автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Управление структурой и свойствами горячекатаных высокопрочных низколегированных сталей для автомобилестроения

604610405 На правах рукописи

РЫБКИН НИКОЛАЙ АЛЕКСАНДРОВИЧ

УПРАВЛЕНИЕ СТРУКТУРОЙ И СВОЙСТВАМИ ГОРЯЧЕКАТАНЫХ ВЫСОКОПРОЧНЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ДЛЯ АВТОМОБИЛЕСТРОЕНИЯ

Специальность 05.16.01 - «Металловедение и термическая

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

обработка металлов и сплавов»

Москва - 2010

004610405

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

Научный руководитель - доктор технических наук, старший

научный сотрудник Родионова И.Г.

Научный консультант: - доктор технических наук, профессор

Шахпазов Е.Х.

Официальные оппоненты: - доктор технических наук, профессор

Матросов Ю.И.

- кандидат технических наук Моляров В.Г.

Ведущая организация - Литейно-прокатный комплекс

ОАО «ОМК-сталь» (г. Выкса)

Защита состоится «15» сентября 2010 г. в 14 часов на заседании диссертационного совета Д217.035.01 при Федеральном государственном унитарном предприятии «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина» по адресу: 105005, Москва, 2-я Бауманская ул., д.9/23.

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

Автореферат разослан 13 августа 2010 г.

Телефон для справок: (495) 777-93-50

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор технических наук,

старший научный сотрудник Н.М. Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы

В последние годы особую актуальность приобретают работы, направленные на повышение прочности автолистовых сталей, позволяющее уменьшить массу автомобиля, снизить расход топлива, повысить безопасность. На сегодняшний день наблюдается быстрый рост производства и потребления горячекатаных высокопрочных сталей с пределом текучести не менее 460-500 Н/мм2 для энергопоглощающих элементов конструкции (балки, перекладины, диски колес, диагональные рычаги подвески, рамы).

Для указанных целей применяют низколегированные стали с традиционными механизмами упрочнения (измельчение зерна, дисперсионное твердение и твердорастворное упрочнение), а также перспективные двухфазные и трип-стали, где прочность обеспечивается присутствием в фер-ритной матрице упрочняющих фаз -мартенсита, бейнита и других. При близком уровне прочности пластичность и штампуемость у перспективных сталей несколько выше, однако они требуют более высокой культуры производства, а в большинстве случаев и наличия специального оборудования, в то время как низколегированные стали можно получать на стандартном оборудовании, которое имеется на большинстве металлургических заводов. Сказанным определяется актуальность работы по повышению пластичности и штампуемости низколегированных сталей с традиционными механизмами упрочнения путем управления формированием структуры и свойств в процессе производства.

Целью настоящей работы являлась разработка и освоение на ЧерМК ОАО «Северсталь» технологии производства высокопрочного горячекатаного проката из низколегированных сталей с пределом текучести не менее 460-500 Н/мм2 с комплексом свойств в соответствии с ЕЫ 10149-2 для сталей Б460МС и 5500МС, но с более узкими диапазонами прочностных характеристик и более высокой пластичностью.

В работе решались следующие задачи:

1. Определение систем легирования стали и ключевых параметров производства, контролирующих комплекс свойств высокопрочного горячекатаного проката из низколегированных сталей на основе термодинамического анализа условий выделения и растворения частиц, влияющих на свойства.

2. Разработка способов управления типом, количеством и морфологией частиц, формированием структуры и свойств горячекатаного проката из низколегированных сталей применительно к технологическим возможностям ЧерМК ОАО «Северсталь».

3. Разработка рекомендаций по оптимальному содержанию основных легирующих, микролегирующих и примесных элементов, температурно-временным параметрам нагрева под прокатку, горячей прокатки, охлаж-

дения и смотки полос в рулоны. Выпуск опытных и промышленных партий металлопродукции с обеспечением требуемого комплекса механических свойств.

Научная новизна. В результате проведенного термодинамического анализа условий выделения и растворения частиц избыточных фаз в высокопрочных низколегированных сталях, исследований формирования структуры и свойств на всех этапах технологии получены следующие новые результаты:

1. Обоснованы условия упрочнения, связанного с измельчением зерна, степень которого определяется количеством и составом частиц карбонитри-да ниобия, выделяющихся при горячей прокатке и подавляющих рекристал-лизационные процессы. В свою очередь они зависят от химического состава стали, полноты растворения частиц при нагреве под прокатку и температурно-деформационных параметров горячей прокатки. Показано, что температура нагрева под прокатку должна быть выше значения температуры полного растворения частиц, содержащих ниобий и ванадий, определенного методами термодинамического анализа, но не более чем на 50-70 °С. Эффективность измельчения зерна снижается при увеличении содержания азота в карбонитри-де ниобия. Поэтому химический состав должен обеспечить связывание азота, преимущественно в нитриды титана или алюминия.

2. Увеличение температуры конца прокатки снижает упрочнение за счет измельчения зерна, но повышает интенсивность дисперсионного твердения при обеспечении определенных значений температур смотки. Варьируя температуру конца прокатки, можно управлять вкладом этих механизмов упрочнения.

3. Показана экстремальная зависимость прочностных характеристик от температуры смотки (для рассмотренных составов оптимальное значение температуры смотки, обеспечивающее максимальный вклад в упрочнение путем дисперсионного твердения, — 550-570 °С). Температура смотки выше оптимальной приводит к выделению более крупных частиц и к ослаблению дисперсионного твердения. Низкая температура смотки также не обеспечивает достаточного дисперсионного твердения, подавляя диффузионные процессы при охлаждении смотанного рулона.

Оптимальное сочетание температурных параметров конца прокатки и смотки, обеспечивающее эффективное упрочнение путем измельчения зерна и дисперсионного твердения: для проката толщиной 2,0-3,5 мм температура конца прокатки Т = 845±15 °С, для проката толщиной 6 мм Гп = 820±15 °С; температура смотки Гм = 550±20 °С.

4. При прокатке в верхней температурной области чистовой группы клетей в поверхностных слоях металла происходит выделение частиц карбида ниобия, приводящее к снижению содержания углерода в твердом растворе. Возникающий градиент концентрации по толщине проката вызывает диффузию углеро-

да из центральных зон, где формируется крупнозернистая структура с низкой прочностью и пластичностью. Неравномерность химического состава и структуры металла по толщине полосы предотвращается снижением температуры начала прокатки в чистовой группе ниже 980-1000 °С, а также перераспределением обжатий по клетям и увеличением скорости прокатки.

5. Для используемой технологической схемы микролегирование ванадием не приводит к измельчению зерна, так как выделение его частиц начинается ниже температуры окончания прокатки. Кроме того, его эффективность с точки зрения дисперсионного твердения также не велика, так как при охлаждении после прокатки и смотки выделение его частиц происходит в значительной степени на выделившихся ранее частицах карбонитрида ниобия.

Практическая значимость работы состоит в следующем:

Разработаны технологические рекомендации по оптимальным системам легирования и технологическим параметрам производства высокопрочного горячекатаного проката толщиной 2-3,5 и 6 мм из низколегированных сталей с пределом текучести не менее 460-500 Н/мм2. Применительно к возможностям оборудования ЧерМК ОАО «Северсталь» наиболее высокий и стабильный комплекс свойств обеспечивается при среднем содержании (%): С 0,09;

0,30; И 0,015, № 0,07, азота не более 0,009, марганца 0,8-1,4 в зависимости от требуемой прочности. Определены оптимальные значения технологических параметров, которые различаются в зависимости от толщины проката.

Рекомендации работы использованы при выпуске на ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и промышленных партий проката, в том числе из стали Б500МС в объеме более 7500 т.

На защиту выносятся следующие положения:

• Способы управления структурой и свойствами горячекатаных высокопрочных низколегированных сталей, получаемых прокаткой на непрерывных широкополосных станах.

• Обоснование систем легирования, температур нагрева слябов под прокатку, конца прокатки и смотки горячекатаного проката с пределом текучести 460 Н/мм2 и более, обеспечивающих реализацию оптимального вклада в упрочнение механизмов измельчения зерна и дисперсионного твердения.

• Способы предотвращения явления снижения прочности и пластичности металла в результате диффузии углерода от центральных зон к поверхности проката в процессе горячей деформации.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на международной конференции «Материалы в автомобилестроении», г. Тольятти, 2008 г., школе-семинаре «Нанотехнологии - производству'2009», МИСиС, г. Москва, 21-26 сентября 2009 г.

Публикации. Основное содержание работы опубликовано в шести статьях, из них три статьи в журналах из перечня ВАК, получен 1 патент.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, выводов и списка литературы. Работа изложена на 125 страницах машинописного текста, содержит 62 рисунка, 35 таблиц. Список использованной литературы включает 88 наименований отечественных и зарубежных авторов.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

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

Глава 1. Аналитический обзор литературы

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

Глава 2. Материал и методики исследования

Основной объем выполненных исследований проводили на металле опытно-промышленных партий высокопрочной низколегированной стали 23 плавок, химический состав которых приведен в табл. 1. Выплавка осуществлялась в 350-тонном конвертере КП ЧерМК ОАО «Северсталь» с последующей ковшовой обработкой и непрерывной разливкой в слябы толщиной 250 мм.

Слябы прокатывали на полосы заданного размера на непрерывном широкополосном стане 2000. Регистрировали температуру нагрева под прокатку, температуру окончания прокатки в черновой группе клетей (за пятой клетью - Г5), температуру начала прокатки в чистовой группе клетей (перед шестой клетью - Т6), толщину раската между черновой и чистовой группами клетей, температуру конца прокатки и температуру смотки. По мере проведения работы значения основных технологических параметров горячей прокатки были скорректированы и приведены в соответствующих разделах.

