюминия, кислорода, обеспечивающая содержание эффективного бора на уровне не менее 0.80 от общего содержания бора в микролегированной ванадием и ниобием стали типа 20Г2Р и 30Г1Р.

Практическая ценное |ь

]. В условиях ОАО «БелЗАН» реализовано комплексное технологическое решение, включающее в себя: усовершенствование автоматизированного комплекса ускоренного сфероидизирующего отжша с нагревом ТВЧ; формулирование фебований к составу и струкхуре сталей, обеспечивающих ускорение режимов сфероидизирующего отжига применительно к условиям комплекса; разработку ресурсосберегающей технологии ускоренного сфероидизирующего отжига сортового прокага низкоуглеродистых и микролегированных бором сталей Внедрение предложенной разработки позволило сократить в 5-7 раз продолжительность огжига, при этом запуск в производство трех установок с нагревом ТВЧ поз^олид высвободить 39 колпаковых печей.

2. Оптимизированы составы низкоуглеродистых; (10, 20) и борсодержащих (20Г2Р и 30Г1Р) сталей, обеспечивающие получение мелкозернистой структуры и повышение характеристик сквозной прокамиваехюсти проката из борсодержащих сталей диаметром до 018 мм, на основании чего разработана нормативно-техническая документация (ТС 105136-2001) на производство сортового проката для холодной высадки Предложенные составы сталей защищены 4-мя патентами РФ.

3. Разработана и освоена на ОАО "Северсталь" ресурсосберегающая технология производства сортового проката диаметром 0=6-23 мм из низкоуглеродистых (10, 20) и борсодержащих (20Г2Р, 30Г1Р) сталей Опытные партии всех сталей (по 600 г каждой) успепгно переработаны в условиях ОАО "БЕЛЗАН".

Апробация работы Результаты проведенных исследований были представлены на VI Московском Международном Автосалоне, Москва август 2003 г., докладывались на I и II Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», апрель 2002 и 2004 гг., Москва, МГИСиС; на Научпо-техническом семинаре «Научно-техническое обеспечение инновационной деятельности предприятий, институтов, фирм в металлургии», 17 ноября 2004 г., Москва, МГИСиС; на 49-ой Международной научно-технической конференции ААИ «Приоритеты развития отечественного автотракторо-сгроения и подготовки инженерных и научных кадров», 23-24 марта 2005 г., Москва, МАМИ.

Публикации По теме диссертации опубликовано 9 работ, в том числе получено 4 патента РФ. Публикации отражают основное содержание работы

Структура работы и объем диссертации Диссертация состоит из введения, семи глав, выводов и приложения. Общий объем -/3/ машинописных страниц, в том числе рисунков, € таблиц, библиография источника.

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

Первая глава представляет собой аналитический обзор литературы, I де сформулированы основные требования, предъявляемые к исходному металлу, предназначенному для ХОШ. Отмечено, что особое место в комплексе требований к сталям для ХОШ занимает показатель деформируемости в холодном состоянии - способность к деформированию осадкой до 70-75% без образования трещин, разрывов, полос сдвига и других дефектов.

Данный уровень показателя деформируемости обеспечивается при использовании малоуыеродиешх сталей со структурой феррита и сфероидизированного перлита, прошедших разупрочняющую термическую обработку, или среднеуглеродистых сталей со структурой сфероидизированного перлита (содержание сфероидизированного перлита на уровне 80 90%). В связи с этим в обзоре обобщены современные представления об изменении структуры перлита при различных температурно-временпых режимах отжига Выделены основные факторы (такие как дисперсность исходной структуры, степень предварительной деформации, температура нагрева при оIжите, скорость охлаждения), оказывающие основное влияние на формирование структуры перлита Приведены несколько вариантов отжига, применяемых в реальных производственных условиях. Отмечено, что главным критерием в разработке новых режимов отжигов является сокращение их продолжительности.

Во второй главе на примере сортового проката из углеродистых (10, 20), борсодер-жащих (20Г2Р, 3011Р) и ли ированной (38ХГНМ) сталей с различными структурами (феррит + сфероидизованный перлит, феррит + частично сфероидизованный перлит, троо-стит отпуска) сопоставлены параметры его технологической плас1ичности и упрочняемо-сти в процессе холодной пластической деформации калибровкой в пределах от 0 до 70%, ими/ирующей условия ХОШ Способы получения структур - традиционный сфероидизи-руюший отжиг в колпаковых печах (все марки етали), ускоренный отжиг на автоматизированном комплексе с натревом ТВЧ (все марки стали), термоулучшение (сталь 20Г2Р) В качесхве объекта сравнения был использован прока 1 в горячекатаном состоянии со структурой - феррит + пластинчатый перлит Для имитации горячекатаного состояния прокат подвер! али нормализации от 900°С.

При разработке технологических схем подютовки металлопроката для ХОШ анализировали, как исходный комплекс механических свойств после термообработки, так и динамику ею изменения в процессе холодной пластической деформации, имитирующей реальные условия ХОШ Исследования параметров упрочняемости проводили на основе построения зависимостей ств, фр, 5р, 5, ф =Ь'(к) при испытаниях па растяжение предварительно калиброванных с различной степенью деформации (от 0 до 70%) полнотолщинных образцов (база 300 мм). Характеристики технологической пластичности анализировали на основе построения диаграмм пластичности при различных значениях коэффициента Лодэ ц„ (при растяжении цилиндрического образца (Ха-соп^-1, при кручении р„=соп81=0).

Показано, что по мере увеличения исходного уровня прочности и уменьшения исходного уровня пластичности стали располагаются следующим образом- углеродистые стали 10, 20 - СГВ--350-450 МПа, у=69-73%, борсодержащие стали 20Г2Р, 30Г1Р - ств=450-

520 МПа, 3-68%, легированная сталь 38ХГНМ - <тв=580-650 МПа, if/=60-62% При сопоставлении исследуемых сталей со структурой сфероидизированного и пластинчатого перлита выявлено, что отожженные стали обладают на 3-5% меньшим исходным уровнем прочности и на 5-7% большей исходной пласт ичностью по сравнению с горячекатаными сталями. О i мечено также, что для всех анализируемых сталей характер зависимостей слз, у = F(b) значимо не отличаются, при этом горячекатаные обладают примерно на 50 МПа (для углеродистых) и на 100 МПа (для легированных) большим темпом набора прочности (Лств/Ле) в исследуемом интервале деформаций и примерно на 5% (для углеродистых ) и на 10% (для легированных) большим темпом падения пластичности (Д\|//Лв) в исследуемом интервале деформаций по сравнению с отожженными сталями.

Установлено, что проведение сфсроидизирующего отжига на установке с нагревом ТВЧ по сравнению с колпаковым отжигом приводит к незначительному увеличению (на 2-4%) исходного уровня прочности и уменьшению (на 2-5%) исходного уровня пластичности исследуемых сталей, при этом, значимо не влияя на величины Дов/Де и Ау/Де во всём исследуемом интервале деформаций.

По темпу набора прочности в рассмотренном интервале деформаций исследуемые стали с различными типами структур можно разделить на три группы - к первой относятся слабоупрочняемые углеродистые стали (Лств/Де<300 МПа) (10 и 20); - ко второй - сред-неупрочняемые борсодержащие стали (300<Дов/Де<400 МПа) (ЗОПР, 20Г2Р); - к третьей - сильноупрочняемые стали (400£Дав/Ле) (38ХГНМ, 20Г2Р со структурой отпущенного троостита)

Учитывая существенное влияние на параметры упрочняемости и технологической пластичности дисперсности исходной структуры, оценили влияние размера исходного ау-стенитнот зерна на параметры технологической пластичности и упрочняемости сорюво-го проката углеродистых (10, 20), борсодержащих (20Г2Р, ЗОПР) и легированной (38ХГНМ) аалей со структурой сфероидизованного (отжиг в колпаковой печи и на установке с нагревом ТВЧ) и пластинчатого (горячекатаное состояние) перлита. Стали нормализовали в бунтах от различных температур аустенитизации (950, 1000, 1100°С) с целью варьирования степенью дисперсности структуры (на 3-х уровнях- < 30 мкм, 30-50 мкм, > 50 мкм) Установлено, что при размере аустенитного зерна Dr<30 мкм не наблюдается значимой разницы в характеристиках упрочняемости каждой исследуемой стали, независимо от структурного состояния (пластинчатый или сфероидизованный перлит); при размере аус1енитного зерна 30<Dr¿50 мкм (для экономнолегированных борсодержащих сталей 20Г2Р, ЗОПР и низкоуглеродистых сталей 10 и 20) и при 20<DY<40 мкм (сталь

38ХП1М) характеристики упрочняемости пластинчатых структур на 20-30% выше, а характеристики технологической пластичности на 15-20% ниже, по сравнению со сталями со сфероидизоваппой структурой; при исходно крупнозернистой структуре (DT>50 мкм) пластинчатые структуры в сталях для ХОШ недопустимы

Таким образом, из полученных результатов следует, чю для ХОШ предпочтительнее использовать стали со структурой сфероидизованного перлита, однако стали с мелкодисперсной структурой частично сфероидизованного перлита, лишь незначительно уступает сфедоидизованным уровнем упрочняемости и техноло! ической пластичности, что позволяет рекомендовать их для ХОШ стержневых деталей. Получить прокат с частично сфе-роидизованной структурой возможно за счет использования ускоренного отжига на установках с нагревом ТВЧ. Поэтому дальнейшей задачей исследования явилась разработка огиимальных (с точки зрения параметров деформируемости) режимов ускоренного отжига

