автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Структуро- и текстурообразование в электротехнической анизотропной стали, изготовляемой с использованием процесса азотирования

СТРУКТУРО- И ТЕКСТУРООБРАЗОВАНИЕ В ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ АНИЗОТРОПНОЙ СТАЛИ, ИЗГОТОВЛЯЕМОЙ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ПРОЦЕССА АЗОТИРОВАНИЯ

Специальности: 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов 05.02.01 - Материаловедение в машиностроении

АВТОРЕФЕРАТ

ДИССЕРТАЦИИ НА СОИСКАНИЕ УЧЕНОЙ СТЕПЕНИ КАНДИДАТА ТЕХНИЧЕСКИХ НАУК

ЕКАТЕРИНБУРГ - 2005

Работа выполнена на кафедре «Термообработка и физика металлов» Уральского государственного технического университета - УПИ.

Научные руководители: доктор технических наук;

профессор Попов Артемий Александрович кандидат физико-математических наук; доцент Лобанов Михаил Львович

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук;

ведущий научный сотрудник Гервасьева Ирина Владимировна доктор технических наук; профессор Филиппов Михаил Александрович

Ведущее предприятие: ОАО «ЧМК»

Защита состоится 2 декабря 2005 г. в 15 ч. 00 мин. в ауд. Мт-324 на заседании диссертационного совета Д 212.285.04 Уральского государственного технического университета - УПИ.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке УГТУ-УПИ.

Ваш отзыв в одном экземпляре, заверенный гербовой печатью, просим направлять по адресу: 620002, Екатеринбург, К-2, ул. Мира, 19, УГТУ-УПИ, ученому секретарю университета по телефону (343) 375-45-74 или на факс (343) 374-53-35.

Автореферат разослан 31 октября 2005 г. Ученый секретарь диссертационного совета,

доктор технических наук, профессор ^ В.А. Шилов

•Ямб ¿Шо

1'Ш№

3

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Развитие современной энергетики и электротехники невозможно без совершенствования множества функциональных материалов, применяемых в данных областях деятельности. Одним из таких материалов является электротехническая анизотропная сталь, применяемая для изготовления магнитопроводов и магнита активных частей разнообразных электротехнических устройств. Свойства электротехнических сталей в значительной степени определяют характеристики, экономичность и габариты установок. Повышение магнитных свойств электротехнических сталей, а, следовательно, и совершенствование существующих и разработка новых, более эффективных технологий их производства представляет большой экономический интерес.

Высокие магнитные свойства готовой электротехнической анизотропной стали (ЭАС, технический сплав Ре - 3%81) достигаются за счет создания в ней на одном из завершающих этапов обработки совершенной кристаллографической текстуры (110)[001] (ребровая текстура, текстура Госса). Получение подобного материала происходит путем прохождения нескольких механических и термических переделов, в ходе которых последовательно ведется подготовка металла к образованию кристаллографической текстуры.

До недавнего времени в мировой практике наиболее широко были распространены сульфидный, сульфо-нитридный и нитридно-медный варианты изготовления ЭАС, относимые к «методу врожденного ингибитора», так как создаваемая в них ингибиторная фаза определяется исходным, плавочным химическим составом. Это накладывает определенные ограничения на параметры последующих операций обработки, призванные не допустить укрупнения и коагуляции частиц фазы-ингибитора и не снизить величину их стабилизационного воздействия на структуру первичнорекристаллизов перед

началом протекания аномального роста зерен.

Большую актуальность приобретает разработка, совершенствование и внедрение в практическое производство новых, лишенных данных недостатков технологических циклов изготовления анизотропных сталей. Наиболее перспективным из них представляется метод приобретенного ингибитора, отличающийся от ранее используемых введением в металл за счет химико-термической обработки регулируемого количества азота непосредственно перед окончательным высокотемпературным отжигом. Данный вариант изготовления ЭАС характеризуется сравнительной простотой, экономичностью, дает возможность изготовления стали с достаточно высокими магнитными свойствами в листах толщиной до 0.15 мм.

Цель работы заключалась в исследовании закономерностей структуро- и текстурообразования в электротехнической анизотропной стали, изготовляемой с использованием процесса азотирования.

Полученные данные являются основой для создания методов азотирования и управления структурой ЭАС нитридно-медного варианта, служащих достижению максимально высоких магнитных свойств, а также составляют базу для осуществления адаптации к российским производственным условиям технологии метода приобретенного ингибитора.

Достижение поставленной цели требовало выполнения следующих задач:

1. Исследование структуры азотированного сплава Ре-3%81. Определение влияния окисления поверхности сплава Ре-3%81 на кинетику процесса азотирования. Изучение поведения азота в техническом сплаве Fe-3%Si при высокотемпературном отжиге.

2. Исследование влияния термической обработки горячекатаного подката, деформационного старения при холодной прокатке и отжига для нормального роста зерен на формирование структуры и магнитных свойств электротехнической анизотропной стали, изготовляемой по методу приобретенного ингибитора.

3. Оценка возможности улучшения магнитных свойств ЭАС нитридно-медного варианта производства за счет использования процесса азотирования.

Научная новизна. В работе впервые были получены следующие результаты:

1. Установлено, что азотирование технического сплава при температурах 500...800°С приводит к формированию в подповерхностной области полосы большого количества частиц мелкодисперсной фазы — нитрида кремния

2. Показано, что для успешной реализации процесса азотирования сплава Ре-3%81 необходимо избегать значительного окисления поверхности металла, происходящего в ходе предварительного обезуглероживающего отжига. Основным препятствием для проникновения азота в металл в этом случае является оксид кремния вЮг, присутствующий на поверхности сплава в виде слоя толщиной несколько микрометров и представляющий собой место выделения большого количества дисперсных частиц, образующих сложную лабиринтообразную структуру.

3. Определено, что отжиг горячекатаной полосы, деформационное старение во время холодной прокатки, а также собирательная рекристаллизация зерен, проходящая непосредственно перед окончательным высокотемпературным отжигом стали, способствуют образованию более совершенной ребровой текстуры вторичной рекристаллизации при изготовлении электротехнической анизотропной стали по методу приобретенного ингибитора.

4. Показано, что азотирование технического сплава Ре-3%81 после отжига на первичную рекристаллизацию, способствует протеканию аномального роста большего количества кристаллитов совершенной ориентировки {110}<001>, что приводит к измельчению среднего размера зерна готовой ЭАС нитридно-медного варианта производства, определяя тем самым снижение ее магнитных потерь.

5. Предложена гипотеза о механизме протекания вторичной рекристаллизации в техническом сплаве Ре - 3% приводящей к возникновению совершенной однокомпонентной текстуры {110}<001> в готовой электротехнической анизотропной стали.

Практическая ценность.

Определены оптимальные режимы операций метода приобретенного ингибитора, воспроизводимые в отечественных промышленных условиях и позволяющие изготовлять сталь по своим магнитным характеристикам соответствующую сталям коммерческого класса.

Предложены методы улучшения магнитных свойств ЭАС нитридно-медного варианта за счет использования химико-термической обработки после обезуглероживающего, а также во время высокотемпературного отжигов, дающие возможность изготовлять сталь толщиной 0.23 мм.

Показано, что при вакуумно-плазменной очистке от окалины горячекатаного подката электротехнической анизотропной стали, в отличие от традиционного кислотного травления, облегчается реализация процессов обезуглероживания и азотирования технического сплава Ре - 3%81 в ходе последующих обработок.

Апробация работы. Материалы работы были доложены и обсуждены на IV региональной школе-семинаре «Фазовые и структурные превращения в сталях», Магнитогорск, 2005; на IV, V и VI Уральской школе - семинаре металловедов молодых ученых, Екатеринбург, 2002, 2003, 2004; на V отчетной конференции молодых ученых, Екатеринбург, 2003; на региональной научной конференции «Студент и научно-технический прогресс», Екатеринбург, 2002.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 11 печатных работ.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы из 113 наименований, изложена на 136 страницах, содержит 36 рисунков и 14 таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы работы, сформулирована ее цель, научная новизна и практическая значимость.