Термодинамический анализ областей существования фаз в сталях проводили с использованием разработанной в ЦНИИчермет им. И.П.Бардина термодинамической модели фазового состава сталей. При заданных концентрациях компонентов определяли, какие из возможных фаз находятся в равновесии. Для образования соединения АтВп при температуре Г сравнивали произведение концентраций [А]т[В]п с произведением раствори-

Таблица 1. Химический состав исследованных плавок (мае. %)

Номер плавки Толщина, мм С Мп Р Б А1 N V Т1 ГЛ>

1 2-3 0,0900 0,370 0,730 0,014 0,0070 0,030 0,0070 0,057 0,016 0,024

2 2-3 0,0900 0,370 0,730 0,014 0,0070 0,030 0,0070 0,057 0,016 0,024

3 2-3 0,0700 0,020 0,660 0,008 0,0110 0,040 0,0050 0,002 0,014 0,048

4 2-3 0,0700 0,010 0,670 0,010 0,0110 0,040 0,0040 0,002 0,015 0,049

5 2-2,95 0,0930 0,330 1,070 0,007 0,0070 0,056 0,0088 0,054 0,004 0,062

6 2-2,95 0,0810 0,290 1,030 0,008 0,0060 0,033 0,0074 0,051 0,004 0,055

7 2-2,95 0,0830 0,290 1,060 0,007 0,0040 0,049 0,0058 0,053 0,005 0,055

8 2-2,95 0,0920 0,340 1,050 0,012 0,0050 0,046 0,0068 0,053 0,004 0,058

9 2-3,5 0,0900 0,340 1,040 0,012 0,0090 0,059 0,0055 0,002 0,019 0,068

10 2-2,95 0,0870 0,340 1,130 0,012 0,0070 0,057 0,0056 0,002 0,019 0,072

11 2-2,95 0,0890 0,350 1,060 0,010 0,0120 0,053 0,0065 0,002 0,016 0,069

12 2-2,95 0,0830 0,340 1,110 0,011 0,0110 0,049 0,0061 0,002 0,017 0,066

13 2-2,95 0,0850 0,340 1,070 0,014 0,0070 0,049 0,0055 0,004 0,018 0,073

14 2-2,95 0,0860 0,340 1,090 0,014 0,0060 0,053 0,0052 0,002 0,016 0,069

15 6,0 0,0960 0,290 0,840 0,013 0,0140 0,060 0,0070 0,004 0,015 0,053

16 6,0 0,0900 0,370 1,080 0,010 0,0050 0,036 0,0083 0,055 0,005 0,063

17 6,0 0,0930 0,320 1,050 0,016 0,0060 0,036 0,0065 0,057 0,005 0,060

18 2-2,9 0,0900 0,340 1,060 0,010 0,0080 0,040 0,0060 0,002 0,018 0,073

19 2-2,9 0,0870 0,330 1,070 0,012 0,0060 0,052 0,0087 0,003 0,018 0,064

20 2-2,9 0,0800 0,310 1,050 0,009 0,0150 0,046 0,0064 0,000 0,011 0,074

21 2-2,9 0,0930 0,330 1,050 0,011 0,0040 0,049 0,0054 0,003 0,014 0,070

22 6,0 0,0910 0,320 1,410 0,012 0,0050 0,029 0,0073 0,004 0,014 0,068

23 6,0 0,0870 0,290 1,420 0,011 0,0070 0,040 0,0078 0,003 0,015 0,074

мости, определяемым из соотношения:

\%{ЦАтВп))=С1Т+ Д (2.2)

где Т - температура, К; С и £> - константы, определяемые из экспериментальных сведений о соответствующих двойных и тройных системах с участием железа.

В интервале температур 1300-600 "С анализировали "конкуренцию" (возможность существования и количество) аустенита, феррита, цементита, карбонитридов, содержащих №>, V, Т1 и А1, при условии, что в состав стали входят Мп, 51, А1, Мэ, Т1, V, С и N. Содержанием остальных элементов пренебрегали.

Для карбидов, нитридов, карбонитридов - TiN, TiC, NbC, NbN, AIN -были определены растворимости в аустените и феррите.

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

Частицы включений исследовали на фольгах на просвет на аналитическом просвечивающем электронном микроскопе JEM200CX (JEOL, Япония) в комплекте со сканирующей приставкой EM-ASID3D2 и приставкой для энергодисперсионного микрорентгеноспектрального анализа LINK SYSTEMS SERIESII при рабочем увеличении от 15 до 30 тыс., ускоряющем напряжении 120 кВ и разрешении « 1 нм. Тип включений определяли методом электронной микродифракции и по темнопольным изображениям. Фольги подготовлены дополнительной полировкой ионами аргона при ускоряющем напряжении до 5 кВ на установке IE-20 (IECO).

Микрорентгеноспектральные исследования выделений карбонитрид-ных фаз проводили на анализаторе «Камека».

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

Испытания на растяжение с определением ст02 (сгт), 0в, 54 по ГОСТ 11701 проводили на испытательной машине INSTRON-1185. Скорость растяжения составляла 20 мм/мин, скорость деформирования »Ю-3 с-1. Относительная погрешность измерений усилий составляла 0,5%. Испытывали не менее двух образцов длиной 220 мм и шириной 20 мм на каждое направление вырезки относительно направления прокатки (под углами 0° и 90°).

Глава 3. Результаты термодинамического анализа условий растворения и выделения частиц, влияющих на свойства, в высокопрочных низколегированных сталях, микролегированных титаном, ниобием и ванадием, и определение условий упрочнения путем измельчения зерна и дисперсионного твердения применительно к технологической схеме производства высокопрочного горячекатаного проката

В главе 3 приведены результаты термодинамического анализа условий выделения и растворения частиц для сталей типа S460MC и S500MC, выбранных с учетом имеющейся информации о зарубежных аналогах таких сталей. При 0,80% Мп, 0,30% Si, 0,045% Al и 0,007% N варьировали концентрации Nb (0,02%, 0,04% и 0,07%), Ti (0,010% и 0,025%), V (0,05% и 0,07%) и С (0,08% и 0,11%). Результаты представлены на рис. 1, а-д.

[4=0,08 ГП]=0,01 %

[С]=0,11 %; [74=0,01 %

700 Ю0

110« 1200 1300

Температура, С

[С] =0,08 %; [Л] =0,025 %

1000 1100 1200 1300 Температура. вС

1000 1100 1200 1300

Температура, С [С]=0,11 %: [Т1]=0,025 %

0,0007- У]*.07% С1+1' Г г

0,0006- УС №(С,Ы)

0.0004. У}»С,05%

0,0003-

[№>1=0,0* % \ .....

0,0002- "" \

0,0001- ------ ГНЬ]<02% N. \

Ю 1000 1100 1200 1300

Температура, ®С

Рис. 1. Равновесные доли избыточных фаз в сталях типа 5460МС и 5500МС:

а-г - карбонитриды Тл, ЫЬ и V; д - нитрид алюминия

Анализ представленных результатов проводили с точки зрения возможности обеспечения упрочнения по механизмам измельчения зерна и дисперсионного твердения применительно к технологической схеме ЧерМК ОАО «Северсталь».

На стане 2000 ЧерМК ОАО «Северсталь» возможные температуры нагрева под прокатку 1150-1300 "С, температуры окончания прокатки 800-900 °С. Для рассмотренных составов температура полного растворения карбида (карбонитрида) ниобия (при содержании ниобия 0,07%, углерода 0,011%) не превышает 1200 °С, а для частиц ванадия много ниже. Чтобы предупредить интенсивный рост зерна, температура нагрева под прокатку должны быть выше температуры полного растворения, но не более чем на 50-70 "С. Это

условие соблюдается при температуре нагрева под прокатку 1200 °С для содержания ниобия 0,04-0,07%. При более низком содержании ниобия целесообразно использование более низкой температуры нагрева под прокатку.

Присутствие в стали некоторого количества частиц нитрида титана дополнительно сдерживает рост зерна при нагреве под прокатку, что благоприятно влияет на прочность и пластичность металла. Положительная роль микролегирования титаном заключается также в уменьшении количества азота в карбонитриде ниобия, что повышает эффективность влияния последнего на измельчение зерна. Наиболее эффективное упрочение обеспечивает карбид ниобия, поэтому азот должен быть связан преимущественно в нитрид титана или алюминия. Для представленных на рис. 1 составов стали это условие выполняется: при низком содержании титана (0,01%) азот, не связанный в нитрид титана, связывается в нитрид алюминия. В то же время, оптимальное количество нитрида титана требует экспериментальной проверки, так как частицы нитрида титана могут быть подложкой для последующего выделения карбидов ниобия и ванадия, что снизит их эффективность с точки зрения измельчения зерна, формирующегося при горячей прокатке.

Прокатка в чистовой группе клетей ЧерМК ОАО «Северсталь» ведется при температурах от 1000 до 820-860 °С. Формирование карбида ванадия возможно только ниже 800 "С, что делает выделение его в процессе горячей прокатки при применяемых температурах маловероятным. Поэтому микролегирование стали ванадием с целью измельчения зерна при данной технологической схеме малоэффективно. Кроме того, ниже 800 °С для рассматриваемых концентраций ванадия характерна резкая температурная зависимость равновесной доли его выделений. В связи с этим незначительные колебания температуры окончания прокатки могут существенно изменять количество выделившихся частиц карбида ванадия и приводить к нестабильности свойств проката.

Для стабильного измельчения зерна целесообразно использовать ниобий и титан, оптимальное содержание которых следует установить экспериментально в зависимости от заданного класса прочности проката. По данным рис. 1 можно сделать заключение о возможности управления количеством частиц ЫЬС при варьировании содержания ниобия и углерода и температуры конца прокатки. В то же время следует учитывать, что в течение относительно быстрого процесса горячей прокатки равновесие не достигается, и в твердом растворе остается несколько больше ниобия, чем это следует из термодинамических расчетов, следовательно, он может участвовать в образовании частиц, вызывающих дисперсионное твердение.

Существенно более дисперсные частицы ниобия и ванадия, чем образующиеся при горячей прокатке, могут выделяться при последующем охлаждении, особенно после смотки полосы в рулон, и вызывать упрочнение по

механизму дисперсионного твердения. Основным фактором, определяющим реализацию упрочнения по механизму дисперсионного твердения, является степень пересыщения твердого раствора примесями внедрения после горячей прокатки перед последующим охлаждением. В общем случае увеличение температуры конца прокатки, приводя к уменьшению упрочнения за счет измельчения зерна, интенсифицирует дисперсионное твердение из-за повышения степени пересыщения твердого раствора примесями внедрения перед последующим охлаждением. Измельчение зерна в большей степени повышает предел текучести, отношение предела текучести к пределу прочности и не влияет на пластичность. При дисперсионном твердении больше увеличивается предел прочности, отношение предела текучести к пределу прочности снижается, но возможно и снижение относительного удлинения. Варьируя значение температуры конца прокатки, можно управлять конечным комплексом свойств металла в зависимости от требований потребителя.