В третьей главе представлены результаты лабораторных исследований по выявлению влияния температуры нагрева (Т=740-800°С), дисперсности исходной структуры ау-стенита (Dr=20-70 мкм), условий охлаждения (скорость охлаждения Vran= 0,1-5°С/мин) на параметры отжига с использованием нагрева ТВЧ. В качестве оптимизируемых параметров выбраны - степень сфероидизации цементита и уровень механических свойств. Отжиг проводили на стержневых образцах (06 мм, длиной 150 мм) на лабораторной установке электроконтактного нагрева с фиксацией температуры приваренными к образцу термопарами ХА. Регистрация [емпературы осуществлялась на потенциометре КСП-4 Микроструктуру исследуемых статей выявляли травлением шлифов исследуемых образцов в спиртовом растворе азотной кислоты Анализ микроструктуры проводили на микроскопе EPITYP при увеличении х200 и у 1000. Оценку механических свойств исследуемых сталей проводили па испытательной машине "Instron-1185" Варьирование размера аустенитного зерна обеспечивалось за счет выбора температуры предварительной нормализации стали

Установлено, чго степень сфероидизации цемептита при ускоренном отжиге существенным образом зависит от степени превышения температуры отжига над критической TCMnepaiypofi ACi (ДТ-Тотж„ы-Ас1). Причем для экономнолегированных борсодержащих сталей 20Г2Р, 30ПР интервал отжигаемости (область температур отжига, при которых степень сфероидизации превышает 80%) составляет 40°С, для низкоуглеродисгых - 60 °С, а для стали 38XITÎM - всего 15°С Оценка влияния температуры отжига па прочностные свойсша исследуемых сгалей показала, что зависимости aB=f(AT) для всех исследуемых ci алей имеют явно выраженный экстремальный характер с минимумом при ДТ=20-40°С, в случае экономноле1ированных борсодержащих сталей 20Г2Р, 30Г1Р и легированной

стали 38ХГНМ, и ДТ~40+60°С - в случае низкоуглсродистых сталей 10 и 20 Аналогичный (хотя и обратный) характер носят зависимости характеристик пластичности от температуры отжига Таким образом, оптимальные температуры отжига для экономнолегированных борсодержащих сталей 20Г2Р, ЗОПР - 740-780°С, для легированной стали 38ХГНМ -760-780°С, для низкоуглеродистых сталей 10 и 20 - 720.780°С.

Увеличение размера зерна аустенита от 20 до 70 мкм для всех исследованных сталей приводит к уменьшению степени сфероидитации перлита в 1,5-2 раза, увеличению уровня прочности и снижению разницы исходной и минимальной прочности, достигаемой в процессе огжига. Лабораторные исследования показали, что в случае размера зерна >40 мкм для борсодержащих и легированной сталей невозможно получить регламентируемый (низкий) уровень прочности, требуемый для проведения ХОШ. Аналогичный (хотя и об-рашый) характер имеют зависимости влияния температуры отжига и размера аустенитно-го зерна на формирование характеристик пластичности сталей.

Анализ влияния скорости охлаждения от температур отжига на степень сфероиди-зации перлита и комплекс механических свойств показал, что увеличение скорости охлаждения от 0.1 до 1°С/мин практически не влияет на степень сфероидизации перлита в жо-номнолегированных борсодержащих сталях 20Г2Р, ЗОПР, а также в низкоуглеродистых сталях 10 и 20, и только лишь увеличение скорости охлаждения до 5°С/мин приводит к существенному снижению степени сфероидицации (до~40%) экономнолегированных борсодержащих сталей 20Г2Р, ЗОПР, в то время как для низкоуглеродистых сталей 10 и 20 степень сфероидизации даже при этой скорости охлаждения превышает 80% В отличие от них легированная сталь 38ХГНМ имеет максимальную степень сфероидиюции (-84%) при скорости охлаждения <0 1°С/мин. Как и в случае влияния скорости охлаждения на степень сфероидизации перлита, повышение скорости охлаждения до 1,0°С/мин (являющейся критической скоростью охлаждения) не оказывает значимого влияния на характеристики прочности и пластичности экономнолегированных борсодержащих сталей 20Г2Р, ЗОПР, а также низкоут леродистых сталей 10 и 20. Лишь дальнейшее увеличение скорости охлаждения (за счет снижения интервала превращения, замедления диффузионных процессов и процессов полигонизации и рекристаллизации), способствует повышению прочности стали и снижению ее пластичности Для стали 38ХГНМ критической скоростью охлаждения является скорость 0.1°С/мин.

Таким образом, показано, что для обеспечения оптимальных режимов отжига необходимо корректировка состава существующих низкоуглеродистых и борсодержащих сталей в направлении микролегирования элементами, снижающими склонность к росту

зерна аустенита и ускоряющих сфероидигацию Сфероидизирующий отжиг среднелегиро-ванных ci алей с использованием электронагрева весьма затруднителен.

В четвертой главе представлены результаты исследований по разработке оптимизированных составов низкоуглеродистых (10, 20) и борсодержащих (20Г2Р, 30ПР) сталей производства ОАО «СЕВЕРСТАЛЬ» для обеспечепия исходной мелкозернистой структуры аустенита и повышения сквозной прокаливаемое™ проката из борсодержащих сталей до диаметра 018 мм. Исследование технологических возможности производства ОАО "Севере таль" свидетельствует о том, что на стадии горячей прокатки происходит нагрев проката до Т~1200-1250°С. Поэтому представлялось актуальным оцепить склонность к росту зерна аустениш анализируемых сталей при таких температурах и необходимость их микролегирования с целью уменьшения склонности к росту зерна.

Анализ склонности сталей к росту зерна аустенита проводили на закаленных образцах 14x25x25 мм. Температура аустенитизации (ТауСТ) варьировалась в интервале 850+

1200°С (ДТауСТ=50°С), время выдержки - 1 час, охлаждение в воде. Термическую обработку проводили в лабораторных печах СНОЛ, дополнительный контроль температуры осуществляли термопарой ПП (максимальные колебания температуры при термообработке не превышали ±5°С). Аустенитное зерно выявляли химическим травлением в пересыщенном водном растворе пикриновой кислоты Птравд =40+60°С) с добавками поверхностно-активного вещества "Hand Disk". Обсчет размера зерна аустенита проводили методом хорд на количественном структурном анализаторе "Epiquant" в полуавтоматическом режиме (от каждого варианта стали анализировали по три образца - общее количество анализируемых зерен превышало 1 ООО на вариант, увеличение х500)

Показано, что в случае низкоуглеродистых сталей интенсивный рост зерна аустенита начинается уже при температурах 850-900°С, а при температурах, соответствующих нагреву под прокатку (1200-1250 °С), размер зерна аустенита составляет 170^190 мкм Исследуемые борсодержащие стали относятся к природно мелкозернистым, но и у них при температурах нагрева от 950 до 1200°С наблюдается интенсивный рост зерна аустенита до 100т 120 мкм. Известно, что уменьшение склонности к росту зерна аустенита возможно в результате микролегирования сильными карбо- нитридообразующими элементами В связи с этим для выявления степени влияния карбидо- и нитридообразующих микролегирующих элементов на склонность к росту зерна аустенита вычисляли относительную разность размеров зерна аустенита ADT углеродистой и микролегированной стали типа 20. Содержание микролегирующих элементов варьировалось: ванадия - на четырех уровнях (<0,002; 0,03; 0,06 и 0,10 %), ниобия - на трех уровнях (<0,01; 0,02 и 0,04 %).

Установлено, что в интервале темперагур 850-950°С при содержании в стали 0,04-0,1%У или 0,01-0,04%№> не наблюдается значимых изменений в размере зерна аустенита микролегированной стали (От£18 мкм), в то время как О* углеродистой стали возрастает от 34,8 до 63,4 мкм. Размер зерна аустенита микролегированной стали при температурах нагрева под прокатку на 15-37% меньше, чем в углеродистой стали типа 20 Ниобий оказывает более сильное по сравнению с ванадием влияние на склонность к росту зерна аустенита стали типа 20 (Ог стали, содержащей 0,04%№>, на 15-20% меньше соответствующих значений для стали с 0,1%У при 850-1000°С и на 30-40% - при 1100-1200°С).

Помимо исходной мелкозернистой структуры аустенита на сталях марок 20Г2Р и 30Г1Р должна обеспечиваться высокая прокаливаемость готовых изделий для обеспечения требуемого высокого уровня прочности после термоулучшения. Известно, что на формирование уровня прокаливаемости стали оказывает влияние содержание «эффективного», т.е. несвязанно! о в нитриды, бора. Однако в отечественных борсодержащих сталях массового производства наблюдается относительно высокое содержание азота (в среднем 0,010-И),012% масс) и, как следствие, низкая (до 20-°-40%) доля «эффективного» бора, что объясняет, наблюдаемую в ряде случаев нестабильность их свойств. В этой связи, для повышения эффективности применения борсодержащих сталей предложена гибкая система управления их качеством (в том числе с использованием методов математического моделирования), которая позволяет прогнозировать уровень прокаливаемоеги борсодержащей стали конкретного химического состава. Количество несвязанного в нитриды бора определяется на основе комплексной термодинамической модели, базирующейся на теории образования неметаллических включений при кристаллизации слитка. Данный подход получил экспериментальное подтверждение и апробирован в заводской практике при производстве широкого марочного сортамента борсодержащих сталей.

В рамках предложенного подхода построены номограммы для прогноза концентрации «эффективного» бора в сталях 20Г2Р и 30Г1Р в зависимости от содержания элементов (% масс.): титана (0,01-0,06), общею бора (0,0005; 0,001-0,005), алюминия (0,024),06) и азота (0,005-0,015) - рис. 1, а также прогноза прокаливаемости при изменении концентрации элементов в пределах (% масс.): углерода (0,17-0,35), марганца (0,90^1,30) и «эффективного» бора (0,0005; 0,001-0,005).

ВеЯ. % ш>'кв

О О

а.

В ей, % тжз

О О

б.