1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

В первой главе приведен обзор литературы и даны общие представления, касающиеся химических составов, технологий изготовления, а также структуро-текстурных преобразований, имеющих место на каждом из этапов обработки электротехнических анизотропных сталей.

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ

В качестве материала для исследования использовали образцы горячекатаного сплава Ре-3%Б1 с варьируемыми концентрациями углерода, кремния, меди, алюминия и азота. Толщина горячекатаных полос составляла 2.3...2.6 мм. Часть образцов после завершения горячей прокатки в чистовой группе клетей подвергали нескольким вариантам термической обработки.

Образцы, используемые для исследований, подвергали очистке от окалины путем травления в подогретой до 60...95°С 25-процентной серной кислоте. Исключение составляет часть образцов, проходившая операцию очистки от окалины путем обработки низкотемпературной плазмой.

Для исследования структуры и текстуры технического сплава Ре-3%81 использовали металлографический, микрорентгеноспектральный, химический, дифракционный и магнитный методы анализа.

Основная доля исследований осуществлялась в лабораторных условиях, однако часть экспериментов проводили в промышленных условиях.

В лабораторных условиях магнитные свойства - магнитную индукцию В100, В800, В25оо и удельные потери Р13/30, Р17/50 измеряли на образцах Эпштейна (полоски 280x30 мм) на однополосном аппарате TWM-8S. Определение магнитных характеристик в ходе промышленных экспериментов осуществляли на аппарате Эпштейна (установка У 5033) на пробах по 0.5 кг (наборе полосовых образцов) согласно ГОСТ 12119.

3. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ АНИЗОТРОПНОЙ СТАЛИ ПРИ ИСПОЛЬЗОВАНИИ ПРОЦЕССА АЗОТИРОВАНИЯ В третьей главе работы представлены результаты исследования возможностей повышения концентрации азота в техническом сплаве Ре-3%81 за счет химико-термической обработки, типа образующихся при этом фаз и поведения азота во время высокотемпературного отжига.

Установлено, что при проведении азотирования сплава Ре-3%81 в подповерхностной области образцов формируется большое количество частиц мелкодисперсной фазы - нитрида кремния 81зЫ4, располагающихся преимущественно по границам зерен.

Существенное влияние на кинетику процесса азотирования оказывает состояние поверхности полосы перед химико-термической обработкой (ХТО). При осуществлении ХТО после обезуглероживающего отжига (ОО) сплава Ре-основным препятствием для диффузии атомов азота внутрь сплава являются частицы диоксида кремния 8Юг- В процессе ОО на поверхности металла образуется слой толщиной несколько микрометров, представляющего собой место выделения большого количества дисперсных частиц вЮг, имеющих глобулярную и пластинчатую формы, образующих сложную лабиринтообразную структуру (рис. 1).

Во время химико-термической обработки диффузия атомов азота внутрь металла идет между частицами 8Ю2. Увеличение их количества, которому может способствовать повышение окислительного потенциала атмосферы обезуглероживающего отжига, а также сохранение высокой концентрации кремния на поверхности сплава, происходящее в случае кислотного удаления окалины с горячекатаного подката, приводит к увеличению длины диффузионного пути для атомов азота. Вследствие этого, насыщение сплава Ре-3%81 азотом во время ХТО затрудняется.

Микроструктура поверхностного слоя сплава Ре-3%81 после обезуглероживающего отжига (х 20 ООО)

Рис. 1

Преимуществом вакуумно-плазменного удаления окалины с горячекатаного подката ЭАС является то, что оно приводит к восстановлению окалины и образует обогащенный по железу и обедненный по кремнию поверхностный слой металла. Результатом этого является образование существенно меньшего количества оксидов кремния в поверхностных слоях полосы во время 00, что обеспечивает необходимое насыщение сплава азотом в ходе ХТО независимо от окислительного потенциала атмосферы обезуглероживающего отжига.

Образующаяся в процессе азотирования нитридная фаза SÎ3N4 нестабильна при температурах выше 700°С. Вследствие этого высокотемпературный отжиг сплава Fe-3%Si сопровождается диссоциацией данного соединения и высвобождением азота. Основная доля азота покидает металл и уходит в атмосферу отжига, однако другая его часть в количестве, определяемом содержанием алюминия и стехиометрией ингибиторной фазы A1N, остается в сплаве в виде мелкодисперсных частиц, необходимых для препятствия развитию нормального роста зерен. Таким образом, перед началом протекания вторичной рекристаллизации концентрация азота в металле практически полностью определяется концентрацией кислоторастворимого алюминия, чем больше алюминия, тем больше азота.

4. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И МАГНИТНЫХ СВОЙСТВ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ АНИЗОТРОПНОЙ СТАЛИ, ПРОИЗВОДИМОЙ ПО МЕТОДУ ПРИОБРЕТЕННОГО ИНГИБИТОРА

Четвертая глава работы посвящена исследованию формирования структуры и текстуры электротехнической анизотропной стали, изготовляемой по методу приобретенного ингибитора, во время таких операций обработки как отжиг после горячей прокатки (ОГП), деформационное старение во время холодной прокатки, а также отжиг для нормального роста зерен (НРО). Структуро- и текстурообразование в сплаве Ре-3%8ц происходящие во время указанных переделов, остаются, на сегодняшний день, малоизученными, а их влияние на формирование совершенной ребровой текстуры и уровня магнитных свойств готовой ЭАС не всегда понятным.

Отжиг после горячей прокатки технического сплава Ре-3%81, являясь по сути кратковременным высокотемпературной обработкой со сложным законом охлаждения, приводит к более равномерному распределению азота по объему металла, что увеличивает эффективность работы ингибиторной фазы. В процессе ОГП происходит обезуглероживание поверхностных слоев полосы, приводящее к увеличению размеров расположенных в них зерен, обладающих ребровой ориентировкой (рис. 2). Это имеет положительное влияние с точки зрения более стабильного воспроизводства в стали при последующих обработках ориентировки {И0}<001>.

При использовании отжига горячекатаной полосы в технологическом цикле < производства ЭАС по методу приобретенного ингибитора снижается размер зерна готового металла, вторично рекристаллизованная макроструктура характеризуется развитыми, изрезанными зеренными границами, а также мелкими кристаллитами в теле крупных зерен, что заметно сокращает гистерезисную составляющую потерь при перемагничивании вследствие измельчения доменной структуры стали.

Влияние отжига после горячей прокатки на структуру и текстуру горячекатаного подката ЭАС, изготовляемой методом приобретенного ингибитора

Ци|И1НЧД«М1«| U«f*nnilff*MMai

Рис. 2.

Отрицательным эффектом ОГП является рассеяние текстуры горячекатаного подката, в том числе и ее ребровой составляющей (рис. 2).

Быстрая закалка после отжига горячекатаной полосы способствует фиксации в твердом растворе (феррите) атомов углерода, наличие которых является необходимым для реализации деформационного старения металла при последующей холодной прокатке.

Применение деформационного старения в процессе изготовлении анизотропной стали по методу приобретенного ингибитора обеспечивает существенное повышение ее магнитных свойств независимо от типа термической обработки горячекатаного подката (рис. 3).

Механизм влияния деформационного старения на формирование более высоких свойств готовой ЭАС на сегодняшний день не ясен, однако ее применение приводит к увеличению интенсивности октаэдрических составляющих текстуры холоднокатаного металла. Более интенсивно этот эффект проявляется при использовании отжига после горячей прокатки.

Ориентировка {111 }<110> - одна из основных компонент текстуры металла после холодной деформации. Во время протекания первичной рекристаллизации в сплаве Fe-3%Si она переходит в {111}<112>. Зерна этой ориентировки являются наиболее легко поглощаемыми при аномальном росте зерен с ориентировкой

{110}<001>, следовательно, увеличение удельного объема металла, занимаемого октаэдрическими компонентами, способствует увеличению вероятности развития вторичной рекристаллизации с образованием более совершенной ребровой текстурой.