Наряду с температурой конца прокатки возможность реализации дисперсионного твердения определяется температурой смотки. Высокая температура смотки при охлаждении смотанного рулона приводит к выделению более крупных частиц, что снижает эффект дисперсионного твердения. При низких температурах смотки подавление диффузии не обеспечивает достаточного дисперсионного твердения. Поэтому выбор оптимальной температуры смотки является обязательным условием обеспечения требуемого комплекса свойств путем управления процессами дисперсионного твердения. Помимо температур конца прокатки и смотки эффективность дисперсионного твердения может зависеть от возможности выделения новых частиц на частицах, уже присутствующих в стали. Эта ситуация зависящая от многих факторов, не может быть просчитана методами термодинамического анализа и требует экспериментальной проверки.

Таким образом, в достаточно широком диапазоне химического состава стали частицы ЫЬС выделяются при реально применяемых температурах конца прокатки без существенного изменения технологии. В связи с этим ниобий был рекомендован как основной микролегирующий элемент. Варьировать класс прочности в широких пределах можно, изменяя содержание ниобия и углерода и/или содержание марганца, участвующего в твердорастворном упрочнении, а также температурные параметры горячей прокатки и смотки. Именно с этих систем легирования было решено начать освоение производства на ЧерМК ОАО «Северсталь» проката из низколегированных сталей различных классов прочности. Вопрос о целесообразности микролегирования титаном и ванадием в дополнение к ниобию было намечено решить по результатам выпуска опытно-промышленных партий проката. Оптимальные значения температуры нагрева слябов под прокатку и конца прокатки предварительно могут быть оценены расчетным путем.

Их более точные значения, а также оптимальные значения других параметров должны быть уточнены экспериментально при освоении конкретного сортамента высокопрочного горячекатаного проката.

Глава 4. Исследование формирования структуры металла и свойств горячекатаного высокопрочного проката толщиной 2-3 мм и разработка рекомендаций по обеспечению предела текучести не менее 460 и 500 Н/мм2

Влияние технологических параметров на структуру и свойства горячекатаного проката толщиной 2-3 мм первоначально оценивали для сталей двух групп, различающихся системой микролегирования: ниобием в количестве 0,048-0,049% (группа 1, плавки 3,4, см. табл. 1) или с ванадием в количестве 0,057% совместно с ниобием в количестве 0,024% (группа 2, плавки 1, 2). В обеих группах было предусмотрено микролегирование титаном: 0,0140,016%. Содержание углерода и марганца для двух групп примерно одинаково: 0,07-0,09% С и 0,66-0,73% Мп.

Параметры горячей прокатки на стане 2000 соответствовали принятым для автолистовых сталей: температура конца горячей прокатки от 840 до 870 °С, температура смотки от 530 до 585 °С. Фактические значения параметров прокатки и уровень свойств, полученный для средней (по длине) части рулонов разных партий, приведены в табл. 2.

На образцах из средней части рулона предел текучести для всех партий составил 480-530 Н/мм2, предел прочности 550-595 Н/мм2, относительное удлинение 21-25 %, что соответствует стали S460MC. Для образцов из концевых участков полос все механические характеристики оказались существенно ниже: предел текучести 400-420 Н/мм2, предел прочности 485-510 Н/мм2, относительное удлинение 15-15,5 %. Во всех образцах (и от концевых и от средних участков) зерно феррита мелкое (средний размер ~ 2,5-3 мкм). Вероятно, различия связаны с более высокой скоростью охлаждения наружных и внутренних витков рулона (по сравнению со средними по длине полосы участками) при достаточно низкой температуре смотки (в среднем 550 °С). Низкая прочность связана с подавлением в металле наружных и внутренних витков рулона диффузионных процессов, приводящих к выделению мелкодисперсных частиц карбида (карбонитрида) ниобия и дисперсионному твердению. Низкие значения относительного удлинения в концевых участках связаны с появлением в структуре неравновесных составляющих.

Для сталей плавок, микролегированных ванадием и ниобием (группа 2), наиболее высокие прочность и пластичность получены в прокате толщиной 3 мм при повышенных температурах конца прокатки - 870 °С, но уровень свойств очень чувствителен к незначительным колебаниям параметров горячей прокатки и смотки. Для сталей плавок, микролегированных ниобием (группа 1), уровень свойств стабильнее: в средней части рулонов разница

Таблица 2. Механические свойства и технологические режимы горячей прокатки промышленных партий горячекатаного проката плавок 1-4 (см. табл. 1)

Номер группы Номер плавки Номер партии Механические свойства

Сталь °02> Н/мм2 <V Н/мм2 б4, % h, мм Г кп Т СМ

1-1 480 565-570 24 2 845

1 1-2 480 565-570 22,5-24 2 845

2 1-3 510 580 25 3 870 585

2-1 520-525 595 24-25 2 845

S460MC 2 2-2 480 565-580 21-22,5 2,5 845

2-3 510-530 585-610 25 3 870

3 3-1 490-495 550-555 23 3 845 530

1 4-1 490-495 580 21 2 840 552

4 4-2 495-510 580 21 2,5 847 550

4-3 485-495 580 21-22 2 840 548

Требования к свойствам по EN 10149-2 Min 460 520 14

Мах - 670 -

между минимальным и максимальным значениями предела текучести для разных партий составила 30 Н/мм2, в то время как для партий плавок группы 2 эта разница оказалась 50 Н/мм2. Таким образом, для получения высоких и стабильных значений прочностных характеристик металла предпочтительнее микролегирование его ниобием.

В то же время пластичность металла плавок группы 2 в среднем выше, чем для группы 1, что может быть связано с более высокой температурой смотки (585 °С).

Для гарантированного получения предела текучести не менее 460 Н/мм2 было рекомендовано скорректировать химический состав стали: увеличить содержание ниобия до 0,06-0,08% и марганца до 0,8-1,2%.

Режимы горячей прокатки были оставлены на уровне, принятом на ЧерМК ОАО «Северсталь» для многих сталей: Г = 845+15 °С, Гсм = 550+20 °С.

Для гарантированного получения требуемого уровня прочностных характеристик было принято решение опробовать и совместное микролегирование ниобием и ванадием. Металл четырех плавок (плавки 5-8, табл. 1) микролегировали ниобием и ванадием по 0,05-0,07% каждого. Требуемый уровень свойств был получен для всех партий проката. Полученные значения предела текучести (550-580 Н/мм2) и предела прочности (630-670 Н/мм2) показывают, что металл соответствует более высоким классам прочности. При этом для некоторых партий получены сравнительно низкие значения относительного удлинения - 18-20 % (хотя и соответствую-

щие требованиям нормативных документов).

На следующем этапе на шести плавках (плавки 9-14, табл. 1) опробовали микролегирование 0,06-0,08% Nb и 0,010-0,025% Ti (без ванадия), при 1,0-1,2% Мп и 0,25-0,45% Si. Для всех партий проката уровень прочностных свойств получился не ниже, а пластичность выше, чем для металла плавок 5-8, микролегированных и ниобием и ванадием. В образцах проката плавок 9-14 зерно очень мелкое (в среднем 2-3 мкм): в осевой зоне - номер 14, у поверхности мельче номера 14. При 7*кп не выше 850-860 °С и Гсм на уровне 550 °С предложенная система легирования обеспечивает высокий и стабильный комплекс прочностных характеристик и высокую пластичность металла.

Для выявления допустимых диапазонов содержания элементов в пределах марочного состава стали, микролегированной ниобием и титаном, проведены термодинамические расчеты фазовых составов для 16 модельных составов (табл. 3). При постоянных содержаниях марганца, кремния и алюминия (1,1; 0,36; и 0,04% соответственно) варьировали концентрации элементов, ответственных за формирование карбонитридов, - титана, ниобия, углерода и азота. Содержание ванадия было принято равным 0,003%.

Результаты приведены на рис. 2.

При температуре нагрева металла под прокатку (около 1200 °С) стабильны выделения карбонитрида титана, близкого по составу к TiN (см. рис. 2, а-г).

При концентрациях углерода и ниобия на верхнем пределе (см. рис. 2, г) карбонитрид ниобия сохраняет стабильность при температуре выше нагрева под прокатку Гнагр. Это снижает количество выделений, сдерживающих процессы рекристаллизации или приводящих к дисперсионному твердению. Чтобы обеспечить полное растворение Nb(C,N) при нагреве под прокатку, целесообразно ограничить содержание ниобия и углерода не более 0,075 и 0,10% соответственно. В случае получения содержания их на верхнем пределе целесообразно повысить температуру нагрева под прокатку Гаг до 1220-1230"С.

Таблица 3. Модельные варианты химического состава стали, микролсгиро ванной ниобием и титаном

Элемент 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16

С 0,08 0,08 0,08 0,08 0,08 0,08 0,08 0,08 0,11 0,11 0,11 0,11 0,11 0,11 0,11 0,11

Nb 0,06 0,06 0,06 0,06 0,08 0,08 0,08 0,08 0,06 0,06 0,06 0,06 0,08 0,08 0,08 0,08

П 0,01 0,01 0,025 0,025 0,01 0,01 0,025 0,025 0,01 0,01 0,025 0,025 0,01 0,01 0,025 0,025

N 0,005 0,01 0,005 0,01 0,005 0,01 0,005 0,01 0,005 0,01 0,005 0,01 0,005 0,01 0,005 0,01

[С] =0,08 %; [Nb]=0,06 %

о,оом. О.ООФ6- л+цем а+у Y а

0,0004 _ ___ Nb(C.N) TiN

0,0002 • "" 3

0,0001 -0,0000.

[С] =0,08 %; [NbJ—0,08 %

700 800 900 1D00 1100 1200 1300 Температура, °С

[С]=0,11 %; [Nb]=0,06 •/.

COO ТОО BOO НО 1000 1100 1200 1300 Температура, "С [С]=0,11 [Nb]=0,08 %

0,0006. а+цем а+у У

0,0005- в

0,0004- -— Nb(C,N) TiN

0,0002- --л 11 \10

0,0001- IP-

600 ТОО

ЭОО 1000 1100 1200 1300

Температура, °С

ТОО <00 900 1000 1100 1200

Температура, "С

Рис. 2. Равновесные доли избыточных карбонитридных фаз в сталях типа 5460МС и 5500МС; номера составов соответствуют табл. 3

Видно, что большая часть карбида ниобия может выделиться еще до прокатки в чистовой группе (выше 1000 °С), и фактически горячая прокатка в чистовой группе представляет собой деформацию нерекристаллизующего-ся аустенита.