Рис 1. Влияние титана, азота и общего содержания бора на концентрацию «эффективною» бора в сталях а) 20Г2Р, б) 30Г1Р (0,02% масс А1)

Это позволило вывести уравнение для определения доли «эффективного» бора (Д=Вэфф/Вобщ) в зависимости от концентраций (% масс.) титана, алюминия, азота и общего бора:

Д = (13,47±0,36)[Т1] * (4,34±0,25)[А1] - (58,91± 1,21)[И] + (54,5±3,69)[Вобщ] + (0,56±0,03)

и определить область допустимых значений содержания титана и азота, обеспечивающих долю «эффективного» бора >0,5, >0,8 и 1 при типичном для аналогичных сталей массового производства содержании алюминия, при общем содержании кислорода 0,006% и бора 0,002 % масс (рис. 2). Полученные соотношения были использованы при разработке нормативно-технической документации (табл. 1) и технологии производства в условиях ОАО «Северсталь» сортового проката из сталей марок 20Г2Р и 30Г1Р

Для гарантированного малого содержания азота выплавку стали осуществляли в шахтной электропечи «Фукс» с использованием до 40% жидкого чугуна в общем объеме шихты и с интенсивным окислительным периодом (скорость окисления углерода в пределах 0,05-0,07 %/мин). Электрический режим предусматривал отключение печи при содержании углерода на 0,2-0,4 % выше нижнего заданного предела, додувку для обезуглероживания без электродуги. Сталь выпускали из печи с температурой 1640-1680°С и подвер-1али внепечной обработке с введением ферросплавов на установке ковш-печь, оборудованной системой электро- или химического подогрева Сталь с температурой на 60°С выше температуры ликвидуса разливали в уширенные к верху изложницы на слитки массой 7,85 т Для предотвращения азотирования струю металла защищали подачей аргона через

кольцевое усгройство. Слитки нагревали в рекуперативных колодцах обжимного цеха до 1250-1270°С и прокатыва-ш на блюмише (стан 1300) и далее на непрерывном заготовочном стане на заготовку сечением 100x100 мм. Была предусмотрена абразивная зачистка заготовок для снятия обезуглсроженного слоя Далее сортовой прокат нагревали и прокатывали на проволочном стане 150 и мелкосортном стане 250 по традиционной для сталей данного класса технологии.

Таблица 1

Требования к химическому составу, структуре и свойствам проката сталей марок 20Г2Р и 30Г1Р, предназначенного для изготовления крепёжных изделий методом ХОШ

Содержание элементов, масс.%

С Мп S, Ti AJ S р Сг Nb V в N

Сталь 20Г2Р, ТС № 105-136-2001, Патент РФ

Требования НТД 0,170,21 0,81.10 20,17 0,03 0,05 0,020,05 <0,010 <0,020 <0,10 <0,02 0,01 -0,04 0,002 -0,005 <0,010

CidJib ЗОПР, ТС№ 105-136-2001, Патент РФ

Требования 1 0,27 -НГД | 0,31 0,81,10 <0,17 0,030,05 0,02 -0,05 <0,010 <0,020 <0,10 <0,02 0,01 -0,04 0,002 -0,005 <0,010

Дополнительные требования к прокат

- содержание ниобия - до 0.02%

- прокат поставляется в горячекатаном состоянии;

- размер действительного зерна - не крупнее номера 8 но ГОСТ5639;

- обезуглероженный слой не более 1,5% от диаметра на сторону;

- величина холодной осадки не менее 1/3 высоты,

- сквозная (90%) прокаливаемость в кругах диаметром до 20 мм - твердость в центральной зоне закаленного в масло образца - ШСг40 (20Г2Р), ШС>42 (ЗОПР);

- временное сопротивление разрыву не более 600 МПа (сталь 20Г2Р) и 650 МПа (сталь ЗОПР), относительное удлинение не менее 18%, относительное сужение не менее 52%

I_______________

Стабильность технологии производства проката из низкоуглеродистых (10, 20) и борсодержащих (20Г2Р, ЗОПР) сталей (по 600 г каждой) оценивали на основе анализа хронологического ряда концентраций углерода, ванадия, ниобия, марганца, бора, азота, гитана, алюминия, «эффективного» бора, характеристик прокаливаемости (твердости в центральной зоне закаленного в масло полнотолщинного образца, соответствующего диаметру реального проката).

Предложенная технология производства проката на ОАО "Северсталь" из опытных марок сталей 20Г2Р и ЗОПР обеспечивает сужение допусков их составов соответственно в пределах (% масс) - 0,19-0,25 (Д=0,06) и 0,29-0,35 (Д=0,06) по углероду, 0.92^-1.15 (А=0,23) по мар! анцу, 0,02-0,04 (Д-0,02) по титану, 0,02-0,05 (Д=0,03) по алюминию, 0,005-0,011 (Д=0,006) по азоту, 0,001-0,004 (Д=0,003) по бору. Анализ содержания «эффективного» бора в металлопрокате опытных плавок показал, что средняя концентрация В,фф =0,0021+0,0001%, что близко к его оптимальному содержанию. Это позволило гаран-

тировать стабильный уровень прокаливаемости металла плавок стали 20Г2Р на уровне 43Ш.С - размах А<81ШС, 30Г1Р па уровне 45Ш?С - размах Д<9ШС Для всех опытных партий проката не наблюдалось отклонений по характеристикам прокаливаемости от требований НЧД (твердость в центральной зоне закаленного в масло образца не менее 40 НЯС) В целом полученные результаты свидетельствуют об устойчивости разработанных технологических процессов.

В пятой главе предложен усовершенствованный автоматизированный комплекс (рис 3) для ускоренного отжига бунтов массой до 500 кг из у/ леродистых и легированных сталей диаметром 10+18 мм (при использовании перемотки из бунта в бунт)

Рис 3 Схема автоматизированного комплекса: разматывающее (1), правильное (2) и

подающее (3) устройства с системой, обеспечивающей варьирование диаметра; тиристорньтй преобразователь и индуктор (4); устройство формирования витка (5), термостат для замедленного охлаждения (6), пятипозиционная карусель (7).

Нагрев проката осуществляется токами высокой частоты (генератор с тиристорным преобразователем, номинальное напряжение - 380 В, суммарная мощность генератора -220 кВт, час юта - 2400 Гц) в семи секционном индукторе. Заданный температурный режим натрева поддерживается устройством автоматического регулирования температуры, конструктивно связанным с блоком управления и защиты генератора и пирометром спектрального отношения, работающего по принципу обратной связи. Охлаждение проката осуществляется в термостате. Температура в термостате может регулироваться от температуры "спокойно1 о" воздуха до 500°С в зависимости от требуемой скорости охлаждения Для оценки стабильности работы комплекса варьировали скорость перемещения проката в следующих пределах: для проката диаметром 10 мм - У-5-20 см/с, диаметром 18 мм - У=1-7 см/с, при этом время нахождения прокага в индукторе составляло т„щ,-17,5-70 и 50-350 секунд, в термостате -1 ч и 1.5 ч для проката 010 и 018 мм соответственно. Колебания температуры по измерениям как штатным пирометром, так и портативным инфракрасным пирометром «ТЪегшоРот! 64+»по длине мотка не превышали ±3-5°С.

Дм оценки зависимости скорости охлаждения проката на установке с нагревом ТВЧ о г 1емпературы в термостате, проводили теоретические расчеты по программе 19Ро1уа 1 0 Данная программа, учитывая теорию теплопроводности, позволяет рассчитывать скорости охлаждения по сечению проката низкоуглеродистых, борсодержащих и среднелегированных сталей при заданных параметрах. При расчетах варьировали следующие параметры: диаметр проката (<1=5-30мм), температура нагрева (740°С, 8100С); температура воздуха в термостате (20, 50-500°С). Рассматривали скорости охлаждения в центре (минимальная - \',пш) и на поверхности (максимальная - Утах) проката.

Показано, что значимых различий В величинах И \'гГ|]ах не наблюдается, при этом критические для сфероидизации перлита скорости охлаждения по всему сечению проката достигаются: для низкоуглеродистых сталей - уохл ^5°С/мин - при любой из возможных температур в термостате; для борсодержащих сталей - у0ХЛй1°С/мин - при температуре в 1ермостате Т>300°С; для среднелегированных сталей - уохл50,1°С/мин - при температуре в термостате Т>500°С.

Также исследовали распределение структур и механических свойств по длине и сечению проката стали 20Г2Р 010 и 018 мм Испытания проводили на полнотолщинных образцах (длина 300 мм), отобранных на участках, удаленных друг от друга на расстоянии 20 м (не менее 5 образцов на участок). Показано (рис 4), что для всех исследуемых типоразмеров проката размах (А=Хшах-Хтт) характеристик прочности и пластичности по длине проката (исключая заправочные концы длиной не более 1 м) не превышал 5-8%. Также значимо не отличались твердость и структура стали

600

п

я 580

г

к 560

1 540

s я 620

с

r j И ft* ! 1 ■т itÍiTti}^ itiTÍt*^'

1 1 -1—1.— li+f t|Í4t »iiíütt!1 1 ---u-?_L_ 1 ! 1 ¡

it

$ 75 х

I 70

2"

i 65 л 1 60

n

Я*

ITS

1

0 100 200 300 400 600 «00 700 800 ¡ Длина бунта, м

0 100 200 300 400 800 В00 700 800 Длина бунта, и

Рис 4 Распределение механических свойств сортового проката из стали 20Г2Р по длине бунта, Тижига = 770°С

В шестой главе изучено влияние технологии подготовки проката и режимов отжига сталей 20Г2Р и 38ХГНМ (химический состав - табл. 2) на морфологию перлита и ее трансформацию при дальнейшей холодной пластической деформации (е=0-60%), ими1и-

рующей условия холодной объемной штамповки крепежных деталей, а также изменение уровня механических свойств и алей с исследуемой структурой Варьирование размера исходного зерна аустенита О^м для стали 20Г2Р (0аи!4=20 и 65 мкм) и 38ХГНМ и

55 мкм) учитывало практику поставки различных заводов-производителей проката; степени предварительной деформации (б-0, 20, 40 и 60%) - моделировало различные технологические схемы подготовки проката перед отжигом. Выбор температуры нагрева при отжиге ^770±10°С и температуры в термостате Т„рм = 300°С учитывало температурно-временные режимы, полученные в лабораторных условиях.