Влияние деформационного старения на магнитные свойства ЭАС, изготовляемой по методу приобретенного ингибитора

В800тах, 1.95 1.90 1.85 1.80 1.75 1.70 1.65 1.60 1.55 1.50

ГП ГП + Тсм ГП + ОГП

Схема термической обработки горячекатаного подката |И без деформационного старения И с деформационным старением

ГП - горячая прокатка с температурой смотки 580°С;

ГП + Тем - горячая прокатка с повышенной температурой смотки - 720°С;

ГП + ОГП - горячая прокатка с отжигом после горячей прокатки.

Рис.3

Отжиг для нормального роста зерен, осуществляемый непосредственно перед высокотемпературной обработкой анизотропной стали, позволяет увеличить объем металла, занимаемый ориентировками типа {111}<112>, уже после завершения первичной рекристаллизации.

Наилучшие магнитные свойства были получены на образцах, проходивших отжиг после горячей прокатки, деформационное старение во время холодной прокатки, а также отжиг для нормального роста зерен при температуре 850°С. Размер зерна данных образцов перед началом вторичной рекристаллизации

составлял ~ 22 мкм (рис. 4). Повышение температуры НРО выше 850°С нецелесообразно, так как может привести к началу процессов растворения и коагуляции частиц ингибиторной фазы A1N.

Влияние температуры отжига для нормального роста зерен на размер зерна перед вторичной рекристаллизацией и конечные магнитные свойства готовой ЭАС

Температура НРО, °С

Рис.4

5. ПРИМЕНЕНИЕ АЗОТИРОВАНИЯ В ПРОИЗВОДСТВЕ

ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ АНИЗОТРОПНОЙ СТАЛИ НИТРИДНО-МЕДНОГО ВАРИАНТА ИНГИБИРОВАНИЯ Вероятность развития аномального роста зерен ребровой ориентировки во время высокотемпературного отжига ЭАС нитридно-медного варианта (особенно в толщинах 0.27мм, 0.23 мм) зачастую оказывается слишком мала из-за малой эффективности ингибиторной фазы A1N. Это является следствием недостаточного содержания азота в стали, выплавляемой кислородно-конвертерным способом. Применение операции азотирования стали, позволяющее увеличить эффективность ингибиторной фазы на более поздних этапах обработки, возможно, позволило бы избежать данных затруднений и существенно увеличил, вероятность протекания аномального роста зерен в тонколистовой стали.

Осуществление химико-термической обработки сплава Ре-3%81 после обезуглероживающего отжига, в соответствии с технологией метода приобретенного ингибитора, действительно позволяет повысить эффективность ингибиторной фазы, что выражается в увеличении вероятности протекания вторичной рекристаллизации по всему объему металла не только в толщине 0.30 мм, но и в толщине 0.23 мм. Также использование азотирования приводит к уменьшению среднего размера вторичнорекристаллизованных зерен, что оказывает положительное влияние на снижение величины ваттных потерь готовой ЭАС.

Для максимально эффективного использования ингибирующей способности частиц второй фазы ХТО целесообразно осуществлять непосредственно перед началом вторичной рекристаллизации.

Азотирование холоднокатаного металла до отжига на первичную рекристаллизацию (ПР) препятствует развитию как ребровой, так октаэдрической составляющей текстуры ПР, причем интенсивность последней снижается в существенно большей степени (табл. 1). Текстура вторичной рекристаллизации в этом случае отличается значительным рассеянием, на макроструктуре присутствуют участки нормального роста зерен.

Осуществление операции азотирования после отжига на ПР не оказывает какого-либо влияния на формирование структуро-текстуряого состояния первичнорекристаллизованной матрицы металла. Высокие интенсивности ребровой и октаэдрической составляющих текстуры ПР (табл. 1) способствуют протеканию аномального роста зерен ориентировки {110}<001> по всему объему металла, обеспечивая высокое совершенство текстуры вторичной рекристаллизации.

Для ЭАС нитридно-медного варианта большое значение имеет скорость нагрева при отжиге на ПР. Быстрый нагрев приводит к взрывному характеру роста большого количества зародышевых центров как совершенных, так и рассеянных ориентировок, что определяет некоторое снижение интенсивностей

ребровой и октаэдрической текстурных составляющих. В условиях медленного нагрева, по всей видимости, преобладают процессы селективного роста более совершенных субзерен ориентировок {110}<001> и {111}<112>, интенсивность которых в текстуре первичной рекристаллизации заметно повышается (табл. 1).

Таблица 1

Средние интенсивности компонент текстуры первичной рекристаллизации

образцов в зависимости от схемы экспериментальной обработки

Режимы обработки

Компоненты текстуры ПР Быстрый нагрев на ПР (15°/с) Медленный нагрев на ПР (0.004%)

2ХП-ХТО- 2ХП-ПР- 2ХП-ХТО- 2ХП-ПР-

ПР-ВР ХТО-ВР ПР-ВР ХТО-ВР

{110}<001> 1.7 1.2 1.1 1.5

{110}<112> 1.2 0.9 1.0 1.3

{111}<112> 2.4 3.7 2.6 4.4

{111}<110> 3.1 3.6 3.3 4.7

{100}<011> 1.7 2.1 2.2 2.1

{100}<023> 1.6 2.0 2.1 2.0

Оригинальным способом осуществления ХТО технического сплава Ре-3%81 во время высокотемпературного отжига является использование азотсодержащих компонентов термостойкого покрытия металла, обеспечивающих выделение свободного азота в интервале температур 700...900°С. Это позволяет повысить эффективность ингибиторной фазы непосредственно перед началом процесса вторичной рекристаллизации.

Экспериментальные данные, полученные в пятой главе работы, позволили сформулировать гипотезу о механизме протекания вторичной рекристаллизации в техническом сплаве Ре-3% 81. Предполагается, что основную роль в развитии аномального роста зерен ориентировки {110}<001> играет их ближайшее текстурное окружение. При условии формирования стыка границ зерен, образуемого ребровым зерном и как минимум двумя зернами других ориентировок, имеющих с ним специальные границы (£3, £9), а между собой имеющих высокоугловую границу общего типа (рис. 4), развитие процесса вторичной рекристаллизации будет происходить путем увеличения размеров ребрового зерна за счет движения стыка границ в сторону уменьшения длины

границы общего тала и одновременного увеличения протяженности

специальных границ. Движущей силой процесса является уменьшение величины свободной энергии состояния системы при замене высокоугловых границ общего типа специальными границами. Получив размерное преимущество над зернами окружающей матрицы, зерно {110}<001> продолжает свой аномальный рост за счет движения теперь уже высокоугловых границ.

Схема предполагаемой текстурной комбинации зерен (тройной стык), благоприятной для начала аномального роста кристаллита ориентировки (110)[001]

13,29, - специальные границы; Е® - граница общего типа;

4- - величина энергии состояния отдельного типа границы

<— - результирующая величин энергий границ, входящих в тройной узел, определяющая направление его движения во время аномального роста зерен

Рис.4

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Установлено, что азотирование технического сплава Ре-3%81 при температурах 500...800°С приводит к формированию в подповерхностной области полосы большого количества частиц мелкодисперсной фазы — нитрида кремния Данный процесс может быть затруднен вследствие окисления поверхности металла, происходящего в ходе предварительного обезуглероживающего отжига. Основным препятствием для проникновения азота в металл в этом случае является оксид кремния 8102, присутствующий на поверхности полосы в виде слоя толщиной несколько микрометров, состоящего из дисперсных частиц, образующих сложную лабиринтообразную структуру.

2. Показано, что в процессе высокотемпературного отжига при нагреве ранее азотированного технического сплава Ре-3%81 в нем наблюдается уменьшение концентрации азота (за счет ухода последнего в атмосферу). Перед началом реализации процесса аномального роста зерен (температура ~ 900°С) остаточное количество азота в сплаве, независимо от его исходной величины, соответствует концентрации алюминия.