Когда при Гнагр в стали достаточно титана для практически полного связывания азота в ИЫ, состав карбонитрида ниобия соответствует практически чистому ЫЬС, что повышает его эффективность с точки зрения измельчения зерна и дисперсионного твердения. В противном случае карбо-нитрид ниобия содержит значительные количества азота (рис. 3).

Термодинамический анализ образования избыточных фаз повторен для реальных составов плавок 9-14 (см. табл. 1). Равновесные доли и составы всех рассматриваемых фаз близки (рис. 4). Для указанных плавок температура растворения карбонитрида ниобия на =50 °С ниже Т . Соотношение концентраций титана и азота обеспечивает практически полное связывание азота в Т1М.

Метод внутреннего трения подтвердил отсутствие азота в твердом растворе. Микрорентгеноспектральный анализ на анализаторе «Камека» выявил большое количество частиц размером меньше 0,5 мкм, содержащих

1000 1100 Температура, "С

Рис. 3. Равновесные содержания азота и углерода в МЪ(С, Ы) в сталях типа 5460МС и Б500МС; составы № 2,3 согласно табл. 3

(00 700 ООО МО 1000 1100 1200 1300 Температура, 'С

Рис. 4. Равновесные доли карбонитридов И и 1ЧЬ в промышленных плавках стали Б500МС

преимущественно ниобий. Полученный высокий уровень механических свойств, а также остальные результаты исследований свидетельствуют, что для реализованных температурно-деформационных условий прокатки химические составы этих плавок близки к оптимальным.

Глава 5. Отличия формирования структуры и свойств проката толщиной 6 мм

Исследование влияния технологических параметров на структуру и свойства проката толщиной 6 мм первоначально проводили на стали, микролегированной 0,053% ниобия и 0,015% титана (без ванадия), при содержании углерода 0,10%, кремния 0,29%, марганца 0,84%, серы 0,014%, фосфора 0,013%, алюминия 0,06% и азота 0,007% (см. плавка 15, табл. 1).

При горячей прокатке слябов на размер 6,0x990 мм варьировали температуры Т5 от 1086 до 1106 "С, Тт от 827 до 862 °С и Тси от 514 до 581 "С. В табл. 4 представлены температурные режимы горячей прокатки для различных партий рассматриваемой плавки, механические свойства горячекатаного травленого проката, определенные на образцах, вырезанных вдоль или поперек направления прокатки, а также разница между минимальными значениями свойств для наружных (начальных или концевых) и средних витков рулона. Результаты испытаний на холодный изгиб удовлетворительные.

Значения предела текучести получены низкие - 440-470 Н/мм2 (для средней части рулона), только в некоторых случаях они соответствовали стали S460MC. Причем уровень свойств различается в зависимости от места измерения по длине рулона. Значения предела текучести в наружных участках могут быть выше и ниже, чем в средней части полосы.

Минимальный предел текучести образцов, вырезанных из средней части полосы, при снижении температуры конца прокатки от 860 до 827 °С увеличивается от 440-460 до 470 Н/мм2 (рис. 5). При этом средний размер

Таблица 4. Температурные режимы прокатки и механические свойства металла

Номер партии Образец Номер рулона, место измерения свойств т , кп' °с Т , см' °с «V Н/мм2 Н/мм2 **> %

15-1 Попер. 1 - сер. 840 581 461-495 555-587 28-31

Прод. 1 - нач. 453-460 574-581 30-32

1 - сер. 421-431 549-558 31-35

Д тт* +32 -1

Попер. 2 - сер. 840 575 465-470 555-565 27-29

2 - кон. 485-490 570-590 24-25

Д тт +20 -3

15-2 Попер. 2 - сер. 862 530 460-465 570-585 31-33

2 - кон. 420-440 570 27-28

Д тт -40 -4

Попер. 3 - сер. 860 514 440-460 560-580 31-32

3 - кон. 405-405 570-580 28-28

Д тт -35 -3

15-3 1 - сер. 827 570 470 580-590 33-34

* Разница в свойствах наружных и средних витков рулона.

зерна уменьшается от 7,5 до 5 мкм.

Подтверждено существование некоторого оптимального интервала температур смотки, при которых дисперсионное твердение обеспечивает наибольший предел текучести металла (рис. 6).

Для партий с низкой температурой смотки (520-530 °С) предел текучести образцов от конца рулона ниже, чем в середине на 30 Н/мм2 и более (см. табл. 4); после смотки при 575 °С и выше предел текучести в концевых участках на 20-35 Н/мм2 выше, чем в середине полосы. Анализ полученных результатов показал, что температура смотки определяет не только эффективность дисперсионного твердения, но и равномерность свойств по длине полосы. Для партий с низкой температурой смотки подтверждена

Рис. 5. Зависимость предела текучести от температуры конца прокатки для проката толщиной 6 мм плавки 15

Рис. 6. Зависимость предела текучести от температуры смотки для проката толщиной б мм плавки 15

Таблица 5. Модельные варианты химического состава стали, микролегиро ванной ниобием и ванадием

| Элемент| 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16

С 0,08 0,08 0,08 0,08 0,08 0,08 0,08 0,08 0,11 0,11 0,11 0,11 0,11 0,11 0,11 0,11

ЫЬ 0,05 0,05 0,05 0,05 0,07 0,07 0,07 0,07 0,05 0,05 0,05 0,05 0,07 0,07 0,07 0,07

V 0,05 0,05 0,07 0,07 0,05 0,05 0,07 0,07 0,05 0,05 0,07 0,07 0,05 0,05 0,07 0,07

N 0,005 0,005 о,оо: 0,00! 0,00! ;о,оо >0,00 50,00 30,0( 5 ОД 9 ОД '5 ОД 190,0 )5 0,0 )90,0 350,С

[С]=0,11 [N4=0,05 [4=0,11 [N4=0,07

Рис. 7. Равновесные доли избыточных карбонитридных фаз в сталях типа 5460МС и Б500МС; номера составов соответствуют табл. 5

описанная выше закономерность, заключающаяся в пониженных значениях предела текучести образцов, отобранных от конца рулона (ниже, чем в середине на 30 Н/мм2 и более), вероятно, из-за большей скорости охлаждения и подавления процессов дисперсионного твердения.

Смотка горячекатаных полос при температурах выше оптимальных (580-600 "С и выше) приводит к более высоким значениям предела текучести в концевых участках рулона по сравнению с серединой полосы (выше

[С] =0,08 [С]=0,11

Рис. 8. Равновесные содержания азота и углерода в 1ЧЬ(С,>)) в сталях типа Б460МС и 5500МС; номера составов соответствуют табл. 5

на 20-35 Н/мм2). Вероятно, в этом случае процессы дисперсионного твердения в средней части полосы не получают существенного развития из-за выделения сравнительно крупных частиц, а реализуются только в металле наружных витков из-за их более быстрого охлаждения.

Таким образом, соблюдение оптимальных значений температуры смотки необходимо как для упрочнения по механизму дисперсионного твердения, так и для обеспечения равномерности свойств по длине горячекатаной полосы.

Для получения необходимых прочностных свойств проката толщиной 6 мм было решено повысить содержание ниобия до 0,06-0,08%, марганца до 1,0-1,2%, а также опробовать добавку ванадия 0,05-0,07% при том же уровне ниобия.

Горячекатаный прокат толщиной 6 мм получен из стали (плавки 16, 17, см. табл. 1), микролегированной ниобием (0,060-0,063%) и ванадием (0,055-0,057%) при содержании углерода 0,09%, кремния 0,37%, марганца 1,1%, фосфора 0,010-0,016%, серы 0,005-0,006%, алюминия 0,036%, азота 0,0065-0,0083%. При этом содержание титана не превышало 0,005%.

При горячей прокатке на размер 6x990 мм температура конца прокатки составляла 820-830 "С, температура смотки в среднем 530-540 °С.

Для всех партий проката были получены удовлетворительные значения предела текучести (520-540 Н/мм2), предела прочности (630-650 Н/мм2) и относительного удлинения (25-27%), хотя значения предела текучести оказались ближе к нижнему пределу требований к стали ББООМС.

Для данного варианта состава термодинамическим расчетом оценили влияние изменений состава (в пределах марочного) на температурные области существования избыточных фаз. При постоянном содержании марганца, кремния и алюминия (1,1; 0,36; и 0,04% соответственно) варьировали концентрации ниобия (0,05-0,07%), ванадия (0,05-0,07%), углерода (0,08-0,11%)

и азота (0,005-0,009%) (табл. 5). Содержание титана принято равным 0,003%.

Из рис. 7 видно, что, как и для сталей без ванадия, основной фазой, тормозящей рекристаллизацию, является карбонитрид ниобия. Отличие в том, что при температурах интенсивного выделения в состав фазы М)(С, К) входит значительное количество азота (рис. 8), что связано с низким содержанием титана.

Температура растворения №>(0, N1) оказалась близка, а для некоторых вариантов выше температуры нагрева слябов под прокатку.

Выделение карбида ванадия оказалось возможным только ниже 780820 °С на нижнем пределе или ниже температуры окончания прокатки. Таким образом в данном случае ванадий может участвовать в образовании частиц при горячей прокатке только в очень ограниченной степени. Его выделение происходит при дальнейшем охлаждении, в частности после смотки, при этом значительная часть карбида ванадия осаждается на уже имеющихся частицах карбонитрида ниобия.

По результатам исследований на анализаторе «Камека» частицы размером порядка 0,5-1 мкм содержали только ниобий, или ниобий с ванадием, или только ванадий (незначительная доля частиц). Несмотря на достаточно высокое содержание азота в карбонитриде ниобия (см. рис. 8), что связано с низким содержанием в стали титана, в твердом растворе сохранилось до 6-7 ррш азота (определено методом внутреннего трения). Это может вызвать склонность стали к старению. В средней зоне по толщине полосы выявлена разнозернистость - преобладает зерно номер 12, но встречаются и более мелкие и более крупные зерна номеров 13 и 11. Вблизи поверхности зерно мельче (номер 13-14).