Таблица 2

Химический состав исследуемых сталей 20Г2Р и 38ХГНМ

Марка стали Содержание элементов, масс.%

С Мл Si Ti A1 s P Cr Nb Ni V В N

20Г2Р 0,23 1,1 0,17 0,03 0,036 0,005 0,013 0,21 0,02 - 0,02 0,005 0,007

38ХГНМ 0,38 0,8 0,21 - - 0,01 0,01 0,8 - 0,9 - - -

Учет влияния второй фазы на механические свойства сплавов возможен на основе использования количественных данных о параметрах присутствующих структурных составляющих. Морфология частиц второй фазы определяет особенности их количественного описания. Одна из особенностей заключается в том, что в связи с неопределенностью формы присутствующих в сплаве частиц и отклонением их от правильной формы обычно приходится вводи ib некоторые модельные предположения. Так, довольно часто при описании равноосных частиц, в том числе и глобулярного цементита, предполагают, что они имеют форму шаров Методически ыкой подход вполне оправдан, так как при этом существенно облегчает ся применение математического аппарата В то же время установлено, что отмеченный подход, как правило, не вносит значительной погрешности в величину механических характеристик, анализируемых с привлечением количественных данных о параметрах второй фазы.

В работе предложена методика количественного описания микроструктуры глобулярного цементита, полученного на сталях 20Г2Р и 38ХГНМ. Съемку микроструктуры продольных и поперечных шлифов проводили на оптическом микроскопе "AXIOVERT 25" цифровой видеокамерой при разрешении 0,65 мкм/пикс после травления в 2% растворе азотной кислоты. Количественный металлографический анализ параметров структуры проводили с использованием программы анализа изображений Nexsys ImageExpert Pro 3 0. Оценивали следующие параметры средний размер частиц d, расстояние между частицами X, их объемная доля f и удельная поверхность Sy Для выделения объектов второй фазы изображения микроструктур подвергали следующим процедурам: наложение цифрового

медианного фильтра при радиусе анализа 1 пике (нахождение медианы цветового распределения в зоне заданного радиуса, средство подавления высокочастотных шумов); наложение градиентного фильтра (устранение боковой подсветки на изображении); проведение сегментации по цвету (разделение обьектов по цвету); проведение параметрической филырации (разделение объектов по их параметрическим характеристикам). Фильтр на- •

строен на площадь объекта 5=20 пике (удаление черных объектов площадью до 20 точек) и S=200 пике (удаление белых объектов площадью до 200 точек).

Показано, что увеличение размера исходного зерна аустенита приводит к снижению шепени сфероидизации перлита (от 80-=-90% при ^=20 мкм, сталь 20Г2Р и от 70+80% при О'-18 мкм, сталь 38ХГНМ до 55:65% при ^=65 мкм, сталь 20Г2Р и до 45^55% при О'-"55 мкм, сгаяь 38ХГНМ) При этом анализ зависимостей ств, ш-Р(е) свидетельствует о юм, что стали с более крупным исходным зерном аустенита после отжига обладают большим темпом набора прочности и падения пластичности.

Установлено, что увеличение степени предварительной деформации от 0% до 60% способствует ускоренной и более полной сфероидизации перлита. При этом анализ зависимостей ств, >|/=Р(б) свидетельствует о том, что стали с меньшей степенью предварительной деформации после отжига обладают большим темпом набора прочности и падения пластичности

Таким образом проведенный производственный эксперимент подтвердил для сталей 20Г2Р и 38ХГНМ режимы ускоренного отжига, рекомендованные после лабораторных исследований.

Поэтому в целом на основании лабораторных и производственных исследований выделены следующие оптимальные условия отжига: для чкономнолегированных борсо-держащих сталей 20Г2Р, 30Г1Р - ТОТА~740+770°С, Уохя=0 1-1 °С/мин, для легированной стали 38ХГПМ - Тотж=740-750°С, Уихл<0.1 "С/мин, для низкоуглеродистых сталей 10 и 20 - *

Тотж-740 780°С, УОхл=0.1-5 °С/мин Показано, что увеличение размера исходного аусте-нитною зерна приводит к снижению степени сфероиди *ации перлита (от 80-90% при 0'=20 мкм, сталь 20Г2Р и от 70-80% при БМ8 мкм, сталь 38ХГНМ до 55+65% при Оу-65 мкм, сталь 20Г2Р и до 45+55% при Пг=55 мкм, сталь 38ХГНМ)

В седьмой главе проведено промышленное опробования полученных результатов в условиях действующего производства ОАО «БелЗАН». Опробованы режимы кратковременного (30-90 мин) сфероидизирующего и рекрисгаллизационпого отжига углероди-с ] ых (сталь 10, 20) и легированных сталей (20Г2Р, 30Г1Р, 38ХПГМ), включающие кратковременный (несколько секунд) индукционный нагрев до температуры АС1+(10-30°С), с

последующим (в случае сфероидизирующего отжига) замедленным охлаждением в обогреваемой термокамерекамере. Показано (табл 3), что по уровню прочности и пластичности исследуемые стали, отожженные в колпаковой печи и на установке с нагревом ТВЧ значимо не различаются Увеличение степени легирования приводит к возрастанию разницы в характеристиках прочности (Асгв=[(ст1!)Ю7П-(ст,)пзч]/(ст1!)|галп) и пластичности (Д55=[(85)кош-(55)твч]/(б5)КОлп) при исследуемых вариантах отжига, что обусловлено сужением "ишервала отжигаемости" легированных С1алей, а, следовательно, и ужесточением требований к режиму отжига Однако, даже в случае стали 38ХТНМ, отклонения по характеристикам прочности ускоренно отожженной стали Дсга не превышает 12% соответствующих значений стали отожженной в колпаковых печах, при меньшей, не более чем на 8%, пластичности.

Таблица 3

Различия в характеристиках прочное! и и пластичности борсодержащих (20Г2Р, 30Г1Р) и легированной (38ХГНМ) сталей для холодной высадки, отожженных традиционным способом в колпаковых печах и на автомагизировапных комплексах с ин-

Марка стали Механические свойства Колпаковый отжиг Смягчающий отжиг с нагревом ТВЧ

538,0±12,5 547,0±7,6

От 475,0±10,3 483,0±6,9

20Г2Р 8 30,0±1,0 29,9±0,7

У 68,7±6,0 67,4±3,2

объем выборки 5000 бунтов 2000 бунтов

563,0±13,0 586,0± 11,0

От 496,0± 11,1 516,0±7,5

30ПР 8 25,4±0,9 24,8±1,3

ч< 65,6±1,5 63,7±3,4

объем выборки 800 бунгов 600 бунтов

ав 595±15,0 640±10,0

01 533±12,9 566±8,3

38ХГНМ 5 22±0,7 20±1,1

¥ 62±1,3 57,3 ±2,0

объем выборки 500 бунтов 200 бунтов

На основе проведенных исследований оптимизированы режимы сфероидизирующего и рекристаллизационного отжига на автоматизированном комплексе с ускоренным индукционным нагревам исследуемых сталей. Установлено, что для углеродистых сталей (сталь 10 и 20) оптимальное соотношение степени сфероидизации структуры и уровня механических свойств отожженного металла достигается при нагреве в интервале температур Тнагреш=Ас1+(10ч-35оС) при скорости охлаждения в интервале температур Тна11Хаа - Ащ,

- уохл<5°С/сек. Для борсодержащих сталей - 20Г2Р и 30Г1Р - Т„агрева=Ас|+(5^25°С)> уохл<ГС/сек. Для легированной стали - 38ХГНМ - Тмч,СВа-Ас|+(5+10°С), уохя^0,1°С/сек.

Таким образом, использование индукционного нагрева позволяет (в сравнении с колпаковым отжигом) сократить в 5-7 раз продолжительность термообработки, исключить образование обезуглероженного слоя, получить металл с мелкодисперсной структурой и минимальным разбросом прочностных и пластических характеристик по длине бунта. Использование деформации (не менее 35-40%) перед отжигом обеспечивает полную сферои-дизацию структуры, что в целом способствует формированию оптимального соотношения характеристик прочности и пластичности сталей, используемых для холодной высадки высокопрочных крепежных деталей. Запуск в производство в условиях цеха №15 ОАО «БелЗАН» грех установок с нагревом 7734 позволил высвободить 39 колпаковых печей

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1 Структурное состояние низкоуглеродистых, микролегированных бором и средне-легированных сталей (пластинчатый или сфероидизированный перлит) при исходном зерне аустенита менее Иу<30 мкм значимо не влияет механические свойства и их изменения при холодной пластической деформации. При умеренном размере аусгенитного зерна (30^ВТ£50 мкм для борсодержащих и низкоуглеродистых сталей, 2053Э'й40 мкм для стали 38ХГНМ) упрочнение Ла/Де при калибровке, имитирующей условия холодной объемной штамповки, для пластинчатых структур на 20-30% выше, а пластичность на 15-20% ниже, чем при сфероидизированнои структуре. При исходно крупнозернистой структуре (№>50 мкм) пластинчатый перлит в сталях для холодной объемной штамповки недопустим

2 Найдены температуры смягчающего отжига перед холодной высадкой и критические скорости охлаждения, обеспечивающие оптимальные механические свойства проката:

- низкоуглеродистые стали - 720+780°С, 5°С/сек,

- борсодержащие стали -740+780°С, 1°С/сек,

- легированная сталь 38ХГНМ - 760 =-780°С, 0,1°С/сек.

3 Установлены и запатентованы интервалы содержания титана, алюминия, азота, бора, ванадия и/или ниобия в сталях типа 10, 20,20Г2Р и 30Г1Р, обеспечивающие получение мелкозернистой структуры и сквозную прокаливаемость проката диметром до 20 мм. Предложена и освоена в условиях ОАО «Северсталь» технология производства из них сортового проката диаметром 6+23 мм.