3. Продемонстрировано, что применение в технологическом цикле производства ЭАС методом приобретенного ингибитора операций а)отжига горячекатаной полосы; б)деформационного старения металла во время холодной прокатки и в)отжига для нормального роста зерен способствует более стабильному воспроизводству ребровой ориентировки в течение всего цикла обработки стали и создает текстурные предпосылки для аномального роста большего количества зерен ориентировки {110}<001>, чем обеспечивает достижение более высоких магнитных свойств готовой ЭАС.

4. Показано, что наиболее благоприятным с точки зрения уровня магнитных свойств электротехнической анизотропной стали нитридно-медного варианта производства является осуществление химико-термической обработки после отжига на первичную рекристаллизацию, проведенного с медленным нагревом. В этом случае без изменений структуро-текстурного состояния

первичнорекристаллизованного металла происходит увеличение эффективности ингибиторной фазы, что обеспечивает аномальный рост большего количества кристаллитов ориентировки {110}<001>, способствует увеличению степени совершенства текстуры и уменьшению среднего размера зерна готовой ЭАС.

5. Предложена гипотеза о механизме протекания вторичной рекристаллизации в техническом сплаве Fe - 3% Si, приводящей к возникновению совершенной однокомпоненгной текстуры {110}<001> в готовой электротехнической анизотропной стали.

6. Разработаны методы азотирования электротехнической анизотропной стали нитридно-медного варианта после обезуглероживающего, а также во время высокотемпературного отжигов. Оба варианта химико-термической обработки позволяют не только повысить эффективность ингибиторной фазы AIN, увеличивая тем самым полноту и вероятность реализации аномального роста зерен совершенной ребровой ориентировки, но и открывают возможность изготовлять ЭАС толщиной 0.23 мм, обладающую более высокими магнитными свойствами.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. О возможности улучшения качества электротехнической анизотропной стали нитридно-медного варианта ингибирования за счет использования процесса азотирования/ Лобанов М. Л., Гомзиков, А.И., Первушина О. В., Акулов C.B. // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 2004 г., № 8, С. 24.. .30.

2. Обезуглероживающий отжиг технического сплава Fe-3%Si /Лобанов М. Л., Гомзиков, А.И., Пятыгин А.И., Акулов C.B.// МиТОМ. 2005 г. №10 С. 40. ..45.

3. Лобанов М.Л., Гомзиков А.И. Формирование текстуры в электротехнической анизотропной стали // В сб. Фазовые и структурные превращения в сталях. Выпуск 4. Магнитогорский дом печати. 2005 г. С. 119.. .156.

4. Гомзиков А.И.. Грушина H.H. Азотирование технического сплава Fe-3%Si // В тезисах докладов региональной научной конференции «Студент и научно-технический прогресс», Екатеринбург: ГОУ УГТУ-УПИ, 2002 г., С.42.

5. Гомзиков А.И., Акулов C.B. Возможности улучшения качества электротехнической анизотропной за счет использования процесса азотирования

// В тезисах докладов «IV Уральская школы - семинара металловедов -молодых ученых», Екатеринбург, 18-23 нояб., 2002 г., с. 42.

6. Акулов С.В., Гомзиков А.И. Исследование процессов окисления технического сплава Ре-3%81 // В тезисах докладов «IV Уральская школы - семинара металловедов - молодых ученых», Екатеринбург, 18-23 нояб., 2002 г., С. 97.

7. Гомзиков А.И., Лобанов М.Л. Технология производства электротехнической анизотропной стали с использованием процессов химико-термической обработки // В тезисах докладов региональной научной конференции «Студент и научно-технический прогресс», Екатеринбург: ГОУ УГТУ-УПИ, 2002 г. С. 41.

8. Лобанов М.Л., Гомзиков А.И., Шерстобитова М.В. Вакуумно-плазменная обработка поверхности электротехнической стали // В тезисах докладов «V Уральская школы - семинара металловедов - молодых ученых», Екатеринбург, 17-22 нояб., 2003 г., С. 26.

9. Гомзиков А.И., Попов А.А. Вакуумно-плазменная обработка электротехнической анизотропной стали // Научные труды пятой отчетной конференции молодых ученых: Сб. статей в 2 ч., Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2003 г., 4.1, С. 134...135.

10. Гомзиков А.И., Редикульцев А.А. Влияние азотирования и скорости нагрева при отжиге на первичную рекристаллизацию на процесс текстурообразования в техническом сплаве Ре-3%81 // В тезисах докладов «VI Уральская школы -семинара металловедов - молодых ученых», Екатеринбург, 2-4 нояб., 2004 г.,

С. 7.

11. Гомзиков А.И., Лобанов М.Л., Редикульцев А.А. О механизме текстурной наследственности в техническом сплаве Ре-3%81 // В тезисах докладов «VI Уральская школы - семинара металловедов - молодых ученых», Екатеринбург, 2-4 нояб., 2004 г., С. 46.

к'

21265

РНБ Русский фонд

2006-4 22890

Подписано в печать 28.10.2005 Формат 60x84 1/16

Бумага типографская Плоская печать Усл.печ.л. 2,23

Уч.-изд. л. 2,0 Тираж 100 Заказ 172 Цена «С»

Редакционно-издательский отдел ГОУ ВПО УГТУ-УПИ 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

Ризография НИЧ УГТУ-УПИ 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

ВВЕДЕНИЕ.

1. Аналитический обзор.

1.1. Требования, предъявляемые к химическому составу электротехнической анизотропной стали.

1.2. Основные технологии производства электротехнической анизотропной стали.

1.3. Горячая прокатка. ь 1.4. Отжиг после горячей прокатки.

1.5. Преобразование текстуры электротехнической анизотропной стали при холодных деформациях и рекристаллизационных отжигах.

1.6. Гипотеза Харасе о протекании вторичной рекристаллизации при производстве электротехнической анизотропной стали методом приобретенного ингибитора.

1.7. Постановка задачи исследования.

2. Материалы и методики исследований.

2.1. Материалы для исследований.

2.2. Методики исследований.

3. Формирование структуры электротехнической анизотропной стали при использовании процесса азотирования. ж 3.1. Структура азотированного слоя технического сплава Ре-3% и идентификация находящихся в нем нитридных фаз.

3.2. Влияние типа окисной пленки на кинетику процесса азотирования технического сплава Ре-3%81.

3.3. Поведение азота в техническом сплаве Ре-3% Б! в процессе высокотемпературного отжига.

3.4. Выводы к главе 3.

4. Формирование структуры и магнитных свойств электротехнической анизотропной стали, производимой по методу приобретенного ингибитора.

4.1. Влияние исходной обработки на конечные магнитные свойства * готовой электротехнической анизотропной стали, производимой по методу приобретенного ингибитора.

4.2. Влияние обработки деформационным старением между проходами во время однократной холодной деформации на конечные магнитные свойства готовой электротехнической анизотропной стали, производимой по методу приобретенного ингибитора.

4.3. Влияние нормального роста зерна перед азотированием на конечные магнитные свойства готовой электротехнической анизотропной стали, производимой по методу приобретенного ингибитора.

4.4. Выводы к главе 4.

5. Применение азотирования в производстве электротехнической анизотропной стали нитридно-медного варианта ингибирования.

5.1. Эволюция ингибиторной фазы A1N в техническом сплаве Fe - 3%Si в течение технологического цикла его обработки.

5.2. Исследование влияния азотирования электротехнической анизотропной стали, проводимого после обезуглероживающего отжига на ее макроструктуру и конечные магнитные свойства.

5.3. Влияние процесса азотирования на формирование текстуры и структуры электротехнической анизотропной стали нитридно-медного варианта ингибирования на этапах протекания в ней первичной и вторичной рекристаллизаций.

5.4. Исследование влияния азотирования электротехнической анизотропной стали, проводимого во время высокотемпературного отжига, на ее макроструктуру и конечные магнитные свойства.

А 5.5. Гипотеза о механизме протекания вторичной рекристаллизации в техническом сплаве Fe - 3% Si, приводящей к возникновению совершенной однокомпонентной текстуры {110}<001> в готовой электротехнической анизотропной стали.

5.6. Выводы к главе 5.

