автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Управление структурой и текстурой электротехнической анизотропной стали с нитридным ингибированием

На правах рукописи

/

0046О4026

ЛОБАНОВ Михаил Львович

УПРАВЛЕНИЕ СТРУКТУРОЙ И ТЕКСТУРОЙ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ

АНИЗОТРОПНОЙ СТАЛИ С Ш1ТРИДНЫМ ИНГИБИРОВАНИЕМ

Специальность 05.16.01 -Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание учёной степени доктора технических наук

1 о июн 2010

Екатеринбург - 2010

004604026

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металлов Государственного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Уральский государственный технический университет - УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» и в ООО «ВИЗ-Сталь»

Научный консультант: доктор технических наук, профессор Попов Артемий Александрович

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

ведущий научный сотрудник ИФМ УрО РАН . Гервасьева Ирина Владимировна;

доктор технических наук, профессор Шишмаков Александр Серафимович;

доктор технических наук, профессор Сорокин Виктор Георгиевич

Ведущая организация: ОАО «Ново-Липецкий металлургический комбинат»

Защита диссертации состоится «18» июня 2010 г. в 15 ч 00 мин, в ауд. Мт-329 на заседании диссертационного совета Д 212,285.04 в ГОУ ВПО «УГТУ - УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» по адресу: 620002, Екатеринбург, К-2, ул. Мира 19. Телефон: (343)375-45-74, факс (343)375-48-03.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО «УГТУ - УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина».

Автореферат разослан «10» мая 2010 г.

Ученый секретарь .

диссертационного совета ^ Шилов В.А.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность работы. Электротехническая анизотропная сталь (ЭАС, технический сплав Fe-3%Si, трансформаторная сталь) - важнейший магнитно-мягкий материал, использующийся для изготовления магнитопроводов и магнитоактивных частей разнообразных электротехнических устройств. В настоящее время ЭАС выпускается 13 крупнейшими мировыми металлургическими холдингами на 17 предприятиях по пяти различным технологиям (~2,2 млн. тонн в 2008 г.). Несмотря на продолжительную историю развития кремнистых сталей (1900 г. - открытие W.F. Barret, W. Brown, R.A Hadfleld положительного влияния кремния на удельные потери в стали, 1934 г. - изобретение N.P.Goss метода получения холоднокатаной текстурованной стали), некоторые процессы структурообразования в стали и, соответственно, технологические аспекты производства ЭАС остаются непонятными.

Высокие магнитные свойства ЭАС обеспечиваются наличием в ней совершенной текстуры (110)[001 ] (ребровая текстура, текстура Госса). Только однофазное (ферритное) состояние при высокотемпературном отжиге (ВТО) позволяет сформировать полноценную текстуру при вторичной рекристаллизации (BP) в ЭАС. Механизм текстурной наследственности при деформациях и рекристаллизациях материала, при реализации которого формируется матрица BP, также предполагает нахождение стали в однофазном состоянии. Однако на первых стадиях промышленной цепочки производства ЭАС в ней содержится углерод в количестве ~ 0,02...0,05 мае. %, что приводит к тому, что при характерных температурах горячей прокатки (ГП) и отжига горячекатаного подката в стали может содержаться до ~ 30...50 % аустенита. Наличие у-фазы на начальных переделах производства ЭАС должно оказывать существенное влияние на процессы структуро- и текстурообразования и, соответственно, на конечные магнитные свойства стали.

Современная ЭАС по существу является композиционным материалом, состоящим из агнитной основы и электроизоляционного покрытия (ЭП), представляющего собой ногокомпонентную металлокерамическую плёнку. Формирование ЭП - многостадийный роцесс, включающий несколько операций ХТО (обезуглероживающий отжиг - ОО, нанесение ермостойкого покрытия, формирование грунтового слоя (ГС) в процессе ВТО, собственно анесение электроизоляционного покрытия). Несмотря на то, что технологические цепочки роизводства ЭАС сложились достаточно давно, процессы, происходящие на поверхности стали, стаются во многом непонятными (по крайней мере, в деталях). Особенно это касается окисления оверхности при обезуглероживании и термохимии формирования ГС (как основы для ЭП).