4. На основании выявленных количественных закономерностей влияния величины зерна аустенита, степени предварительной деформации, температуры отжига и скорости охлаждения на комплекс механических свойс!в разработана технология ускоренного смягчаюшего отжига сортовою проката сталей 10, 20, 20Г2Р, 30Г1Р и 38ХГНМ на автоматизированном комплексе с нагревом ТВЧ в условиях ОАО «БелЗАН». Внедрение разработок сократило в 5-7 раз продолжительность отжига, ввод трех установок с нагревом ТВЧ высвободил 39 колпаковых печей.

5. Оптимизирован и внедрен на ОАО «БелЗАН» автоматизированный комплекс с индукционным нагревом ТВЧ для ускоренного смягчающего отжига сортового проката (диаметром о г 10 до 18 мм) в мотках из низкоуглеродистых, борсодержащих и легированных сталей, обеспечивающий точное поддержание температурного режима (±5°С), и как следствие - стабильный уровень механических свойств как по длине проката, так и по его сечению

СПИСОК РАБОТ, ОПУБЛИКОВАННЫХ ПО ТЕМЕ ДИГГЕРТАПИИ

1 Угаров А А., Гонтарук Е.И., Лехтман А А, Штанников П.А., Качесгво сортового проката из сталей 10 и 20, сфероидизироваиного в потоке стана 350 ОЭМК, Сталь, 2004, №7, с.77-81

2. Бобылев М В , Королева Е.Г., Штанников П.А., МиТОМ, Перспективные эко-номнолегированные борсодержащие стали для производства высокопрочных крепежных изделий, 2005, №5, с.51-56

3 Бобылев М В , Кудря А.В , Штанников П А., Влияние предварительной деформации на степень сфероидизации борсодержащих сталей для холодной высадки, Тезисы докладов 1-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», Москва, МИСиС, 16-18 апреля 2002 г., с. 143

4. Бобылев М.В., Штанников П.А., Влияние морфологии исходной структуры на параметры отжигаемости и уровень механических свойств при последующей деформации сталей 2012Р и 38ХГНМ, Тезисы докладов 11-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур» ПРОСТ 2004, Москва, МИСиС, 20-22 апреля 2004, с 44

5 Бобылев М В , Штанников П.А., Оптимизация режимов ускоренного отжига сортового проката для холодной высадки, Тезисы докладов 49-ой Международной научно-технической конференции ААИ «Приоритеты развития отечественного автотракторо-

строения и подготовки инженерных и научных кадров», Москва, МАМИ, 23-24 марта 2005 г, с 32

6 Пагент РФ RU 2237103, 7 CI С22С 38/54 от 14.04.2003, Высокопрочная конструкционная сталь повышенной прокаливаемости, Бюллетень Изобретения и открытия №27, 27.09.2004

7 Патент РФ RU 2237105, 7 CI С22С 38/54 от 14.04 2003, Конструкционная сталь повышенной прпкаливасмости, Бюллетень Изобретения и открытия №27, 27.09 2004

8 Патент РФ RU 2237100, 7 CI С22С 38/32 от 03.07.2003, Сталь повышенной прокаливаемости, Бюллетень Изобретения и открытия №27, 27.09.2004

9. Патент РФ RU 2237108, 7 CI С22С 38/54 от 05 08.2003, Высокопрочная kohci-рукционная сталь, Бюллетень Изобретения и открытия №27, 27.09.2004

\

Подписано в печать 31.08.2005. Формат 60x90/16. Бумага офсетная 1,0 п. л. Тираж 100 экз. Заказ № 1418

/^ИЗДАТЕЛЬСТВО

■¡^МОСКОВСКОГО ГОСУДАРСТВЕННОГО ГОРНОГО УНИВЕРСИТЕТА

Лицензия на издательскую деятельность ЛР N° 062809 Код издательства 5X7(03)

<. Отпечатано в типографии Издательства Московского государственного

горного университета

Лицензия на полиграфическую деятельность ПЛД№ 53-305

> ____

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

IM522*

РНБ Русский фонд

2006-4 10022

Введение

1. Глава 1. Аналитический обзор литературы

1.1. Критерии и методы оценки пригодности сталей для холодной 7 объемной штамповки

1.2. Перспективные требования к сталям для холодной объемной 11 штамповки

1.3. Оценка параметров сфероидизированного перлита

1.4. Получение структуры сфероидизированного перлита

1.4.1. Отпуск мартенсита

1.4.2. Отжиг с фазовой перекристаллизацией

1.4.3. Подкритический отжиг стали со структурой пластинчатого перлита

1.4.4. Прерванная закалка

1.4.5. Получение сфероидизированного перлита при термоциклической обработке

1.4.6. Влияние деформации аустенита на структуру образующегося перлита

1.4.7. Холодная деформация пластинчатого перлита с последующим отжигом

1.4.8. Теплая деформация пластинчатого перлита

1.4.9. Отжиг сталей с применением электронагрева 40 Выводы по аналитическому обзору литературы

2. Глава 2. Проведение классификации и формулирование основных 44 требований к составу и структуре сталей, пригодных для холодной объемной штамповки

2.1. Материал и методики исследования

2.2. Влияние условий подготовки структуры на механические свойства 46 углеродистых сталей 10 и

2.3. Влияние условий подготовки структуры на механические свойства 48 сталей 20Г2Р, 30Г1Р и 38ХГНМ

2.4. Влияния дисперсности исходной структуры на параметры деформационного 51 упрочнения сталей для ХОШ

Выводы по главе

2. Глава 3. Влияние температурно-временных параметров ускоренного смягчающего отжига на формирование структуры и свойств углеродистых и легированных сталей для холодной объемной штамповки

3.1. Влияние температуры нагрева в субкритическом интервале температур на 54 формирование комплекса механических свойств и степень сфероидизации исследуемых сталей

2.2. Влияние степени дисперсности исходной аустенитной структуры и режимов 57 отжига на формирование комплекса механических свойств и степень сфероидизации исследуемых сталей

3.3. Влияние скорости охлаждения от температуры отжига на формирование 60 комплекса механических свойств и степень сфероидизации исследуемых сталей Выводы по главе

4. Глава 4. Разработка оптимизированных составов низкоуглеродистых и экономнолегированных борсодержащих сталей и технологии производства из них сортового проката, пригодного для холодной объемной штамповки

4.1. Изучение склонности исследуемых сталей к росту зерна аустенита

4.2. Влияние микролегирования на склонность к росту зерна аустенита 66 низкоуглеродистых сталей

4.3. Математическая модель, оценивающая форму присутствия бора в твердом 69 растворе и уровень прокаливаемости проката из борсодержащих сталей

4.4. Определение в сталях типа 20Г2Р и 30Г1Р оптимальных соотношений Ti, А1,

N, О и В, обеспечивающих максимальные характеристики прокаливаемости

4.5. Подготовка нормативно-технической документации на производство 86 сортового проката из сталей 10, 20, 20Г2Р и 30Г1Р

4.6. Отработка технологии производства сортового проката борсодержащих 87 сталей 20Г2Р и 30Г1Р в условиях ОАО «Северсталь»

Выводы по главе

5. Глава 5. Отработка комплексного технологического решения по 94 смягчающему отжигу сортового проката в бунтах

5.1. Усовершенствование автоматизированного комплекса для смягчающего 94 отжига сортового проката в бунтах

5.2. Оценка зависимости скорости охлаждения сортового проката на 95 автоматизированном комплексе от температуры в термостате

5.3. Исследование стабильности работы автоматизированного комплекса 97 Выводы по главе

6. Глава 6. Анализ влияния технологии подготовки проката и режимов отжига 100 сталей 20Г2Р и 38ХГНМ на морфологию перлита и механические свойства проката

6.1. Методика проведения эксперимента

6.2. Анализ влияния дисперсности исходной структуры и предварительной 103 пластической деформации на структуру и механические свойства сортового проката сталей 20Г2Р и 38ХГНМ после смягчающего отжига

Выводы по главе

7. Глава 7. Промышленное опробование в условиях ОАО «БелЗАН» технологии 107 ускоренного смягчающего отжига сортового проката из низкоуглеродистых, борсодержащих и среднелегированных сталей

7.1. Опробование технологии ускоренного смягчающего отжига сортового проката 107 на автоматизированном комплексе с использованием нагрева ТВЧ

7.2. Опробование технологии производства стержневых крепежных изделий из 110 сортового проката низкоуглеродистых сталей марок 10 и

7.3. Опробование технологии производства высокопрочных болтов из 113 сортового проката борсодержащих сталей марок 20Г2Р и 30Г1Р

Выводы по главе

На современном этапе развития производства, при повсеместном истощении природных ресурсов и ухудшении экологической обстановки, наиболее остро встают вопросы разработки экологически обоснованных, ресурсосберегающих технологий получения металлопродукции при одновременном улучшении ее качества. В этой связи холодная объемная штамповка (ХОШ) является одним из наиболее перспективных способов изготовления различных крепежных изделий и других деталей автомобилестроения, обеспечивающая по сравнению с обработкой резанием значительное повышение коэффициента использования металла (до 96%). Количество крепежных изделий (болтов, винтов, шпилек, гаек, шайб и т.п.) в современном автомобиле составляет до 60% от общей номенклатуры деталей и 2-3% от его веса. В рамках современных тенденций, при разработке конкурентоспособных технологий ХОШ, необходимо изыскать дополнительные резервы повышения качества металлопродукции на всех стадиях технологического передела: разработке новых марок стали, оптимизации структуры металла, технологии его деформации, использовании новых прогрессивных смазочных материалов и способов подготовки поверхности проката перед высадкой, что, в комплексе, помимо чисто экономического эффекта, позволит снизить нагрузки на инструмент, и даст возможность существенного усложнения геометрии деталей. Важным звеном создания ресурсосберегающих технологий ХОШ крепежных деталей является структурный подход при подготовке материала, обеспечивающий гибкое управление его свойствами, за счет изменения дисперсности зерна, количества и морфологии фазовых составляющих. В настоящее время наиболее распространенной предварительной технологической операцией подготовки проката из среднеуглеродистых и легированных сталей перед ХОШ является сфероидизирующий отжиг в колпаковых печах продолжительностью до 40 часов и более. Но даже после столь длительных выдержек в структуре встречаются участки со следами пластинчатого перлита и не всегда обеспечивается равномерность свойств по длине бунта. Для низкоуглеродистых и микролегированных сталей требования к полной сфероидизации структуры перед высадкой не столь абсолютны, что позволит упростить схему подготовки металлопроката перед ХОШ. В связи с этим, актуальной является задача, поставленная в данной работе, - разработка и внедрение комплексного технологического решения, включающего оптимизацию состава экономнолегированных борсодержащий сталей, разработку и внедрение технологии производства из нее сортового проката, а также технологии ускоренного сфероидизирующего отжига на автоматизированных комплексах с использованием нагрева ТВЧ, позволяющих существенно сократить энерго- и трудозатраты, повысить точность поддержания температурного режима термической обработки, исключить обезуглероживание, обеспечить однородность структуры и свойств по сечению и длине проката.