Развитие современной энергетики и электротехники невозможно без совершенствования множества функциональных материалов, применяемых в данных областях деятельности. Одним из таких материалов является электротехническая анизотропная сталь (ЭАС, сплав Ре -3%81), применяемая для изготовления магнитопроводов и магнитоактивных частей разнообразных электротехнических устройств. Свойства электротехнических сталей в значительной степени определяют характеристики, экономичность и габариты этих устройств. Повышение магнитных свойств электротехнических сталей, а, следовательно, и совершенствование существующих и разработка новых, более эффективных технологий их производства представляет большой экономический интерес.

Высокие магнитные свойства готовой ЭАС достигаются за счет создания в ней на одном из завершающих этапов обработки совершенной кристаллографической текстуры (110)[001] (ребровая текстура, текстура Госса). Получение подобного материала происходит путем прохождения нескольких механических и термических переделов, в ходе которых последовательно ведется подготовка металла к образованию кристаллографической текстуры.

До недавнего времени в мировой практике наиболее широко были распространены сульфидный, сульфо-нитридный и нитридно-медный варианты изготовления ЭАС, относимые к «методу врожденного ингибитора», поскольку создаваемая в них ингибиторная фаза определяется исходным химическим составам стали. Это накладывает определенные ограничения на параметры последующих операций обработки, призванные не допустить укрупнения и коагуляции частиц фазы-ингибитора и не снизить величину их стабилизационного воздействия на структуру первичнорекристаллизованной матрицы металла перед началом протекания аномального роста зерен.

В связи с этим возникла необходимость разработать новую лишенную данных недостатков технологию, отличающуюся введением в сталь за счет химико-термической обработки регулируемого количества нитридов непосредственно перед окончательным высокотемпературным отжигом. Данный вариант изготовления ЭАС получил название «метода приобретенного ингибитора» и является на сегодняшний день наиболее перспективным с точки зрения сравнительной простоты, экономичности, возможностей получения стали с достаточно высокими магнитными свойствами в толщинах 0.15.0.18 мм.

Цель работы заключалась в исследовании закономерностей структуро- и текстурообразования в электротехнической анизотропной стали, изготовляемой с использованием процесса азотирования, для оценки возможностей оптимизации режимов обработки нитридно-медного варианта технологии с целью получения стали в толщине 0.23 мм, а также для разработки адаптированного к российским условиям производственного цикла «метода приобретенного ингибитора».

В тексте работы были использованы сокращения некоторых терминов, расшифровка которых приведена ниже:

ЭАС - электротехническая анизотропная сталь;

ГП - горячая прокатка;

ВПО - выкуумно-плазменная обработка;

ОГП - отжиг после горячей прокатки;

ХП - холодная прокатка;

ОХП - однократная холодная прокатка;

00 - обезуглероживающий отжиг;

ХТО - химико-термическая обработка;

НРО - отжиг для нормального роста зерен;

ВТО - высокотемпературный отжиг;

ПР - первичная рекристаллизация;

СР - собирательная рекристаллизация;

ВР - вторичная рекристаллизация;

МПИ - метод приобретенного ингибитора;

5.6. Выводы к главе 5

1. Установлено, что для достижения положительного влияния азотирования на уровень конечных магнитных свойств ЭАС нитридно-медного варианта большое значение имеет местоположение данной операции в технологическом цикле ее производства.

При проведении химико-термической обработки после обезуглероживающего отжига сплава Ре - 3%81 перед второй холодной прокаткой наблюдается повышение стабильности протекания процесса вторичной рекристаллизации, возникающее в результате увеличения эффективности фазы-ингибитора.

Осуществление азотирования непосредственно после холодной деформации перед высокотемпературным отжигом стали существенно снижает вероятность аномального роста зерен, способствуя развитию собирательной рекристаллизации.

Выполнение химико-термической обработки металла после отжига на первичную рекристаллизацию не только повышает стабильность протекания вторичной рекристаллизации, но и позволяет несколько повысить степень совершенства ребровой текстуры готовой ЭАС, что выражается в ее более высоких магнитных свойствах.

2. Показано, что местоположение операции азотирования в значительной мере определяет текстурное состояние первичнорекристаллизованной матрицы ЭАС нитридно-медного варианта.

В случае проведения химико-термической обработки холоднокатаного металла перед отжигом на первичную рекристаллизацию наблюдается заметное снижение интенсивностей ребровых и октаэдрических составляющих текстуры ПР. Этот эффект менее заметен при быстром нагреве на ПР, однако лишь в силу того, что быстрый нагрев на ПР сам по себе способствует развитию бестекстурной составляющей. Вторичнорекристаллизованный металл характеризуется большим рассеянием текстуры {110}<001>.

Азотирование после отжига на первичную рекристаллизацию не изменяет текстурного состояния матрицы металла, однако, повышая эффективность ингибиторной фазы, способствует аномальному росту более совершенных ребровых зерен. После отжига на ПР, проведенного с медленным нагревом, ХТО и отжига на ВР макроструктура стали характеризуется исключительно вторичнорекристаллизованными зернами с ярко выраженной текстурой Госса.

3. Предложена гипотеза о механизме протекания вторичной рекристаллизации в техническом сплаве Ре - 3% 81, приводящей к возникновению совершенной однокомпонентной текстуры {110}<001> в готовой электротехнической анизотропной стали.

Согласно гипотезе, основную роль в развитии аномального роста зерен ориентировки {110}<001> играет их ближайшее текстурное окружение. При условии формирования стыка границ зерен, образуемого ребровым зерном и как минимум двумя зернами других ориентировок, имеющих с ним специальные границы (£з, £9), а между собой имеющих высокоугловую границу общего типа, развитие процесса вторичной рекристаллизации будет происходить путем увеличения размеров ребрового зерна за счет движения стыка границ в сторону уменьшения длины границы общего типа и одновременного увеличения протяженности специальных границ. Движущей силой процесса является уменьшение величины свободной энергии состояния системы при замене высокоугловых границ общего типа специальными границами.

4. Продемонстрировано, что химико-термическая обработка ЭАС нитридно-медного варианта позволяет существенно повысить ее конечные магнитные свойства. Более эффективным является осуществление азотирования после завершения в металле ПР, нежели после обезуглероживающего отжига, однако, оба данных варианта ХТО позволяют заметно повысить стабильность протекания процесса ВР, открывая возможности по изготовлению ЭАС толщиной 0.23 мм, обладающей существенно более высокими магнитными свойствами.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Установлено, что азотирование технического сплава Ре-3%81 при температурах 500.800°С приводит к формированию в подповерхностной области образцов большого количества частиц мелкодисперсной фазы - нитрида кремния

2. Показано, что для успешной реализации процесса азотирования сплава Ре-3%81 необходимо избегать значительного окисления поверхности металла, происходящего в ходе предварительного обезуглероживающего отжига. Основным препятствием для проникновения азота в этом случае является оксид кремния БЮг, присутствующий в подповерхностном слое полосы в виде дисперсных частиц, образующих сложную лабиринтообразную структуру. Диффузия атомов азота идет между частицами БЮг, количество которых пропорционально температуре и окислительному потенциалу атмосферы обезуглероживающего отжига. Одновременное повышение данных характеристик приводит как к ухудшению рафинировки металла от углерода, так и к уменьшению концентрации азота в стали при ее последующем азотировании.

3. Зафиксировано, что в случае применения вакуумно-плазменного удаления окалины с горячекатаных образцов сплава Ре-3%81 поверхностные слои металла характеризуются пониженным содержанием кремния. В силу этого в подповерхностных объемах металла не образуется значительного количества частиц БЮг, а повышение содержания азота в процессе химико-термической обработки происходит независимо от окислительного потенциала атмосферы предшествующего обезуглероживающего отжига.

4. Установлено, что в процессе высокотемпературного отжига при нагреве ранее азотированного технического сплава Ре-3%81 в нем наблюдается уменьшение концентрации азота (за счет ухода последнего в атмосферу). Перед началом реализации процесса аномального роста зерен (температура ~ 900°С) остаточное количество азота в сплаве, независимо от его исходной величины, соответствует концентрации алюминия.