Таким образом, для проката толщиной 6 мм при использовании стали, микролегированной ванадием и ниобием, несмотря на высокое содержание легирующих и микролегирующих элементов, значение предела текучести оказалось близким к нижнему пределу требований нормативной документации, что связано в первую очередь с недостаточным измельчением зерна. Показана также несущественная роль ванадия в формировании комплекса свойств при использовании рассматриваемой технологии. Выделение основной доли частиц с ванадием происходит при охлаждении после горячей прокатки и смотки, причем во многих случаях на частицах карбонитрида ниобия, выделившихся ранее, что не обеспечивает эффективного упрочнения по механизму дисперсионного твердения. Полученные результаты свидетельствуют о предпочтительности микролегирования сталей рассматриваемого уровня прочности титаном и ниобием.

Глава 6. Разработка технологии, обеспечивающей высокий и стабильный комплекс свойств горячекатаного проката толщиной 2-6 мм

Для обеспечения более высокого и стабильного уровня свойств проката толщиной 6 мм из стали Б500МС было решено опробовать тот же состав,

Таблица 6. Режимы горячей прокатки для что и для проката толщиной

2-3 мм (с микролегированием ниобием и титаном без ванадия), повысив содержание марганца до 1,4-1,6%.

Для получения проката по ЕЫ 10149-2 и определения параметров, обеспечивающих наиболее высокий и стабильный комплекс свойств, было выплавлено шесть плавок с микролегированием ниобием и титаном для проката толщиной 2-3,5 мм, четыре плавки с содержанием марганца 1,0-1,2% (плавки 18-21, табл. 1), для проката толщиной 6 мм две плавки (22 и 23, табл. 1) с содержанием марганца 1,4-1,6%. Для прокатки на толщину 6 мм использовали также слябы от плавок 16 и 17, микролегированных ниобием и ванадием (см. табл. 1).

Горячую прокатку слябов осуществляли на размеры (2-2,9) х 1233 мм и 6х(990-995) мм по режимам, представленным в табл. 6.

Для проката толщиной 2-2,9 мм температуру конца прокатки назначали в интервале 845±15 °С, температуру смотки 550±20 °С.

Для проката толщиной 6 мм опробовали температуру конца прокатки 825±15 "С (плавки 16,17 и 22 - партия 22-2) и 845±15 °С (плавка 22 - партия 22-1 и плавка 23), температуру смотки 550±20 °С (плавка 16,17 - партия 17-3 и 22) и 520±20 °С (плавка 17 - партия 17-4 и 23).

Результаты испытаний горячекатаного травленого проката из стали Б500МС (2-4 образца на партию) приведены в табл. 7.

Требуемый уровень свойств получен для всех партий проката. В то же время для партий проката толщиной 2,0-2,9 мм свойства нестабильны, причем минимальные значения относительного удлинения на уровне 1719% получены для более тонкого проката толщиной 2,0-2,15 мм, что может быть связано с высокой скоростью охлаждения полосы перед смоткой и, следовательно, с возможностью формирования неравновесных составляющих, присутствие которых приводит к снижению пластичности. Поэтому для повышения пластичности такого проката можно рекомендовать повышение температуры смотки, хотя бы до уровня 580-600 °С.

Микроструктура образцов горячекатаного проката толщиной 2-2,9 мм

производства проката по EN 10149-2

Номер Номер Толщина, Г кп Т СМ

плавки партии мм ср ср

18 18-1 2,4 852 550

18-2 2,0 850 551

19-1 2,9 849 552

19 19-2 2,4 852 550

19-3 2,15 849 550

20 20-1 2,4 851 550

20-2 2,15 849 549

21 21-1 2,9 849 551

21-2 2,0 848 551

17 17-3 6,0 828 536

17-4 6,0 822 526

16 16-3 6,0 826 539

22 22-1 6,0 849 567

22-2 6,0 829 551

23 23-1 6,0 850 526

23-2 6,0 850 524

Таблица 7. Механические свойства проката из стали S500MC

Номер плавки Номер партии Толщина, мм Предел текучести, Н/мм2 Врем, сопротивление, Н/мм2 Удлинение 55,% Ударная вязкость ÜCCU-40, Дж/мм2

Толщина 2,0-2,9 мм

18 18-2 2,0 595/595 700/700 17/17 -

18 18-1 2,4 580/580 650/650 20/19 -

19 19-4 2,15 590/590 680/680 17,5/17,5 -

19 19-3 2,4 590/590 660/655 21/21 -

19 19-1 2,9 530/530 640/640 28/26 -

19 19-2 2,9 610/600 680/675 23/23 -

20 20-1 2,4 550/550 640/640 22,5/22,5 -

20 20-2 2,15 570/570 650/650 19/19 -

21 21-3 2,0 590/590 680/680 17/17 -

21 21-1 2,9 555/570 640/640 24/24 -

Толщина 6,0 мм

16 16-3 6,0 510/510/500/500 620/610/600/610 35/33/35/35 173-205

17 17-4 6,0 530/530/520/520 630/630/620/620 30/28/28/28 178-203

17 17-3 6,0 520/510/500/500 620/610/610/620 32/33/33/33 135-155

22 22-1 6,0 500/500 605/605 27/27 235-253

22 22-2 6,0 560/550 640/630 27/26 185-245

23 23-2 6,0 540/540 620/630 26/26 213-285

23 23-1 6,0 540/540 640/630 26/27 218-253

Требования к свойствам по EN 10149-2 Min 500 550 14 Факультативно

Мах - 700 -

Рис. 9. Участки отпущенного бейнита

Рис. 10. Частицы карбонитридов: а - светлое поле, б - темное поле

из стали плавки 20 (см. табл. 1) представляет собой феррит и отпущенный бейнит. Ферритное зерно очень мелкое: балл 13-14 в середине образца и балл 14-15 у поверхности. Присутствие в структуре бейнита было подтверждено и электронно-микроскопическими исследованиями (рис. 9).

Во всех образцах можно наблюдать частицы карбонитридов размером 5-10 нм (рис. 10).

Для проката толщиной 6 мм при микролегировании ниобием и титаном

Рис. 11. Зависимость предела текучести от температуры смотки

■ - для высокой Т =850+870 °С;

^ Кп

О - для низкой Т =820+830 "С

Таблица 8. Содержание углерода по толщине проката

Номер плавки ту С Содержание углерода, % б4,%

в середине у поверхности

16 1000 0,094 0,091 28

0,093 0,091

22 1020 0,082 0,091 23

0,084 0,091

960 0,089 0,090 28

0.089 0,091

Рис. 12. Микроструктура образца плавки 22, партия 22-2: а - середина по толщине; б - поверхность образцов (увеличение х800)

наиболее высокий уровень прочности (предел текучести 550-560 Н/мм2, предел прочности 630-640 Н/мм2) получен при температуре конца прокатки 829 °С, температуре смотки 551 °С (партия 22-2, см. табл. 7).

От проката плавок 22 и 23 отобраны дополнительные образцы, с точной фиксацией температуры конца прокатки и температур смотки в месте отбора. Повышение температуры конца прокатки от 825 до 860 °С привело к снижению предела текучести от 540 до 495-500 Н/мм2 (рис. 11). Поэтому для проката толщиной 6,0 мм рекомендована температура конца прокатки 820±15 °С. При прочих равных условиях более высокие значения предела текучести получены при температуре смотки 550 °С. Предел текучести выше в средней части рулонов, но не более чем на 20 Н/мм2 по сравнению с концевыми участками, т.е. прочность металла соответствует норме по всей длине рулона.

Микроструктурные исследования образцов проката партии 22-2 показали, что структура преимущественно ферритно-бейнитная с присутствием перлитной составляющей, в средней по толщине части проката зерно несколько крупнее (рис. 12).

Определенное спектральным анализом содержание углерода в средней по толщине части оказалось на 0,007-0,009% ниже, чем у поверхности (табл. 8). В прокате плавки 16 (микролегированной ванадием без микролегирования титаном), имеющем более высокую пластичность, такой зависимости не наблюдалось.

Механизм формирования неравномерности состава и микроструктуры по толщине проката, приводящей к снижению пластичности, а в ряде случаев и прочности, может заключаться в следующем. При прокатке в верхней температурной области чистовой группы клетей в поверхностных слоях начинается выделение частиц карбида (карбонитрида) ниобия (более интенсивное, чем во внутренних слоях, имеющих более высокую температуру), что приводит к уменьшению в поверхностных слоях содержания углерода в твердом растворе. Возникающий градиент концентрации по толщине проката вызывает диффузию углерода из центральных зон, что является одной из причин формирования в центральных зонах крупнозернистой структуры

с низкой прочностью и пластичностью. Для плавки 16 без микролегирования титаном этот эффект не наблюдается из-за существенно меньшего содержания углерода в карбонитриде.

Для снижения неравномерности состава, структуры и свойств по толщине полосы целесообразно выделить большую часть карбонитрида ниобия до начала прокатки в чистовой группе клетей. Это достигается снижением температуры начала прокатки в чистовой группе ниже 980-1000 °С. К аналогичному результату приведет уменьшение обжатий в верхней температурной области чистовой группы клетей, а также увеличение скорости прокатки.

В результате для получения горячекатаного проката из стали S500MC с пределом текучести не менее 500 МПа предложен состав, разработана и освоена сквозная технология производства, обеспечивающая высокий и стабильный комплекс свойств.

Сталь должна иметь следующий химический состав, %: С 0,08-0,11; Si 0,25-0,45; Мп 1,0-1,2; AI 0,030-0,060; Ti 0,010-0,025; Nb 0,060-0,080 и N не более 0,010. Для проката толщиной 6 мм содержание марганца 1,4-1,6%.

Рекомендуемая температура нагрева слябов под прокатку - 1200 "С, для проката толщиной 2,0 - 3,5 мм температура конца прокатки Т = 845 ± 15 °С, для проката толщиной 6 мм Тш = 820 ± 15 "С, температура смотки Г = 550 ± 20 °С.

см

Выводы

1. Разработаны способы управления структурой и свойствами горячекатаных высокопрочных низколегированных сталей для автомобилестроения, получаемых прокаткой на непрерывных широкополосных станах, путем регулирования вклада в прочностные характеристики различных механизмов упрочнения (твердорастворное, измельчение зеренной структуры, дисперсионное твердение). Показана ключевая роль в формировании структуры и свойств условий выделения частиц микролегирующих элементов, зависящих от химического состава и технологических параметров нагрева, горячей прокатки и смотки горячекатаных полос, оптимальные значения которых для заданного класса прочности можно определить при использовании методов термодинамического анализа.