Цель и задачи исследования. На основе классификации типов структур, пригодных для ХОШ, провести оптимизацию химического состава существующих низкоуглеродистых и борсодержащих сталей, а также технологии производства из них сортового проката, разработать режимы ускоренного отжига на установках ТВЧ, обеспечивающие рациональные условия высадки сложнопрофильных деталей для нужд автомобилестроения.

Научная новизна.

1. Выявлены количественные закономерности влияния величины исходного зерна аустенита (при вариации от 20 до 70 мкм), степени предварительной деформации калибровкой (0-36 %), температуры нагрева (740 - 800°С), скорости охлаждения (0,1-5,0°С/мин) на степень сфероидизации перлита и комплекс механических свойств низкоуглеродистых (10, 20), борсодержащих (20Г2Р, 30Г1Р) и легированной (38ХГНМ) сталей при отжиге проката с нагревом ТВЧ.

2. На основании количественных закономерностей изменения морфологии карбидной фазы и уровня механических свойств сталей 10, 20, 20Г2Р и 30Г1Р в процессе холодной пластической деформации калибровкой (0-50%) предложена классификация структурных состояний стали по их пригодности для ХОШ.

3. Установлены количественные закономерности влияния углерода, марганца, ванадия, ниобия на формирование характеристик прокаливаемости и уровень отжигаемости микролегированных борсодержащих сталей.

4. Установлена область допустимых значений содержания бора, азота, титана, алюминия, кислорода, обеспечивающая содержание эффективного бора на уровне не менее 0,80 от общего содержания бора в микролегированной ванадием и ниобием стали типа 20Г2Р и 30Г1Р.

Практическая ценность.

1. В условиях ОАО «БелЗАН» реализовано комплексное технологическое решение, включающее в себя: усовершенствование автоматизированного комплекса ускоренного сфероидизирующего отжига с нагревом ТВЧ; формулирование требований к составу и структуре сталей, обеспечивающих ускорение режимов сфероидизирующего отжига применительно к условиям комплекса; разработку ресурсосберегающей технологии ускоренного сфероидизирующего отжига сортового проката низкоуглеродистых и микролегированных бором сталей. Внедрение предложенной разработки позволило сократить в 5-7 раз продолжительность отжига, при этом запуск в производство трех установок с нагревом ТВЧ позволил высвободить 39 колпаковых печей.

2. Оптимизированы составы низкоуглеродистых (10, 20) и борсодержащих (20Г2Р и 30Г1Р) сталей, обеспечивающие получение мелкозернистой структуры и повышение характеристик сквозной прокаливаемости проката диаметром до 18 мм. На основании чего разработана нормативно-техническая документация (ТС 105-136-2001) на производство сортового проката для холодной высадки. Предложенные составы сталей защищены 4-мя патентами РФ.

3. Разработана и освоена на ОАО "Северсталь" ресурсосберегающая технология производства сортового проката 0=6-23 мм из низкоуглеродистых (10, 20) и борсодержащих (20Г2Р, 30Г1Р) сталей. Опытные партии всех сталей (по 600 т каждой) успешно переработаны в условиях ОАО "БелЗАН".

Результаты проведенных исследований были представлены на VI Московском Международном Автосалоне, Москва август 2003 г., докладывались на I и II Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», апрель 2002 и 2004 г.г., Москва, МГИСиС; на Научно-техническом семинаре «Научно-техническое обеспечение инновационной деятельности предприятий, институтов, фирм в металлургии», 17 ноября 2004 г., Москва, МГИСиС; на 49-ой Международной научно-технической конференции ААИ «Приоритеты развития отечественного автотракторостроения и подготовки инженерных и научных кадров», 23-24 марта 2005 г., Москва, МАМИ.

По теме диссертации опубликовано 9 работ, в том числе получено 4 патента РФ. Публикации отражают основное содержание работы

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Структурное состояние низкоуглеродистых, микролегированных бором и среднелегированных сталей (пластинчатый или сфероидизированный перлит) при исходном зерне аустенита менее DY<30 мкм значимо не влияет механические свойства и их изменения при холодной пластической деформации. При умеренном размере аустенитного зерна (30<Dy<50 мкм для борсодержащих и низкоуглеродистых сталей, 20<Dy<40 мкм для стали 38ХГНМ) упрочнение Aa/As при калибровке, имитирующей условия холодной объемной штамповки, для пластинчатых структур на 20-30% выше, а пластичность на 15-20% ниже, чем при сфероидизированной структуре. При исходно крупнозернистой структуре (DY>50 мкм) пластинчатый перлит в сталях для холодной объемной штамповки недопустим.

2. Найдены температуры смягчающего отжига перед холодной высадкой и критические скорости охлаждения, обеспечивающие оптимальные механические свойства проката:

- низкоуглеродистые стали - 720+780°С, 5°С/сек,

- борсодержащие стали -740+780°С, 1°С/сек,

- легированная сталь 38ХГНМ - 760+780°С, 0,1°С/сек.

3. Установлены и запатентованы интервалы содержания титана, алюминия, азота, бора, ванадия и/или ниобия в сталях типа 10, 20, 20Г2Р и 30Г1Р, обеспечивающие получение мелкозернистой структуры и сквозную прокаливаемость проката диметром до 20 мм. Предложена и освоена в условиях ОАО «Северсталь» технология производства из них сортового проката диаметром 6+23 мм.

4. На основании выявленных количественных закономерностей влияния величины зерна аустенита, степени предварительной деформации, температуры отжига и скорости охлаждения на комплекс механических свойств разработана технология ускоренного смягчающего отжига сортового проката сталей 10, 20, 20Г2Р, 30Г1Р и 38ХГНМ на автоматизированном комплексе с нагревом ТВЧ в условиях ОАО «БелЗАН». Внедрение разработок сократило в 5-7 раз продолжительность отжига, ввод трех установок с нагревом ТВЧ высвободил 39 колпаковых печей.

5. Оптимизирован и внедрен на ОАО «БелЗАН» автоматизированный комплекс с индукционным нагревом ТВЧ для ускоренного смягчающего отжига сортового проката диаметром от 10 до 18 мм) в мотках из низкоуглеродистых, борсодержащих и легированных сталей, обеспечивающий точное поддержание температурного режима (±5°С), и как следствие — стабильный уровень механических свойств как по длине проката, так и по его сечению.

1. Пьянков Ф.Н., Антонов В.А. О развитии производства крепежных изделий в автомобильной, промышленности. Кузнечно-штамповочное производство, 1985, №9, с. 3-5.

2. ГОСТ 10702-78. Сталь качественная конструкционная углеродистая и легированная для холодного выдавливания и высадки. Технические условия. Взамен ГОСТ 10702-63; Введ. 3.08.78- 13 с.

3. Чернобривенко Ю.С., Биба В.И., Лучкин B.C. и др. Влияние качества подката на калибровку и холодную высадку. В сб.: Металлургия и коксохимия. Киев, 1976, №50, с. 913.

4. Амиров М.Г., Барыкин Н.П. Оценка технологической деформируемости при холодной высадке. Автомобильная промышленность, 1980, №9, с. 26-28.

5. Амиров М.Г., Гареев Р.К., Нуркаев И.Б. Оценка технологической деформируемости при холодной штамповке деталей. Кузнечно-штамповочное производство, 1985, №9, с. 1417.

6. Колмогоров В.Л. Напряжение. Деформация. Разрушение. М.: Металлургия, 1970, 229 с.

7. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов. Т. 1,2. 3-е изд. М.: Машиностроение, 1974, 840 с.

8. Востриков А.А., Гайдук В.В., Аркулис Г.Э. Новый показатель штампуемости металла автолиста. Сталь, 1982, №1, с. 67-71.

9. Золотаревский B.C. Механические свойства металлов. 3-е изд., перераб. и доп. -М.:МИСиС, 1998, 400 с.

10. Бэкофен В. Процессы деформации. М.: Металлургия, 1977, 288 с.

11. Нотт Д.Ф. Основы механики разрушения. М.: Металлургия, 1978, 256 с.

12. Фонштейн Н.М. Применение критериев линейной механики разрушения в металловедении. М.: Машиностроение, 1979, 55 с.

13. Брунзель Ю.М., Потемкин К.Д., Рыбаков П.П., Моисеев Б.А. Влияние режимов термической обработки на пластичность сталей для холодной высадки. Сталь, 1976, №8, с. 70-74.

14. Навроцкий Г.А., Кроха В.А. Определение технологических усилий и работы деформации при штамповке деталей на одно- и многопозиционных автоматах. В кн.: Холодная объемная штамповка. Справочник. М.: Машиностроение, 1973, с. 295-310.

15. Ефимов А.А. Двухфазные ферритно-мартенситные низколегированные стали для холодной объемной штамповки высокопрочных крепежных изделий. Дисс. канд. техн. наук-М., 1986, 165 л.