5. Показано, что отжиг горячекатаной полосы создает специфическую структуру металла, облегчающую механизм наследования текстуры. Закалка, проводимая после данной операции, способствует фиксации в твердом растворе (феррите) атомов углерода, необходимого для деформационного старения в процессе последующей холодной прокатки.

6. Деформационное старение во время холодной прокатки приводит к увеличению октаэдрических и ребровых составляющих текстуры деформированного металла, чем способствует образованию более совершенной ребровой текстуры вторичной рекристаллизации.

7. Установлено, что собирательная рекристаллизация зерен приводит к увеличению удельного объема металла занимаемого октаэдрическими составляющими текстуры, облегчая тем самым реализацию аномального роста зерен совершенной ориентировки {110}<001>. Для технического сплава Fe - 3%Si, проходившего отжиг после горячей прокатки, а также деформационное старение при холодной прокатке, оптимальная температура отжига для реализации нормального роста зерен составляет ~ 850°С. Отжиг при данной температуре позволяет увеличить интенсивность октаэдрических компонент текстуры металла, не допуская растворения и коагуляции частиц фазы-ингибитора.

8. Показана необходимость использовать в технологическом цикле производства ЭАС методом приобретенного ингибитора операции отжига горячекатаной полосы, деформационного старения металла во время холодной прокатки, а также отжига для нормального роста зерен перед реализацией вторичной рекристаллизации, как способствующих достижению более высоких магнитных свойств стали.

9. Зафиксировано, что местоположение химико-термической обработки в технологическом цикле производства ЭАС нитридно-медного варианта оказывает заметное влияние на уровень ее конечных магнитных свойств. Причиной этому служит образование различных текстурных состояний первичнорекристаллизованного металла в зависимости от комбинации операций обработки. Наиболее благоприятным с точки зрения конечных магнитных свойств ЭАС является проведение ХТО после отжига на первичную рекристаллизацию, проведенного с медленным нагревом. В этом случае без изменений структуро-текстурного состояния первичнорекристаллизованного металла происходит увеличение эффективности ингибиторной фазы, что обеспечивает аномальный рост большего количества кристаллитов ориентировки {110} <001 >, способствует увеличению степени совершенства текстуры и уменьшению среднего размера зерна готовой ЭАС.

10. Предложена оригинальная гипотеза о механизме протекания вторичной рекристаллизации в техническом сплаве Fe - 3% Si, приводящей к возникновению совершенной однокомпонентной текстуры {110} <001 > в готовой электротехнической анизотропной стали.

11. Разработаны способы химико-термической обработки электротехнической анизотропной стали нитридно-медного варианта ингибирования после обезуглероживающего, а также во время высокотемпературного отжигов. Предпочтительным является осуществление азотирования в процессе ВТО после завершения в металле первичной рекристаллизации, однако, оба варианта позволяют не только повысить эффективность ингибиторной фазы A1N, увеличивая тем самым полноту и вероятность реализации аномального роста зерен совершенной ребровой ориентировки, но и открывают возможность изготовления ЭАС толщиной 0.23 мм, обладающей существенно более высокими магнитными свойствами.

1. Казаджан Л.Б., Шитов В.В., Соколова И.Л. Влияние условий горячей прокатки на формирование текстуры подката электротехнической стали // Сталь. 1994. №10. С. 71. 74.

2. Гольдштейн В.Я., Пащенко С.В., Гражданкин С.Н. и др. Структурообразование при горячей прокатке сплаваFe-3%Si // ФММ. 1980. Т.50. Вып.6. С.1213.1217

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

4. Дружинин В.В. Магнитные свойства электротехнических сталей. М.: Энергия. 1974.240 с.

5. Фазовые превращения и свойства электротехнических сталей/ Миронов Л.В., Дубров Н.Ф., Гольдштейн М.И. и др.; Свердловск; Металлургиздат. 1962. 35 с.

6. Холоднокатаные электротехнические стали. Справочник / Молотилов Б.В., Миронов Л.В., Петренко А.Г. и др. М.: Металлургия, 1989. 168 с.

7. Лобанов М.Л. Влияние у-фазы на формирование структуры электротехнической анизотропной стали нитридного варианта ингибирования /В сб. Фазовые и структурные превращения в сталях. Выпуск 3. Магнитогорский дом печати. 2003. С. 243.274.

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

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

10. Температуры растворения ингибиторных фаз в кремнистом железе / Емельяненко Л.П., Кононов А.А., Могутнов Б.М. и др.: Сталь. 1981. №8. С.61.62.

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

12. Benford J.G., Влияние серы на магнитные свойства текстурованной 3,25% кремнистой стали при высоких индукциях, Appl.Phys. 1967. №3. Р.1100. 1101.

13. Suzuki Т., Abe Н. The Mn Concentration in Cementite as a Factor Controlled the Annealing Texture in a Low Carbon Steel, // Proc. 6th Int.Conf.Textures Materials. Tokyo. 1981. V.2. №4. P. 160. 183.

14. Luo Y., Li W.L., Cheng M.C., Li Y.F., Cheng Y.Z. Mechanism for Effects of A1 on Magnetic Properties of Grain-Oriented 3%Si-Fe, // J.Appl.Phys. 1981. V.52. №3 (March). P.2416.2418.

15. Couderchon C., Brissonneau P. Magnetic Properties of Fe-Si Sheets with Goss Texture Containing Aluminium // IEEE Trans, on Magnetics. 1974. V.10. №2. P. 170. 172.

16. Дубов Н.Ф., Лапкин Н.И. Электротехнические стали. М.: Государственное научноисследовательское издательство черной и цветной металлургии, 1963. 384 с.

17. Петрова Т.А., Цейтлин A.M. Влияние содержания углерода на формирование структуры в сплаве Fe-3%Si при деформации и термообработке // ФММ. 1984. Т.58. Вып. 1. С.149. 153.

18. Физическая химия процессов обработки электротехнических сталей / Могутнов Б.М., Емельяненко Л.П., Кононов А.А. и др. М.: Металлургия, 1990. 168 с.

19. Лобанов М.Л., Курносов С.Ю., Первушина О.В., Шабанов В. А. Влияние алюминия и углерода на конечную структуру ЭАС // Тезисы докладов. Десятое международное совещание по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов. Липецк. 1995. С.55.62.

20. Харасэ Дз., Такасима К., Мацумура Е. и др. Некоторые соображения, касающиеся характера рекристаллизации во время горячей прокатки анизотропной электротехнической стали//Тэцу То Хаганэ. 1981. С.1200.1239.

21. Shimizu Y., Ito Y., Iida Y. Formation of the Goss Orientation Near the Surface of 3 Pet Silicon Steel During Hot Rolling // Met. Trans. 1986. V.17A. August. P.1323.1334.

22. Lee H.G., Im H.B., Kim Y.G. Effects of Decarburization and Normalizing Heat Treatment in Boron-Silicon Iron Alloys // Met.Trans. 1986. V.17A. August. P.1353. 1359.

23. Иида E., Ивамото К, Гото Т. и др. Влияние мелкодисперсных карбидов на текстуру первичной рекристаллизации в 3.3% кремнистой стали. // Тэцу То Хаганэ. 1984. Т. 70. №5. Р. 2041. 2048.

24. Ивамото К., Иида Е., Гото К. и др. Влияние сверхмелких карбидов на рекристаллизацию 3,3%Si-Fe стали // Тэцу То Хаганэ. 1983. Т53. №5. Р.284.

25. Азот в металлах. Аверин В В., Ревякин А.В., Федорченко В.И., Козина Л.Н. М., «Металлургия», 1976. 224 с.

26. О стабилизации размера зерна матрицы в тонкой ленте трансформаторной стали./ И К Счастливцева, В.В.Губернаторов, Б.К.Соколов и др. ФММ 1967. №5. С.929.933.