В последние годы в мировое производство активно внедряется метод изготовления ЭАС, снованный на применении азотирования. Важно отметить, что ХТО стали с целью повышения ффективности ингибиторной фазы представляет интерес для любого способа производства ЭАС, снованного на применении нитридов в качестве замедлителей нормального роста зерен, недрение операции азотирования в производство ЭАС ставит целый ряд как технологических,

так и материаловедческих вопросов: оптимальные параметры процесса ХТО (температура, время, состав атмосферы); место проведения азотирования в технологической цепи производства ЭАС; влияние состава и структуры поверхности сплава (т.е. предшествующей обработки) на результат процесса азотирования; эволюция азота в сплаве после ХТО.

В настоящее время накоплен обширный экспериментальный материал по вопросам формирования текстуры в ЭАС. Однако несколько аспектов этой проблемы остаются неразрешенными. Это: механизм происхождения зерен Госса; их аномальный рост; влияние некоторых легирующих элементов и смысл ряда технологических операций при производстве ЭАС. Результаты последних исследований говорят о том, что предпосылки образования ребровой текстуры на финальном этапе производства стали закладываются, главным образом, при холодной прокатке (ХП). Т.е., при деформации происходит формирование будущих зародышей первичной рекристаллизации (ПР) ребровой ориентировки, и более того, у пих возникает определенное ориентационное окружение, которое и позволяет затем им расти аномально.

Уже достаточно давно широкое распространение получила гипотеза о механизме ВР, основывающаяся на высокой подвижности специальных границ зерен типа £9. Однако имеющиеся данные о специальных границах позволяют лишь предполагать возможность их появления в процессе отжига между зернами, образующими решетку совпадающих узлов. Поэтому более актуальным вопросом остается механизм происхождения зерен с ребровой ориентировкой, находящихся в специальной разориентации с окружающей их матрицей. Понимание физических процессов, ответственных за образование текстуры {110}<001>, даст возможность оптимизировать технологию получения качественной ЭАС.

Цель и задачи работы. Цель работы заключалась в исследовании закономерностей структуро- и текстурообразования в электротехнической анизотропной стали нитридного вариант ингибирования, для оптимизации процессов ее производства. Для достижения поставленной цел в работе решались следующие задачи:

1 Исследование влияния аустенита (его химического состава, морфологии, распределения) фазовой перекристаллизации на первых этапах производства ЭАС на процессы формировани текстуры и параметры структуры аномального роста, а также конечные магнитные свойства стали.

2 Изучение закономерностей процессов, протекающих на поверхности ЭАС при химико термических обработках (обезуглероживании, грунтообразовании, азотировании). Оценк возможности улучшения свойств ЭАС нитридно-медного варианта производства за счс оптимизации процессов ХТО.

3 Оценка возможной роли специальных разориентаций в формировании ребровой текстуры ЭАС Исследование закономерностей преобразования ориентировки {110}<001> при холодной проката и рекристаллизации и на этой основе разработка модели формирования областей с «ребровой ориентацией.

4 Разработка наиболее благоприятных режимов обработки стали нитридного варианта ингибирования с различными химическим составом и условиями горячей прокатки и оптимизация параметров технологических этапов обработки применительно к существующему на предприятиях оборудованию.

Научная новизна работы. 1 Показано, что фазовая перекристаллизация, реализующаяся в ЭАС при ГП, интенсифицирует процессы рекристаллизации, следствием чего является замена острой текстуры деформации в одповерхностном слое (110)[001] на ориентировки (110)[иу\у], что приводит к образованию в альнейшем рассеянной текстуры ВР.

Установлено, что наличие у-фазы в структуре ЭАС при ГП позволяет зафиксировать при хлаждении часть азота в феррите и в метастабильных нитридах кремния. За счет «запасенного» ота при термообработках ЭАС формируется дополнительная ингибиторная фаза, еоднородность в распределении аустенита в структуре ЭАС приводит к неравномерности ыделения «вторичной» нитридной фазы, что негативно отражается на стабильности процесса ВР локальных областях. Показана возможность устранения данной неравномерности за счет емпературно-временных параметров ГП и термических обработок.

Показано, что в процессе ОО основным оксидом, формирующимся в поверхности ЭАС, является Ю^. Распределение его выделений от поверхности вглубь материала существенно неравномерно, овышенное количество ЭЮ2 на поверхности может блокировать, а в глубине затруднять роцессы обезуглероживания и окисления ЭАС.

Предложена модель формирования ГС на поверхности ЭАС в процессе ВТО, основой которой лужит реакция растворения К^О в 1'еО с образованием магнезиовюстита - (КеМц)О.