16. Муштакова Т.Л. Низколегированная сталь для холодной высадки высокопрочного крепежа. Кузнечно-штамповочное производство, 1987, №10, с. 11.

17. Норицын И.А., Головин В.А., Букин-Батырев И.К. Повышение штампуемости конструкционных углеродистых сталей при холодном выдавливании. — Вестник машиностроения, 1967, №1, с. 54-57.

18. Еремеечев А.В. Термическая обработка нормалей и метизов. НИИНавтопром, 1973,67 с.

19. Долженков И.Е., Лоцманова И.Н., Бойко О.В. и др. Сфероидизирующая обработка подката. В сб.: Термическая обработка металла. М., 1977, №5, с. 44-47.

20. Полушкин Ю.Л. Влияние термической обработки и пластической деформации на распределение углерода в перлитной стали. Дисс. канд. техн. наук. - Киев, 1980, 192 л.

21. Овчаренко A.M., Брусиловский Б.А., Золотухин И.Н., Гетманский А.П. Состояние цементитной фазы в сталях после холодного гидропрессования. Физика металлов и металловедение, 1981, т. 52, вып. 5, с. 1034-1037.

22. French I.E. and Weinrich P.F. The shear mode of ductile fracture in mild steel. — Material Science and Engeneering, 1979, v. 39, p. 43-46.

23. Бейлин Б.И. Разработка и исследование низкоуглеродистых марганцевых сталей для тяжелонагруженных автомобильных деталей. Дисс. канд. техн. наук. - М., 1981, 206 л.

24. Goldenbery Т., Lee T.D. and Hirth J.P. Ductile fracture of U-notched bend specimens of spheroidized AISI 1095 steel. Metallurgical Transactions A, 1978, v. 9A, p. 1663-1671.

25. Гольдштейн М.И., Фарбер B.M. Дисперсное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979, 208 с.

26. Чернявский К.С. Стереология в металловедении. -М.: Металлургия, 194, 280 с.

27. Металлография сплавов железа / Под ред. M.JI. Бернштейна М.: Металлургия, 1985,248 с.

28. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1976, 272 с.

29. Блэнк Дж.Р., Гледман Т. // Приборы и методы физического металловедения. М.: Мир, 1973, вып. 1, с. 277-331.

30. Ростокер В., Дворак Д. Микроскопический метод в металловедении. М.: Металлургия, 1967, 206 с.

31. Физическое металловедение / Под ред. Р.У. Канна, П. Хаазена: в 3 т. М.: Металлургия, 1987. - Т. 3: Физико-механические свойства металлов и сплавов, 663 с.

32. Штремель М.А. Количественный анализ структуры сплавов. Металловедение и термическая обработка металлов, 1977, №5, с. 69-76.

33. Cahn J.W., Nuttling J. The kinetics of cellular segregation reactions. Trans. AIME, 1959, vol. 215, №3, p. 526-528.

34. Прынка Т. // Металловедение и термическая обработка металлов, 1975, №7, с. 3-8.

35. Мартин Дж.У. Микромеханизмы дисперсионного твердения сплавов. М.: Металлургия, 1983,166 с.

36. Физическое металловедение / Под ред. Р.У. Канна, П. Хаазена: в 3 т. М.: Металлургия, 1987. - Т. 2: Фазовые превращения в металлах и сплавах и сплавы с особыми физическими свойствами, 624 с.

37. Кутелия Э.Р. О кристаллографических соотношениях решеток аустенита и цементита. Физика металлов и металловедение, 1969, т. 28, вып. 5, с. 853-857.

38. Westmacott K.N., Fountain C.W., Stirton R.J. The relation between flow stress and dislocation structure during recovery of high-purity aluminum. Acta Met., 1966, vol. 14, №11, p. 1628-1629.

39. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986, 312 с.

40. Шур Е.А., Киселева Т.Н. Влияние структуры и химического состава на живучесть стали. Металловедение и термическая обработка металлов, 1976, №8, с. 39-45.

41. Мороз Л.М. //. Сборник, посвященный семидесятилетию академика А.Ф. Иофе. — М.: Издательство АН СССР, 1950, с. 417-429.

42. Corti C.W., Cotterill P., Fitzpatrick G.A. The evalution of the interparticle spacing in dispersion alloys. Inst. Met. Rews, 1974, vol. 19, p. 77-78.

43. Hilliard J.E. The effect of high pressures on transformation rates. Trans. AIME, 1962, vol. 224, №5, p. 906-917.

44. Долженков И.Е. О морфологии кристаллов цементита, образующихся при распаде аустенита горячекатаной стали. Известия АН СССР. Металлы, 1976, №1, с. 134-138.

45. Узлов И.Г., Парусов В.В., Долженков И.И. Динамическое деформационное старение при реверсивном деформировании углеродистой стали. Металловедение и термическая обработка металлов, 1980, №5, с. 54-55.

46. Баранов А.А. //. Известия АН СССР. Металлы, 1987, №4, с. 80-83.

47. Долженков И.Е., Долженков И.И. Сфероидизация карбидов в стали. М.: Металлургия, 1984, 478 с.

48. Бунин К.П., Таран Ю.Н. Металлография чугуна. Металловедение и термическая обработка металлов, 1967, №5, с. 73-80.

49. Баранова В.А., Сухомлин Г.Д. О сфероидизации цементита в стали. -Металловедение и термическая обработка металлов, 1981, №11, с. 51-55.

50. Парусов В.В., Долженков И.И., Секей А.Г., Евсюков М.Ф. Кинетика распада переохлажденного аустенита стали У8 по абнормальному механизму. Термическая обработка металлов, 1978, №7, с. 68-69.

51. Стародубов К.Ф., Долженков И.Е., Лоцманова И.Н. О механизме динамической сфероидизации цементита. Известия АН СССР. Металлы, 1971, №6, с. 120-124.

52. Стародубов К.Ф., Долженков И.Е., Лоцманова И.Н. . Металлофизика, 1971, вып. 36, с. 66-71.

53. Kaspar R., Kapelner W. //. Stahl and Eisen, 1989, №8, s. 390-396.

54. Долженков И.Е., Верболоз В.Д., Бойко O.B. Исследование влияния предварительной прерывистой закалки на процесс сфероидизации карбидов в доэвтектоидной стали. Термическая обработка металлов, 1980, вып. 9, с. 40-42.

55. Долженков И.Е., Лоцманова И.Н., Бойко О.В. Сфероидизирующая обработка подката. Термическая обработка металлов, 1977, вып. 5, с. 44-47.

56. Стародубов К.Ф., Долженков И.Е., Дроздов Б.Я. Влияние термического улучшения ланжеронов на стойкость рам автомобилей. Металлургия и коксохимия, 1980, вып. 23, с. 131-133.

57. Долженков И.Е., Лоцманова И.Н. Исследование влияния совместного и раздельного воздействия деформации и температуры до 970°С на сфероидизацию цементита эвтектоидной углеродистой стали. Металлофизика, 1970, вып. 27, с. 142-154.

58. Стародубов К.Ф., Долженков И.Е., Лоцманова И.Н. О механизме динамической сфероидизации цементита. Металлофизика, 1971, вып. 36, с. 66-71.

59. Мильман Ю.В. Структурные аспекты теплой и холодной пластической деформации кристаллических материалов. Металловедение и термическая обработка металлов, 1985, №6, с. 2-6.

60. Парусов. В.В., Долженков И.И., Сухомлин В.И. Превращение аустенита в зернистый перлит в углеродистых и легированных сталях. Металловедение и термическая обработка металлов, 1985, №6, с. 6-11.

61. Баранов А.А., Геллер А.Л., Конарев В.Г. О распаде аустенита. Металловедение и термическая обработка металлов, 1985, №6, с. 11-14.

62. Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина Л.М. Особенности упрочнения стали при термомеханической обработке. Металловедение и термическая обработка металлов, 1967, №5, с. 16-22.

63. Пустовойт В.Н., Гришин С.А. //. Металловедение и термическая обработка металлов, 1987, №4, с. 16-19.

64. Хорнбоген Э. Проблемы разработки конструкционных сплавов. М.: Металлургия, 1980, 247 с.

65. Баранов А.А., Ким Ир Ен, Рыжиков А.А. //. Изв. вузов. Черная металлургия, 1987, №4, с. 99-102.

66. Петч Н. Дж. Атомный механизм разрушения. М.: Металлургиздат, 1963, 83 с.

67. Бернштейн М.Л. Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. и др. Влияние ВТМО на процессы структурообразования при высокотемпературном отпуске стали. Изв. вузов. Черная металлургия, 1981, №9, с. 118-122.

68. Баранов А.А., Ким Ир Ен. Влияние режима сфероидизирующей обработки на структуру стали. Изв. вузов. Черная металлургия, 1984, №10, с. 156-159.

69. Баранов А.А. Структурные изменения при термоциклической обработке металлов. Металловедение и термическая обработка металлов, 1983, №12, с. 3-11.

70. Парусов В.В., Долженков И.И., Евсюков М.Ф. Окалинообразование при охлаждении катанки в потоке стана 260 завода «Красный Октябрь». Известия АН СССР. Металлы, 1978, №3, с. 112-115.

71. Узлов И.Г., Долженков И.И., Парусов В.В., Евсюков М.Ф. Влияние термоциклирования на устойчивость аустенита в перлитной области. — Металлургическая и горнорудная промышленность, 1979, №1, с. 29-30.

72. Узлов И.Г., Долженков И.И., Парусов В.В., Евсюков М.Ф. Исследование кинетики и механизма абнормального распада аустенита сталей ШХ15 и 9ХС. Известия АН СССР. Металлы, 1980, №1, с. 121-124.

73. Парусов В.В., Долженков И.И., Подобедов JI.B., Вакуленко И.А. Об абнормальном распаде переохлажденного аустенита углеродистых и легированных сталей . Известия АН СССР. Металлы, 1980, №5, с. 159-163.