27. Iwayama К., Tanaka О., Wada Н. Behaviour of MnS and A1N Inhibitors during the Secondary Recrystallization//Tetsu To Hagane. 1980. V.66. №11. P. 1157.

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

29. Физическое металловедение: В 3-х т., 3-е изд. Пер. с англ. Т.З /Под.ред.Кана Р.У., Хаазена П.Т.// М.: Металлургия, 1987, 624 с.

30. Taguchi S., Yamamoto Т., Sakakura A. New Grain-oriented silicon steel with high Permeability «Orientcore Hi-B» // IEEE Trans, on Magnetics. 1974. V.10. №2. P. 123. 127.

31. Способ изготовления текстурованной ленты из железокремнистых сплавов. В.В. Губернаторов, В.Д. Садовский, Б.К. Соколов и др. Авторское свидетельство СССР № 198376 от 28.06.1967.

32. Способ производства анизотропной стали с высокой магнитной индукцией. М. Кумалзава, М. Окамото, Ё. Суга. Патент Японии 1 50-19489 от 08.07.1975.

33. Process for Production of Grain Oriented electrical steel sheet having high flux density. Takahashi, Nobuyuki, Suga et.al. United States Patent 4938807. July 3, 1990.

34. Process for production of grain oriented electrical steel sheet having high flux density. Takahashi; Nobuyuki; Suga et.al. United States Patent 4994120. February 19, 1991.

35. Process for preparing unidirectional silicon steel sheet having high magnetic flux density. Takahashi, Nobuyuki, Suga et.al. United States Patent5049205. September 17, 1991.

36. Process for production of oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties. . Minakuchi; Masayoshi; Kondo et.al. United States Patent5266129. November 30, 1993.

37. Лифанов В.Ф. Прокатка трансформаторной стали. М.: Металлургия. 1975. 200 с.

38. Shimizu Y., Ito Y. Влияние структуры слитка на текстуру горячей прокатки 3% кремнистой стали, // Tetsu То Hagane. 1984. Т.67. С.426.

39. Текстурообразование при горячей прокатке кремнистого сплава / Пащенко С.В., Гольдштейн В.Я., Серый А.В., Гражданкин С.Н. // ФММ. 1984. Т.58. Вып.1. С.63.68.

40. Формирование текстуры при горячей прокатке сплава Fe-3%Si / Пащенко С.В., Гольдштейн В.Я., Серый А.В., Гражданкин С.Н. В сб. Прецизионные сплавы в электротехнике и приборостроении. //М. Металлургия. 1984. С.46.50.

41. Лобанов М.Л., Шабанов В.А., Цырлин МБ., Первушина О.В. Влияние температуры горячей прокатки на структуру и свойства электротехнической анизотропной стали // Сталь. 2001. №7. С. 65.67

42. Мацуо М., Синдо Е., Мацумото Ф. Изменение текстуры по толщине в горячекатаном подкате анизотропной электротехнической стали // Тэцу То Хагане. 1981. Т.67. С. 1202. 1204.

43. Франценюк И.В., Казаджан В.Б., Барятинский В.П. Достижения в улучшении качества электротехнических сталей на НЛМК // Сталь. 1994. №10. С.35.38.

44. TaokaT., Furubayashi Е., Takeyshi S. Formation of cold-rolled texture and rekrysallized texture in single crystals of 3%-silicon iron. Trans. Nat. Research Inst, for Metals. 1967. v9 '4. P. 155.207.

45. Новиков В.Ю. Исследование изменений текстуры при отжиге холоднокатаного монокристалла (110)001. кремнистого железа. / В сб. Структура и свойства текстурованных металлов и сплавов // М.: Наука. 1969. С.61.67.

46. Фурубаяси Э., Кикучи Т. Поверхностная текстура холоднокатаного и рекристаллизованного монокристалла кремнистого железа // Тэцу То Хаганэ. 1977. Т.63. №3. С. 1202.

47. Булат С.И., Тихонов A.C., Дубровин А.К. Деформируемость структурно неоднородных сталей. M.: Металлургия. 1975. 352 с.

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

49. Величко М.Т., Зайцева Т А., Цырлин М Б. Исследование текстуры по сечению горячекатаной полосы электротехнической стали, //Девятое всесоюзное совещиние по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов. Минск. 1991. 112 с.

50. Заверюха A.A., Дюкова Е.В.Калинин В.Н. Оптимизация структуры анизотропной электротехнической стали // Сталь. 1993. №11. С.63.67.

51. Nakashima S., Takashima К., Harase J. Effect of Thickness on Secondary Recrystallization of Fe-3%Si // Acta Met. Mater. 1994. V.42.1 2. P. 539.547.

52. Пименов Ю.А., Соколов Б.К., Цейтлин A.M. Самоделкина И.В. Влияние условий нормализующей обработки на структуру и свойства сплава Fe-3%Si // ФММ. 1975. Т.40. Вып.4. С.778.785.

53. Брашеван Г.А., Бородкина М.М., Крылова Л.М. О формировании текстуры и структуры высокопроницаемой анизотропной электротехнической стали // МиТОМ, 1990, №9, С. 4.7.

54. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. Пер. с англ. М.: Мир. 1972.408с.

55. Новиков И И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия, 1986.480с.

56. Вишняков Я.Д., Бабарэко A.A. Теория образования текстур в металлах и сплавах. М.: Наука. 1979. 343с.

57. Гервасьева И.В., Соколов Б.К., Печкурова И.П., Жигалин А.Г. Преобразования текстуры при рекристаллизации сплава Ре-3%5г Известия АН СССР, сер. физическая, 1982. Т.46, №4, С.669.674.

58. Inagaki H. Fundamental aspekt of texture formation in low carbon steel. ISIJ International., 1994. v.34. '4. P.313.321.

59. Гервасьева И.В. Закономерности текстурных преобразований и роль мезоструктурных неоднородностей в процессах деформации и рекристаллизации ОЦК и ГЦК металлических материалов: Автореф. дисс. док. физ.-мат. наук. Екатеринбург, 2004. 40 с.

60. Гольдштейн В.Я. О некоторых возможностях управления текстурой рекристаллизации // В кн. Структура и свойства электротехнической стали. Свердловск: УНЦ АН СССР. 1977. С.33.39.

61. Уфимцева М.П., Адамеску Р.А., Гельд П.В. Влияние деформации на текстурообразование в кремнистом железе // В сб. Структура и свойства текстурованных металлов и сплавов. М.: Наука. 1969. С.48.52

62. Sanak М., Darmann С., Lucke К. New Information on Texture Development in Regular and High-Permeability Grain-Oriented Silicon Steels // Met. Trans. 1986. V.17A. №8. P.1301.1312.

63. Влияние дорекристаллизационного отжига в процессе деформации на структуру и текстуру сплава Fe-3%Si / Губернаторов В.В., Гервасьева И.В., Григорьев Л.Г., Медведева А.Ф. //ФММ. 1994. Т.78. №1. С.89.93.

64. Влияние способов деформирования на текстуру рекристаллизации в сплаве Fe-3% Si / Губернаторов B.B, Брышко H.A., Соколов Б.К. и др. // ФММ. 1982. Т.53. Вып.6. С.1122.1126.

65. Гольдштейн В. Я, Савинская А. А. Исследование структурных и текстурных изменений при отжиге кремнистого железа, деформированного с малым обжатиями //ФММ. 1983. Т. 56. Вып. 5. С.956.961.

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

67. Новиков В.Ю. Вторичная рекристаллизация. М.: Металлургия, 1990. 128 с.

68. Гервасьева И.В. Использование количественных характеристик текстуры для прогнозирования структуро-ориентационных преобразований при отжиге // ФММ. 2004. Т.98. Вып.З. С. 80.89.

69. Barnett M R, Kestens L, Formation of {111 }<110> and {111 }<112> Textures in Cold Rolled IF Sheet Steel // ISIJ International. 1999. V. 39. №9. P. 923. 929.

70. Гольдштейн В.Я, Вербовецкая Д.Э. Рекристаллизация по границам зерен кремнистого железа//ФММ. 1977. Т.44. Вып.З. С.558.565.