2. Расчетами температурных зависимостей равновесий в многокомпонентных твердых растворах железа с С, N, V, Nb, Ti, AI для различных вариантов химического состава установлены границы растворения и выделения карбидов, нитридов, карбонитридов микролегирующих элементов, оказывающих влияние на свойства высокопрочных низколегированных сталей. Сопоставлением границ растворимости карбонитридов ванадия, ниобия, титана с термовременным циклом горячей прокатки, возможным на стане 2000, установлено оптимальное микролегирование сталей для получения горячекатаного листа с пределом текучести 460 Н/мм2 и более при толщине

2-6 мм. Показано, что азот должен быть связан в карбонитрид титана, сохраняющийся выше температуры нагрева сляба под прокатку, карбид ниобия следует при этом полностью растворять с целью его последующего выделения при прокатке для подавления рекристаллизационных процессов и измельчения зерна, а также при дисперсионном твердении после смотки полосы в рулон. Использовать ванадий для этих составов и толщин не целесообразно, так как он выделяется ниже температуры прокатки, большей частью на частицах карбонитрида ниобия, выделившихся ранее.

3. Варьированием состава промышленных плавок, комплексным исследованием структуры и свойств полученного проката проверены и предложены принципы микролегирования и откорректированы допустимые диапазоны температур прокатки и смотки для обеспечения заданного уровня свойств. Показано, что увеличение температуры конца прокатки снижает упрочнение за счет измельчения зерна, но повышает интенсивность дисперсионного твердения при обеспечении определенных значений температуры смотки. Варьируя температуру конца прокатки, можно управлять вкладом этих механизмов упрочнения.

4. Важным параметром, определяющим наряду с температурой конца прокатки возможность дисперсионного твердения, является температура смотки. Температура смотки выше оптимальных значений приводит к выделению более крупных частиц и ослаблению дисперсионного твердения. Низкая температура смотки также не обеспечивает достаточного дисперсионного твердения из-за подавления диффузионных процессов при охлаждении смотанного рулона. Оптимальное сочетание температурных параметров конца прокатки и смотки, которое обеспечивает эффективное упрочнение путем измельчения зерна и дисперсионного твердения проката с пределом текучести не менее 460-500 Н/мм2, а также равномерность свойств по длине горячекатаной полосы: для проката толщиной 2-3,5 мм температура конца прокатки Т = 845±15 °С, для проката толщиной 6 мм Ткп = 820+15 °С; оптимальная температура смотки Гсм = 550±20 °С

5. При прокатке в верхней температурной области чистовой группы клетей в поверхностных слоях металла может происходить выделение частиц карбида ниобия с уменьшением содержания углерода в твердом растворе. Возникающий градиент концентраций углерода в твердом растворе по толщине проката вызывает диффузию углерода из центральных зон, где в результате этого формируется крупнозернистая структура с низкой прочностью и пластичностью. Неравномерность химического состава, структуры и свойств по толщине полосы предотвращается снижением температуры начала прокатки в чистовой группе ниже 980-1000 "С, а также перераспределением обжатий по клетям, увеличением скорости прокатки.

6. Предложены оптимальное микролегирование стали и режимы прокатки, обеспечивающие механические свойства горячекатаного листа тол-

щиной 2-6 мм на уровне нормативных требований к прокату с пределом текучести не менее 460-500 Н/мм2 и высокой пластичностью. Рекомендации работы использованы при выпуске на ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и промышленных партий проката, в том числе из стали S500MC в объеме более 7500 т.

Основные результаты опубликованы в работах:

1. Рыбкин H.A., Родионова И.Г., Шапошников Н.Г., Кузнецов В.В., Миш-нев П.А. Разработка подходов к выбору оптимальных систем легирования и технологических параметров производства горячекатаных высокопрочных низколегированных сталей для автомобилестроения II Металлург. - 2009. - № 8. - С. 50-56.

2. Шахпазов Е.Х., Родионова И.Г., Бурко Д.А., Бакланова О.Н., Рыбкин H.A., Кузнецов В.В., Долгих О.В. Развитие проката повышенной прочности для автомобилестроения // Проблемы черной металлургии и материаловедения. - 2007. - № 1.

- С. 47-52.

3. Шахпазов Е.Х., Зайцев А.И., Шапошников Н.Г, Родионова И.Г., Рыбкин H.A. К проблеме физико-химического прогнозирования неметаллических включений. Комплексное раскисление стали алюминием и кальцием // Металлы.

- 2006. - № 2. - С. 3-13.

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

5. Шахпазов Е.Х., Родионова И.Г., Бакланова О.Н., Рыбкин H.A., Шаповалов Э.Т., Кузнецов В.В. Научные и технологические аспекты повышения потребительских свойств автолистовых сталей // Материалы в автомобилестроении. Ч. 1 Металлические материалы: Сб. докл. III Междунар. научно-практической конференции (г. Тольятти, 19-20 июня 2008). - ОАО «АВТОВАЗ», 2008. -С. 39-44.

6. Рыбкин H.A., Родионова И.Г. Разработка способов управления условиями выделения наноразмерных избыточных фаз для повышения комплекса свойств горячекатаных высокопрочных низколегированных сталей для автомобилестроения // Программа школы-семинара «Нанотехнологии - производству'2009» (21-26 сентября 2009 г. МИСиС, Москва). - С. 254-256.

7. Пат. № 2361930 (РФ), МПК C21D 8/04, В21В 1/46, С22С 38/06. Способ производства горячекатаного проката повышенной прочности / Рыбкин H.A. и др. // 2009. Бюл. № 20.

Подписано в печать 4.08.10. Формат 60x841/16 Бумага офсетная. Усл. печ. л. 1,7. Тираж 100 экз. Заказ № 118 Отпечатано в ЗАО «Металлургиздат» 105005, г. Москва, 2-я Бауманская ул., 9/23

Введение.

Глава I. Аналитический обзор литературы.

1.1 Классификация высокопрочных сталсй для автомобилестроения и области их применения.

1.2 Механизмы упрочнения низколегированных сталсй и пути их реализации при производстве высокопрочных автолистовых сталей.

1.3 Системы легирования и технологические принципы получения низколегированных сталей различных классов прочности.

1.3.1 Основные легирующие элементы.

1.3.2 Примесные элементы.

1.3.3 Микролегирующис элементы.

1.3.4 Влияние ниобия на процессы структурообразования в сталях.

1.3.5 Физико-химические аспекты выделения карбонитридных фаз в высокопрочных автолистовых сталях.

1.4 Постановка цели и задач работы.

Глава 2. Материал и методики исследования.

2.1 Материал для исследования.

2.2 Методики исследования.

2.2.1 Термодинамический анализ областей существования фаз в высокопрочных низколегированных с талях.

2.2.2 Методика металлографического исследования микроструктуры.

2.2.3 Электронномикроскопическое исследование микроструктуры.

2.2.4 Исследование состояния твердого раствора методом внутреннего треиия.

2.2.5 Методика проведения механических испытаний.

Глава 3. Результаты термодинамического анализа условий растворения и выделения частиц, влияющих на свойства, в высокопрочных низколегированных сталях, микролегироваппых титаном, ниобием и ванадием, и определение условий реализации механизмов упрочнения путем измельчения зерна и дисперсионного твердения применительно к технологической схеме производства высокопрочного горячекатаного проката.

Глава 4. Исследование формирования структуры и свойств проката толщиной 2-3 мм из низколегированных сталей и разработка технологических рекомендаций по получению в ОАО «Северсталь» горячекатаного высокопрочного проката толщиной 2-3 мм с пределом текучести не менее 460 и 500 11/мм2.

4.1 Результаты исследования влияния технологических параметров на структуру и свойства высокопрочного горячекатаного проката толщиной 2-3 мм с пределом текучести пе менее 420 Н/мм2 из стали, микролегировапной ниобием или ниобием совместно с ванадием.

4.2 Исследование структуры и' свойств высокопрочного горячекатаного проката толщиной 2-3 мм из низколегированной стали марок S460MC и S500MC, микролегированной ниобием и ванадием.

4.3 Исследование структуры и свойств высокопрочного горячекатаного проката толщиной 2-3 мм из низколегированной стали марок S460MC и S500MC, микролегированной ниобием. Выявление ключевых технологических параметров и допустимых диапазонов их значений, обеспечивающих получение требуемого уровня свойств при колебаниях химического состава стали в пределах марочного.

4.4 Микрорентгепосиектральпый анализ.

4.5 Металлографические исследования.

Актуальность проблемы. В последние годы особую актуальность приобретают работы, направленные на повышение прочности автолистовых сталей, позволяющее уменьшить массу автомобиля, снизить расход топлива, повысить безопасность. На сегодняшний день наблюдается быстрый рост производства и потребления горячекатаных высокопрочных сталей с пределом текучести не менее 460-500 Н/мм2 для энергопоглощающих элементов конструкции (балки, перекладины, диски колее, диагональные рычаги подвески, рамы).

Для указанных целей применяют низколегированные стали с традиционными механизмами упрочнения (измельчение зерна, дисперсионное твердение и твсрдорастворпос упрочнение), а также перспективные двухфазные и трип-стали, где прочность обеспечивается присутствием в ферритпой матрице упрочняющих фаз — мартенсита, бейнита и других. При близком уровне прочности пластичность и штамнуемость у перспективных сталей несколько выше, однако, они требуют более высокой культуры производства, а в большинстве случаев и наличия специального оборудования, в то время как низколегированные стали можно получать на стандартном оборудовании, которое имеется па большинстве металлургических заводов. Сказанным определяется акгуальность работы по повышению пластичности и штампуемости низколегированных сталей с традиционными механизмами упрочнения путем управления формированием структуры и свойств в процессе производства.

Целью настоящей работы являлась разработка и освоение на ЧерМК ОАО «Северсталь» технологии производства высокопрочного горячекатаного проката из низколегированных сталей с пределом текучести не менее 460-500 Н/мм2 с комплексом свойств в соответствии с EN 10149-2 для сталей марок S460MC и S500MC, но с более узкими диапазонами ирочносчиых характеристик и более высокой пластичностью.

В работе решались следующие задачи:

I. Определение систем легирования стали и ключевых параметров производства, контролирующих комплекс свойств высокопрочного горячекатаного проката из низколегированных сталей па основе термодинамического анализа условий выделения и растворения частиц, влияющих на свойства.

2. Разработка способов управления типом, количеством и морфологией частиц, формированием структуры и свойств горячекатаного проката из низколегированных сталей применительно к технологическим возможностям ЧерМК ОАО «Северсталь».