74. Парусов В.В., Прокофьев В.Н., Долженков И.И. и др. Усовершенствование технологии производства игольной проволоки. Сталь, 1980, №12, с. 1090-1092.

75. Парусов В.В., Подобедов JI.B., Долженков И.И., Борисова Ж.А. Влияние масштабного фактора на абнормальный распад аустенита при термоциклической обработке. Металлургическая и горнорудная промышленность, 1981, №4, с. 42-43.

76. Гуляев АИЛ. Металлург, 1938, №1, с. 81-83.

77. Стародубов К.Ф., Парусов В.В. Долженков И.Е. и др. Влияние температуры, степени и скорости деформации аустенита при суб- и надкритических температурах на морфологию карбидной фазы в стали. Долкады АН УССР, 1982, №9, с. 80-82.

78. Парусов В.В., Долженков И.И., Сивак А.И., Олейник В.А. Взаимосвязь исходной структуры и параметров деформации стали с морфологией карбидной фазы. Известия АН СССР. Металлы, 1983, №2, с. 153-156.

79. Долженков И.И. Влияние деформации в интервале температур 20-700°С на свойства углеродистых сталей при комнатной температуре. Известия АН СССР. Металлы, 1966, №5, с. 70-74.

80. Синельников М.И., Татаренко Е.А. Влияние пластической деформации на структурные превращения в стали перлитного класса. Известия АН СССР. Металлы, 1979, №3, с. 126-130.

81. Синельников М.И., Татаренко Е.А. О возможности ускорения отжига подшипниковой стали. Известия АН СССР. Металлы, 1979, №6, с. 119-123.

82. Долженков И.И. Исследование механизма и кинетики образования структуры зернистого перлита при термической обработке катанки и проволоки. Автореферат дисс. канд. техн: наук. — Днепропетровск, 1980, 21 с.

83. Стародубов К.Ф., Узлов И.Г., Савенков В.Я. Термическое упрочнение проката. — М.: Металлургия, 1970, 368 с.

84. Долженков И.Е., Лоцманова И.Н., Кулиш Л.В. и др. Комбинированная сфероидизирующая обработка проката из доэвтектоидных сталей. — Металлургическая и горнорудная промышленность, 1975, №1, с. 39-40.

85. Шаповалов С.И., Семкин А.Т., Скрипниченко В.И. и др. Свойства низкоуглеродистой холодновысадочной проволоки в зависимости о г режима термической обработки. Сталь, 1973, №9, с. 852-855.

86. Долженков И.Е., Верболоз В.Д., Бойко О.В. Исследование закономерностей структурообразования при сфероидизирующей обработке стали с различным исходным состоянием. Известия АН СССР. Металлы, 1980, №6, с. 163-167.

87. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. Электронномикроскопическое исследование структурных превращений в перлите. Физика металлов и металловедение, 1974, т. 38, вып. 3, с. 571-579.

88. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Заваров А.С. Электропечь-ванна с кипящим слоем для скоростного безокислительного отжига изделий из меди и ее сплавов. Физика металлов и металловедение, 1980, т. 49, вып. 1, с. 138-144.

89. Пирогов В.А. Жак К.М., Михайлец Л.А., Рудницкий М.Л. О структурных изменениях в стали при выдержке в субкритическом интервале температур. Известия АН СССР. Металлы, 1977, №4, с. 140-144.

90. Стародубов К.Ф., Долженков И.Е., Флоров В.К. и др. Влияние термического упрочнения на хладостойкость сортового проката и универсальной полосы изнизкоуглеродистой и легированной стали. Термическое упрочнение проката, 1970, вып. 36, с. 24-29.

91. Геллер A.JI., Минаев А.А., Конарев В.Г. и др. Об условиях формирования структуры зернистого перлита при горячей пластической деформации доэвтектоидной стали. Изв. вузов. Черная металлургия, 1980, №12, с. 79-83.

92. Lupton D., Warringtone D. The influence of deformation on the spheroidization and coarsening of pearlite. Met. Science, 1972, vol. 6, p. 200-204.

93. Бахарев О.Г., Гаврилюк В.Г., Надутов В.М. и др.//. Физика металлов и металловедение, 1989, т. 67, вып. 2, с. 341-346.

94. Баранов А.А., Бунин К.П. Дорохин Л.М., Мовчан В.И. О формоизменении цементита при деформации стали. Металловедение и термическая обработка металлов, 1973, №9, с. 64-65.

95. Robbins J., Shepard О., Sherby О.//. Journal iron and steel institute, 1964, vol. 202, №10, p. 804-807.

96. Бабич B.K., Гуль Ю.Н., Долженков И.Е. Деформационное старение стали. — М.: Металлургия, 1972, 320 с.

97. Долженков И.Е., Лоцманова И.Н. Электронномикроскопическое исследование динамической сфероидизации цементита. Металловедение и термическая обработка металлов, 1972, №7, с. 67-69.

98. Фридель Ж. Дислокации. -М.: Мир, 1967, 644с.

99. Бунин К.П., Баранов А.А., Погребной Э.Н. Графитизация стали. — Киев: Издательство АН УССР, 1961, 39 с.

100. Баранов А.А. О пластической деформации перлита. Изв. вузов. Черная металлургия, 1963, №3, с. 98-104.

101. Баранов А.А. О начальных стадиях сфероидизации цементита в стали. Изв. АН СССР. Металлы, 1969, №3, с. 104-107.

102. Гудремон Э. Специальные стали. Т. 1. -М.: Металлургия, 1966, 736 с.

103. Северденко В.П., Макушок Е.М., Равин А.Н. Окалина при горячей обработке металлов давлением. -М.: Металлургия, 1977, 208 с.

104. Раузин Я.Р. Термическая обработка хромистой стали. М.: Машиностроение, 1978, 276 с.

105. Смарыгина И.В. Исследование и разработка комбинированных . схем термомеханической и электротермической обработок сортового проката из конструкционных сталей. Дисс. канд. техн. наук. - М., 2ООО, 172 л.

106. Дианов А.И. Исследование путей интенсификации процесса получения структуры зернистого перлита в инструментальных сталях перлитного класса. Дисс. канд. техн. наук. -М., 1974, 176 л.

107. Кузнецов А.Н. Исследование и разработка перспективной технологии электротермической обработки деталей подшипников качения массовой серии. Дисс. канд. техн. наук. -М., 1975, 197 л.

108. Сергеев Г.Н., Хасин Г.А., Чикина В.Г., Кукарцева Л.П. Термическая обработка и волочение стали с применением ТВЧ. -М.: Металлургия, 1971, 224 с.

109. Маркелова Т.А. Электротермическая обработка сортового проката с нагревом ТВЧ. Автореферат дисс. канд. техн. наук. - М., 1980, 16 с.

110. Головин Г.Ф., Зимин Н.В. Технология термической обработки металлов с применением индукционного нагрева. 4-е изд., перераб. и доп. - Ленинград: Машиностроение, 1979, 120 с.

111. Шефтель Н.И. Технология производства проката. -М.: Металлургия, 1976, 575 с.

112. Кидин И.Н., Линчин Т.Н., Маршалкин А.Н. Отжиг стали ШХ15 методом циклической электротермической обработки. - Изв. ВУЗов. Черная металлургия, 1970, №4, с. 151-154.

113. Чешляк Л., Шевечек Д., Новосельский Р. Сфероидизирущий отжиг подшипниковой стали с применением индукционного нагрева. В сб.: Новые методы упрочнения и обработки металлов, Новосибирск, 1981, с. 142-150.

114. Фельдман Б.Л., Головашкина Н.В., Дробинский М.Л. и др. Влияние термической обработки на сфероидизацию карбидов стали 40Х. Металловедение и термическая обработка металлов, 1985, №3, с. 9-13.

115. Белов А.В., Соколов А.А., Анашкин А.В. Термоциклическая обработка проволоки из углеродистой стали. Металловедение и термическая обработка металлов, 1988, №2, с. 10-12.

116. Штремт М.С., Завалишин А.Н., Иванова Л.Д. и др. Скоростной сфероидизирующий отжиг стальной проволоки. В кн.: Теория и практика процессов обработки композиционных и сплошных материалов. Магнитогорск, 1993, с. 127-136.

117. Кидин И.Н., Штремель М.А. Процесс образования аустенита.- М.: Металлургия, 1961,43 с.

118. Сталь на рубеже столетий. Колл. Авторов. Под научной редакцией Ю.С. Карабасова. -М.: МИСиС, 2001, 664 с.

119. Шабалов И.П., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И. Стали для труб и строительных конструкций с повышенными эксплуатационными свойствами.

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

121. Патент РФ RU 2237103, 7 CI С22С 38/54 от 14.04.2003, Высокопрочная конструкционная сталь повышенной прокаливаемости, Бюллетень Изобретения и открытия №27, 27.09.2004.

122. Патент РФ RU 2237105, 7 CI С22С 38/54 от 14.04.2003, Конструкционная сталь повышенной прокаливаемости, Бюллетень Изобретения и открытия №27, 27.09.2004.

123. Патент РФ RU 2237100, 7 CI С22С 38/32 от 03.07.2003, Сталь повышенной прокаливаемости, Бюллетень Изобретения и открытия №27, 27.09.2004.

124. Патент РФ RU 2237108, 7 CI С22С 38/54 от 05.08.2003, Высокопрочная конструкционная сталь, Бюллетень Изобретения и открытия №27, 27.09.2004.

125. Абрамов В.В. Напряжения и деформации при термической обработке стали. — Киев, 1985, 135 с.

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

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

128. Угаров А.А., Гонтарук Е.И., Лехтман А.А., Штанников П.А. Качество сортового проката из сталей 10 и 20, сфероидизированного в потоке стана 350 ОЭМК. Сталь, 2004, №7, с.77-81.

129. Бобылев М.В., Королева Е.Г., Штанников П. А. Перспективные экономнолегированные борсодержащие стали для производства высокопрочных крепежных изделий. Металловедение и термическая обработка металлов, 2005, №5, с.51-56.