71. Мацуо М, Танино М, Синдо Т. и др. Влияние формы выделений и степени деформации при холодной прокатке на текстуру первичной рекристаллизации высокопроницаемой анизотропной электротехнической стали // Тэцу То Хаганэ. 1981. Т.67. №5. С.578.

72. Гольдштейн В.Я., Термер ЭР. Особенности влияния дисперсной фазы на текстурные изменения при первичной рекристаллизации сплава Fe-3%Si // ФММ. 1986. Т.61. Вып.З. С.554.560.

73. Yoshitomi Y., Harase J., Takahashi N. Relationship between Primary Recrystallized Structure with Texture and Secondary Recrystallization Kinetics of Fe-3%Si Alloy // Proc. Mater.Science Forum. 1996. V.204-206. P.635.640.

74. Yoshitomi Y., Y.Ushigami, T.Nakagama, H.Masui. Coincidence grain and role of Primari Recrystallized grain growt on Secondary Recrystallization Texture Evolution in Fe-3%Si Alloy // Proc. Mater. Science Forum. 1996. V.42. №8. P.2593.2602.

75. Iwayama K., Tanaka O. Effects of Decarburizing Annealing Conditions on the Properties of High Permeability Grain Oriented Silicon Steel // Tetsu To Hagane. 1984. V.70. №13. P. 1470

76. Production of grain oriented silicon steel and continiuos decarburized annealing equipment. / Shigenobu K. «Nippon Steel Corporation » // Filed 22.04.1994; Appl. No 06-085092; Date 07.11.1995.

77. Process for producing grain oriented silicon steel sheet, and decarburized sheet. / Ishitobi, Hirotake, Suzuki. Assignee «Kawasaki Steel Corporation» // Filed Sept. 3, 1996; Appl. 707,122; Date Mar. 10, 1998.

78. Кубашевски О. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа. Справочник (перевод с англ.). М.: Металлургия, 1985. 184 с.

79. Yoshitomi Y., Kawasaki K., Harase J., Takahashi N. Texture Change during Primary Recrystallized Grain Growth in Fe-3%Si Alloy // Proc. Mater.Science Forum. 1996. V.204.206. P.527.532.

80. Губернаторов В В., Гервасьева И.В., Владимиров JI.P. и др. Управление текстурой листовых материалов условиями деформации // ФММ. 1992. № 12. С. 99. 103.

81. Полухин П.И., Горелик С.С., Воронцов В.К. Физические основы пластической, деформации // М., Металлургия, 1982, 584 с.

82. Бурханов Г. С., Губчевский В. П., Златоустовский Д. М. и др. Образование сложной текстуры при деформации металлов с ОЦК решеткой, // ФММ. 1982. Т.54. Вып.З. С.518.523.

83. Зубов В.Я. Конспект лекций по курсу «Металловедение и термическая обработка металлов» Вып.З, Свердловск, УПИ, 1970. 50 с.

84. Носач В.Ф., Гольдштейн В.Я. Ингибиторная фаза в трансформаторной стали конвертерной выплавки, //ФММ. 1977. Т.44. Вып.2. С.288.293.

85. Кононов A.A., Могутнов Б.М., Сумин A.B. и др. Фазовые превращения в кремнистом железе и их влияние на формирование ингибиторных фаз // Изв. АН СССР. Сер. физическая. 1982. Т.46. №4. С.710.713.

86. Гольдштейн В.Я., Гершман P.JL, Комиссарова Т А., Савинская A.A. Влияние структурного состава матрицы на развитие и совершенство ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации в сплаве Fe-3%Si // Изв.АН СССР. Сер.физич. 1982. Т.46. №4. С.675.678.

87. Ларионова К В., Лобанов М Л. Попов A.A. Прогнозирование температуры полного растворения A1N в зависимости от количества аустенита в трансформаторной стали // Изв. Высших учебных заведений. Черная металлургия. 1998. №3. С. 73.74.

88. Сумин A.B., Кононов A.A., Могутнов Б.М. и др. Образование аустенита при горячей прокатке кремнистого железа, // Изв.АН СССР. Сер.физическая. 1985. Т.49. №8. С.1649. 1651.

89. Лобанов М.Л Влияние у-фазы на формирование структуры электротехнической анизотропной стали нитридного варианта ингибирования / В сб. Фазовые и структурные превращения в сталях. Магнитогорский дом печати. 2003. Выпуск 3. С.

90. Яновская Т.Н. Условия. выделения дисперсных фаз A1N в зависимости от термической обработки перед холодной прокаткой кремнистого железа // В сб. Прецезионные сплавы в электротехнике и приборостроении. М.: Металлургия, 1984.С.56.59.

91. Harase J., Shimizu R., Takashima К., Watanabe T. Effect of A1N on the Secondary Recrystallization of3% Si-Fe Alloy //Trans. 1S1J. 1987. V.27. P.965.973.

92. Сегаль B.M., Густомесов В.А., Цырлин М.Б., Цейтлин А.М. Основные условия формирования совершенной ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации в кремнистом железе//Изв. АН СССР. Сер.Физическая. 1982. Т.46. №4. С.679.683.

93. Homkma H., Hutchinson В. Orientation dependence of secondary recrystallisation in silicon-iron // Acta Materiala. 2003. №51. P. 3795.3085

94. Соколов Б.К., Гервасьева И.В., Жигалин А.Г. Образование острой ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации в железокремнистых сплавах / Изв. АН СССР. Сер.физич. 1985. Т.49. №8. С. 1612. 1617.

95. Соколов Б.К., Губернаторов В.В. О вкладе ориентированного зарождения в текстурообразование при вторичной рекристаллизации в сплаве Fe-3 Mac.%Si // ФММ. 1992. №10. С. 139. 147.

96. Harase J., Shimizu R., Dingley D J. Texture Evolution in Presence of Precipitates in Fe-3%SI Alloy // Acta Met. et Mat. 1991. V.39. №5. P.763.770

97. Harase J., Shimizu R., Takahashi N. Coincidence Grain Boundary and (100)001. Secondary Recrystallization in Fe-3%Si // Acta Met. Mater. 1990. V.38. №10. P. 1849. 1856

98. Границы зерен и свойства металлов. Кайбышев O.A., Валиев Р.З. М.: Металлургия, 1987. 214 с.

99. Губернаторов В В., Титоров Д.Б., Соколов Б.К. Текстурные барьеры роста зерен //ФММ. 1978. Т.45. Вып. 1. С.216.218.

100. Губернаторов В.В., Соколов Б.К., Брышко H.A. и др. Влияние текстуры рекристаллизованной матрицы на кинетику вторичной рекристаллизации в сплаве Fe-3%Si // ФММ. 1981. Т.52. Вып.1. С.136.140.

101. Бородкина М.М., Самарина Н.М., Савочкин В.М. и др. Склонность холоднокатаной трансформаторной стали к вторичной рекристаллизации с образованием текстуры (110)001. // Изв.АН СССР. Сер. физич. 1975. Т.39. 7. С. 1478. 1482.

102. Новиков В.Ю. О некоторых факторах, влияющих на текстуру вторичной рекристаллизации // ФММ. 1981. Т.52. Вып.6. С. 1257. 1262.

103. Заверюха A.A., Гаврилюк С.И. Влияние скорости нагрева в интервале первичной рекристаллизации на текстурообразование в сплавах Fe-3%Si, содержащих алюминий и азот//Изв. АН СССР. Металлы. 1989. № 5. С. 103. 106.

104. Первушина О.В., Лобанов В.А., Шабанов В.А. и др. Влияние параметров промежуточных отжигов на формирование структуры электротехнической анизотропной стали нитридного варианта ингибирования // Изв. ВУЗов. Черная металлургия. 2000. №2. С. 38.45

105. Титоров Д.Б., Сбитнев А.К., Титорова Д.В. и др. Текстуры, формирующиеся при нормальном росте зерен в сплавах Fe-3%Si с различными текстурами первичной рекристаллизации // ФММ 1999. Т. 87. №1. С. 52.56.