3. Разработка рекомендаций по оптимальному содержанию основных легирующих, микролегирующих и примесных элементов, тсмпсратурно-временным параметрам нагрева под прокатку, горячей прокатки, охлаждения и смотки полос в рулоны. Выпуск опытных и промышленных партий металлопродукции с обеспечением требуемого комплекса механических свойств.

Научная новизна. В результате проведенного термодинамического анализа условий выделения и растворения частиц избыточных фаз в высокопрочных низколегированных сталях, исследований формирования структуры и свойств на всех этапах технологии, получены следующие новые результаты:

1. Обоснованы условия упрочнения, связанного с измельчением зерна, степень которого определяется количеством и составом частиц карбонитрида ниобия, выделяющихся при горячей прокатке и подавляющих рекриеталлизациоппые процессы. В свою очередь, они зависят от химического состава стали, полноты растворения частиц при нагреве под прокатку и температурно-деформационных параметров горячей прокатки. Показано, что температура нагрева под прокатку должна быть выше значения температуры полного растворения частиц, содержащих ниобий и ванадий, определенного методами термодинамического анализа, по не более чем на 50-70 °С. Эффективность измельчения зерна снижается при увеличении содержания азота в карбопитриде ниобия. Поэтому химический состав должен обеспечить связывание азота, преимущественно в нитрид титана или алюминия.

2. Увеличение температуры конца прокатки снижает упрочнение за счет измельчения зерна, но повышает интенсивность дисперсионного твердения при обеспечении определенных значений температур смотки. Варьируя температуру конца прокатки, можно управлять вкладом этих механизмов упрочнения.

3. Показана экстремальная зависимость прочностных характеристик от температуры смотки (для рассмотренных составов оптимальное значение температуры смотки, обеспечивающее максимальный вклад в упрочнение путем дисперсионного твердения, 550570 °С). Температура смотки выше оптимальной приводит к выделению более крупных частиц и к ослаблению дисперсионного твердения. Низкая температура смотки также не обеспечивает достаточного дисперсионного твердения, подавляя диффузионные процессы при охлаждении смотанного рулона.

Оптимальное сочетание температурных параметров конца прокатки и смотки, обеспечивающее эффективное упрочнение путем измельчения зерна и дисперсионного твердения:

Для проката толщиной 2,0 — 3,5 мм температура конца прокатки Ткп = 845 :Ь 15 °С, для проката толщиной 6 мм Ткп = 820 ± 15 °С;

Температура смотки 'I см = 550 ± 20 °С.

4. При прокатке в верхней температурной области чистовой группы клетей в поверхностных слоях происходит выделение частиц карбида ниобия, приводящее к уменьшению содержания углерода в твердом растворе. Возникающий градиент концентрации по толщине проката вызывает диффузию углерода из центральных зон, где формируется крупнозернистая структура с низкой прочностью и пластичностью. Неравномерность химического состава, структуры по толщине полосы предотвращается уменьшением температуры начала прокатки в чистовой группе ниже 980-1000 °С, а также перераспределением обжатий по клетям, увеличением скорости прокатки.

5. Для используемой технологической схемы микролегировапие ванадием не приводит к измельчению зерна, так как выделение его частиц начинается ниже температур окончания прокатки. Кроме того, его эффективность с точки зрения дисперсионного твердения также не велика, так как при охлаждении после прокатки и смотки выделение его частиц происходит в значительной степени па выделившихся ранее частицах карбонитрида ниобия.

Практическая значимость работы состоит в следующем:

1. Разработаны технологические рекомендации по оптимальным системам легирования и технологическим параметрам производства высокопрочного горячекатаного проката толщиной 2-3,5 и б мм из низколегированных сталей с пределом текучести не менее 460-500 Н/мм2. Применительно к возможностям оборудования ЧерМК ОАО «Северсталь» наиболее высокий и стабильиый комплекс свойств обеспечивается при среднем содержании 0,09 % С; 0,30 % Si; 0,015 % Ti, 0,07 % Nb, азота не более 0,009 %, марганца от 0,8 до 1,4 % в зависимости от требуемой прочности. Определены оптимальные значения технологических параметров, которые различаю тся в зависимости от толщины проката.

2. Рекомендации работы использованы при выпуске па ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и промышленных партий проката, в том числе из стали марки S500MC в объеме более 7500 т.

На защиту выносятся следующие положения:

• Способы управления структурой и свойствами горячекатаных высокопрочных низколегированных сталей

• Оптимальный химический состав 0,08 - 0,11 % С; 0,25 - 0,45 % Si; 1,0 - 1,2 % Мп; 0,030 - 0,060 % А1; 0,010 - 0,025 % Ti; 0,060 - 0,080 % Nb и не более 0,010 % N. Для проката толщиной 6 мм содержание марганца 1,4—1,6 %.

• Оптимальная температура нагрева слябов под прокатку — 1200 °С, для проката толщиной 2,0 - 3,5 мм температура конца прокатки Ткп = 845 ± 15 °С, для проката толщиной 6 мм Ткп = 820 ± 15 °С, температура смотки Тем = 550 ± 20 °С

• Карбоиитрид ниобия следует полностью растворять при нагреве под прокатку. Азот должен быть связан преимущественно в карбоиитрид титана

Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на международной конференции «Материалы в автомобилестроении», г. Тольягги, 2008 г., школе-семинаре «Напотсхиологии производству 2009», МИСиС, г. Москва, 21-26 сентября 2009 г.;

Публикации. Основное содержание работы опубликовано в 6 статьях, из них 3 статьи в журналах из перечня ВАК, получен 1 патент.

выводы

1. Разработаны способы управления структурой и свойствами горячекатаных высокопрочных низколегированных сталей для автомобилестроения, получаемых прокаткой на непрерывных широкополосных станах, путем регулирования вклада в прочностные характеристики различных механизмов упрочнения (гвердорастворное, измельчение зеренной сгруктуры, дисперсионного твердения). Показана ключевая роль в формировании структуры и свойств условий выделения частиц микролегирующих элементов, зависящих от химического состава и технологических параметров нагрева, горячей прокатки и смотки горячекатаных полос, оптимальные значения которых для заданного класса прочности можно определить при использовании методов термодинамического анализа.

2. Расчетами температурных зависимостей равновесий в многокомпонентных твердых растворах железа с С, N, V, Nb, Ti, А1 для различных вариантов химического состава установлены границы растворения и выделения карбидов, нитридов, карбо нитридов микролегирующих элементов, оказывающих влияние на свойства высокопрочных низколегированных сталей. Сопоставлением границ растворимости карбонитридов ванадия, ниобия, титана с термовремеппым циклом горячей прокатки, возможным па стане «2000», установлено оптимальное микролегированис сталсй для получения горячекатаного листа с пределом текучести 460 II/мм2 и более при толщине 2-6 мм. Показано, что азот должен быть связан в карбопитрид титана, сохраняющийся выше температур нагрева сляба под прокатку, карбид ниобия следует при этом полностью растворять с целыо его последующего выделения при прокатке для подавления рекристаллизациопиых процессов и измельчения зерна, а также при дисперсионном твердении после смотки. Использовать ванадий для этих составов и толщин пе целесообразно, так как он выделяется ниже температур прокатки, большей частью па частицах карбонитрида ниобия, выделившихся рапсе.

3. Варьированием состава промышленных плавок, комплексным исследованием сгруктуры и свойств полученного проката проверены и предложены принципы микролегирования и откорректированы допустимые диапазоны температур прокатки и смотки для обеспечения заданного уровня свойств. Показано, что увеличение температуры конца прокатки снижает упрочнение за счет измельчения зерна, но повышает интенсивность дисперсионного твердения при обеспечении определенных значений температуры смотки. Варьируя температуру конца прокатки, можно управлять вкладом этих механизмов упрочнения.

4. Важным параметром, определяющим, наряду с температурой конца прокатки, возможность дисперсионного твердения, является температура смотки. Температура смотки выше оптимальных значений приводит к выделению более крупных частиц и ослаблению дисперсионного твердения. Низкая температура смотки также не обеспечивает достаточного дисперсионного твердения из-за подавления диффузионных процессов при охлаждении смотанного рулона. Оптимальное сочетание температурных параметров конца прокатки и смотки, которое обеспечивает эффективное упрочнение путем измельчения зерна и дисперсионного твердения проката с пределом текучести не менее 460-500 Н/мм", а также равномерность свойств по длине горячекатаной полосы: для проката толщиной 2 - 3,5 мм температура конца прокатки Ткп = 845 db 15 °С, для проката толщиной 6 мм Ткп = 820 ± 15 °С; оптимальная температура смотки Тем = 550 ± 20 °С

5. При прокатке в верхней температурной области чистовой группы клетей в поверхностных слоях может происходить выделение частиц карбида ниобия с уменьшением содержания углерода в твердом растворе. Возникающий градиент концентраций углерода в твердом растворе но толщине проката вызывает диффузию углерода из центральных зон, где в результате этого формируется крупнозернистая структура с низкой прочностью и пластичностью. Неравномерность химического состава, структуры и свойств по толщине полосы предотвращается снижением температуры начала прокатки в чистовой группе ниже 980-1000 °С, а также перераспределением обжатий по клетям, увеличением скорости прокатки.

6. Предложены огггимальпое микролсгировапис стали и режимы прокатки, обеспечивающие механические свойства горячекатаного листа толщиной 2-6 мм на уровне нормативных требований к прокату с пределом текучести пс менее 460-500 Н/мм2, и высокой пластичностью. Рекомендации работы использованы при выпуске на ЧерМК ОАО «Северсталь» опытных и промышленных партий проката, в том числе из стали марки S500MC в объеме более 7500 т.

1. Tikhonov А.К. Development of materials for automobile industry. // International seminar «Modern developments in metallurgy and technologies of steel for automotive industry» — Moscow, 2004.-p. 14-20.

2. В. Титов. Стальной прокат для автомобильной промышленности за рубежом. // Национальная металлургия — № 10-11, 2004.-е. 84-89

3. ULSAB-AVC-Tcchnical Transfer Dispatch //6, AISI, May (2001)

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

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

6. Матросов Ю.И. Литвиненко Д.А., Голованепко C.A. Сталь для магистральных трубопроводов-М.: Металлургия, 1989 —288 с.

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

8. Ф.Б. Пиксрипг. Физическое металловедение и разработка сталей — М., Металлургия, 1982- 184 с.

9. Matsuoka Т., Takahashi M., Jamamory К., Matsui Т. Development of cold rolled high strength steel sheet // Sumitomo Search — 1974, №12 — p. 26-37.

10. High strength formable strip. // Steelrcasearch — 75, London, 1976 p.31-32.

11. L. Meyer, F. Heisterkamp, K. Hulka and W. Muschcnborn. Thermomechanical processing of high-strength and mild flat-rolled steels // Thermec 97 Wollongong, Australia, 1997. - p. 8797.

12. Riva R., Mapclli C. and Venturini R. Effect of Coiling Temperature on Formability and Mechanical Properties of Mild Low Carbon and HSLA Steels Processed by Thin Slab Casting and Direct Rolling // ISIJ Internationa) Vol. 47, No. 8, 2007. - p. 1204-1213

13. Nakata N., Militzer M. Modelling of Microstructure Evolution during Hot Rolling of a 780 MPa High Strength Steel ISIJ International - Vol. 45, No.l, 2005. - p. 82-90

14. Sawahata A., Enomoto M. Simulations of the TiC precipitation in HSLA hot rolled steel sheets // Current Advances in Materials and Processes — Vol. 18; No. 6; 2005. p. 13.

15. Гольдштсйн М.И., Попов B.B. Растворимость фаз внедрения при термической обработке стали М.: Металлургия, 1989. — 200 с.

16. Гольдштсйн М.И., Попов В.В., Аксельрод А.Е. II Изв. АН СССР. Металлы, 1986. №2.-с. 93-101.

17. Brito R.M., Kestenbach H.J. On the dispersion hardening potential of interphase precipitation in micro-alloycd niobium steel // Journal of Materials Science — Vol. 16, No. 5, 1981

18. Gray J. M. W. Heat Treatment'73 // The Metals Society London, 1973.

19. Гольдштсйн M. И., Фарбер В. M. Дисперсионное упрочнение стали. — М.: Металлургия. 1979. 208 с.

20. Bartholot Н. D. et al. // Stahl und Eisen- 1971. Bd91 p. 204-220.

21. Meyer L., Buefiier П. E., I Icisterkamp F. // Thyssenforschung 3 1971. №1+2 — p. 8-43

22. Brandts II. etal. // Thyssen Edclst. Tcchn. Ber. 4- 1987. №. 1 p. 3-20.

23. GrafM. K., Hillenbrand II. G, Peters P. A. // Accclerated Cooling of Steel: TMS. Warrcndale (PA) 1986. - p. 165-179.

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

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

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

27. Meyer L., Hcislerkamp F., Mueschenborn W. // Prosecdings Microalloying'75'. Union Carbide Corp. New York (NY). 1977.-p. 153-167.

28. Orowan E. In: Symp. Intern. Stress in Metals and Alloys. London. 1948.- p. 451-454.

29. Gladman T, 1 lolmes В., Mclvor D. // ISI Publ. London. 1967. - p. 68-72.

30. Gray J. M. // Heat Trcatment'73: The Metals Society London. 1973.

31. Гольдштейп M. И., Фарбер В. M. Дисперсионное упрочнение стали. — М.: Металлургия, 1979. — 208 с.

32. Физическое металловедение. Вып. 2: Пер с англ. / Под ред. Кана. — М.: Мир, 1968. — с. 227-341.

33. Новиков И. И. Теория термической обработки. — М.: Металлургия, 1978. — 392 с.

34. Хачатурян А. 'Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. — М.: Наука. 1974.-384 с.

35. Келли А., Николсои Р. Дисперсионное твердение: Пер. с англ. — М.: Металлургия, 1966.-599 с.

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

37. Матросов Ю.И., Чевская O.I1. //МиТОМ.- 1981. №3.-с. 60-61.

38. Хайстеркамп Ф., Хулка К., Матросов Ю.И., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И., Столяров В.И., Чевская О.Н. Ниобийсодержащие низколегированные стали — М.: «СП Интермет Инжиниринг», — 1999. 94 с.

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

40. DeArdoA. J. // Mieroalloying'95. Proc. Int. Conf. 1995. - p. 15-33.

41. Патент № 2361930 (РФ), МПК C21D8/04, B21B1/46, C22C38/06. Способ производства горячекатаного проката повышенной прочности / 2009, бюл. № 20

42. Патент № 0236840 (WO), МГ1К B32B15/0I; С22С38/02; С22С38/04; С22С38/12; C22C38/I4; C21D8/02; C21D9/46; С22С38/00; С22С38/38. High tensile hot rolled steel sheet and method for production thereof / 2002

43. Патент № 043978 (JP), МГ1К C21D9/46; C22C38/00; C22C38/14; C22C38/58; C21D9/46; C22C38/00; C22C38/14; C22C38/58. High tensile strength steel sheet having excellent workability, and production method and working method therefor/ 2004

44. Патент № 137607 (JP), МПК C22C38/00; C22C38/14. High tensile strength hot rolled steel sheet having excellent precision blanking workability and red scale flaw resistance / 2004

45. Патент № 247049 (JP), МГ1К C22C38/00; C22C38/14; C21D9/46. High strength hot rolled steel sheet having excellent stretch-flanging property / 2007

46. Патент № 2850398 (FR), МГ1К C21D8/02; C21D1/48; C2ID 1/34; C23C2/06. Fabrication of very high strength steel sheet by hot and cold rolling followed by a restoration heat treatment, notably for motor vehicle applications / 2004

47. Патент № 2358025 (РФ), МП1С C21D8/04; C2ID9/48; C22C38/06. Способ производства холоднокатаного проката повышенной прочности / 2009, бюл. 16

48. Патент № 2048587 (РФ), МПК C21D8/04; C21D 8/04; C21D8/04. Низколегированная сталь / 1995, бюл. № 16

49. Патент №4099125 (JP), МПК C21D8/02; C21D9/46; С22С38/00; С22С38/12; C21D8/02; С21D9/46. Production of hot rolled high tensile steel sheet for automobile / 1992

50. Патент № 7157843 (JP). MIIK B21D5/01; C21D8/02; C21D9/46; C2ID9/52; С22С38/00; С23С26/00. High strength thin steel sheet excellent in shaft freezability and its forming method / 1995

51. Патент № 11061269 (JP), МПК C21D8/02; C21D9/46; C22C38/00; C22C38/06. Manufacture of high tensile strength cold rolled steel sheet excellent in balance between strength and ductility / 1999

52. Патент № 0060651 (KR), МПК C21D8/02; C22C38/04; C21D8/02; C22C38/04. Method for manufacturing hot rolled steel sheets having high tensile strength of 780MPa / 2001

53. Патент № 0060647 (KR), МПК C21D8/02; C22C38/04; C21D8/02; C22C38/04. Method for manufacturing hot rolled steel sheets having superior processability for use in automobile / 2001

54. Патент № 0055530 (KR), M11K C21D8/02; C21D8/02. Method for manufacturing cold rolled steel sheet with ultra high strength / 2003

55. Патент № 0057777 (KR), MIIK C2ID8/02; C21D8/02. Method for manufacturing ultra high strength cold rolled steel sheet for automotive bumper reinforcements / 2004

56. Горнн А.Д Повышение потребительских свойств сверхнизкоуглеродистых автолистовых сталей путем оптимизации их химического состава и технологических параметров производства: Автореф. дис. канд. тех. наук. — Москва, 2006. — 7 с.

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

58. Шапошников Н.Г., Могутнов Б.М., Полонская С.М. Колесничснко А.П. и Белявский П.Б. Термодинамическое моделирование как инструмент совершенствования технологии нагрева слитков стали I2XI8Н10Т под прокатку. // Материаловедение. — 2004. № 11.-е. 2-9

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

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

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

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

63. Попов В.В. Моделирование превращений карбонитридов при термической обработке стали // РАН Уральское отделение, Ин-г физики металлов — Екатеринбург,2003 — 380 с.

64. Kieffer R., Novotny Н., Neckel Н., u.a. Zur Entmischung von Kubischen Mchrstoffcarbides //Monatshcll Chem. 1968, Bd.99, №3, - p. 1020-1027

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

66. Inouc K., Ishikawa N.,Ohnuma 1 ,Ohtani H.,Ishida K., Calculation of Phase Equilibria between Austenite and (Nb,Ti,V)(C,N) in Microalloyed Steels // ISIJ International 2001, v.41, №2-p. 175-182

67. H. Kejian, T.N. Baker. Complex Carbonitridcs in Multi-microalloyed Ti-containing HSLA Steels and their Influence on the Mechanical Properties. // Institute of Materials — London, 1997. — p. 115-132.

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

69. I. Weiss, J.J. Jonas. Interaction between Recristallization During the High Temperature Deformation of IISLA Steels. // Metall.Trans. 1979, v. 1 OA, №7, - p. 831-840.

70. J.J. Jonas. I. Weiss. Effect of precipitation on recristallization in microalloyed steels// Metal Science 1979, №2, - p. 238-245.

71. Шахпазов E.X., Зайцев A.M., Немтинов A.A., Зинченко С.Д., Родионова И.Г., Ефимов С.В., Рыбкин П.А., Шапошников Н.Г. Современные направления развития ковшовой металлургии и проблема неметаллических включений в стали // Металлы — 2007, №1, с. 3-13.

72. Шахпазов Е.Х. Зайцев А.И., Шапошников Н.Г, Родионова И.Г., Рыбкин Н.А. К проблеме физико-химического прогнозирования неметаллических включений. Комплексное раскисление стали алюминием и кальцием. // Металлы — 2006. №2 -с.3-13.

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

74. Криштал М.А., Головин С.А. Внутреннее трение и структура металлов. — М.: Металлургия, 1976.-288 с.

75. Блаптср М.С. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях — М.: Металлургия, 1991 —428 с.

76. Штрахмап К.М., Пигузов Ю.В., Логвипепко Ю.С. Методика разделения результирующей кривой температурной зависимости внутреннего трепия в случае наложения нескольких ацирелаксационпых процессов // Заводская лаборатория — 1974, №6 —

77. Wepner W., Ylcihzeitige W. Ermittlung kleizner KohlenstolT und Stickstoffgchaltc im a-Eisen durch Doimpfungsmesser // Arhiv Eisenhuttcnwesen — 1956, 27, 7 p. 449-455.

78. Хефт Г. Измерение внутреннего трепия. // Сборник «Испытания металлов», под редакцией К. Нитцше, пер. с нем. —М.: Металлургия, 1967-е. 314-329.с. 729-733.