Установлено, что при азотировании ЭАС после ОО основное количество азота находится в юдповерхности материала за зоной внутреннего окисления в виде дисперсной фазы 81зЫ4-овышение азотирующего потенциала атмосферы, повышение температуры ХТО, а также силение окисления кремния в поверхности стали приводит к формированию в ЗВО у-фазы, ледствием чего является возникновение напряжений в материале и ухудшение рунтообразования при ВТО. Кристаллографическим анализом показано, что одна из двенадцати возможных специальных азориентаций типа Х9 (Х27) по отношению к ориентировке {111}<112> (формирующейся из {110}<001> при холодной прокатке ЭАС) имеет «ребровую» ориентацию. Экспериментально 'становлсно, что двойниковая разориентация ХЗ возникает и сохраняется в процессе ХП онокристаллов ЭАС. При последующей ПР возможен механизм возникновения зерен «ребровой» риентировки на двойниковых границах «октаэдрической» {111}<112> матрицы, как на одложках. Возникшие по данному механизму кристаллиты находятся в разориентациях 29 (Х27) «октаэдрической» матрицей.

7 Предложена модель образования полос сдвига (ПС) в кристаллах ориентировки {111}<112> при ХП ЭАС по двустадийному механизму. На первом этапе осуществляется аномально двойникование по системе {114}<221>, на следующем этапе - вторичное двойникование ПС п двум системам {112}<111>. В итоге ПС состоит из областей практически «ребровой» и облаете «октаэдрической» ориентировки, симметричной к исходной ориентировке {111 }<112>. Достоверность результатов и сделанных выводов обеспечиваются:

- использованием комплекса современных методов исследования структуры (металлографии компьютерным анализом изображения, электронной сканирующей микроскопии, EBSD ориентационной микроскопии, рентгенографии, микрорентгеноспектрапьного анализа послойного химического анализа с применением спектрального анализа тлеющего разряда);

- согласованностью результатов лабораторных и промышленных экспериментов;

- большим объемом экспериментальных данных с их статистико-вероятностной обработкой i воспроизводимостью результатов экспериментов;

- успешной реализацией разработанных методов в технологии производства ЭАС.

Практическая значимость и реализация результатов работы.

1 Оптимизирован химический состав выплавляемой ЭАС нитридного варианта применительно используемому на ОАО «ММК» и ООО «ВИЗ-Сталь» оборудованию. С целью получения подкат с максимальным совершенством ребровой текстуры, за счет снижения склонности материала фазовой перекристаллизации при температурах ГП, были оптимизированы в химическом состав выплавляемой стали соотношения углерода и кремния, а также углерода и марганца.

2 С целью производства горячекатаного подката, характеризующегося наилучшим сочетание, текстуры и эффективности ингибиторной фазы, на ОАО «ММК» и ОАО «НЛМК» был разработаны, внедрены и оптимизированы температурно-временные параметры режимов ГП ЭА с нитридным ингибированием на непрерывных широкополосных станах.

3 Разработаны и внедрены режимы обработки ЭАС нитридного варианта с различным химическим составом и условиями ГП, а также оптимизированы параметры технологическ этапов обработки стали применительно к существующему оборудованию и возможностям 00 «ВИЗ-Сталь».

4 Разработан промышленный способ азотирования ЭАС в промежуточной и конечной толщина Под данный процесс реконструирована горизонтальная печь для проведения промышленнь экспериментов. С использованием разработанных процессов и реконструированно оборудования в промышленных условиях показана возможность производства ЭАС по мето-приобретенного ингибитора в условиях ООО «ВИЗ-Сталь».

Большинство разработанных технологических приемов защищены патентами РФ европатентами.

На защиту выносятся:

- особенности формирования структуры и текстуры ЭАС при наличии у-фазы: влияние аустенита на растворимость нитридных фаз; изменение текстуры стали в процессе горячей прокатки в условиях протекания фазовой перекристаллизации; образование естественных структурных барьеров для вторичнорекристаллизованных зерен;

- методы управления фазовым составом, структурой и текстурой ЭАС, основанные на изменении соотношения феррито- и аустенитообразующих элементов и варьировании температурно-временных параметров горячей прокатки;

- установленные закономерности процессов химико-термической обработки ЭАС: окисления при обезуглероживающем отжиге, азотирования, грунтообразования при высокотемпературном отжиге. Особенности формирования структуры и фазового состава поверхности стали на различных этапах обработки, их взаимосвязь, влияние на них

ехнологических параметров;

- анализ роли специальных разориентаций в формировании текстуры ЭАС. кспериментально установленные закономерности возникновения, сохранения и трансформации пециальных разориентаций при холодной прокатке и рекристаллизации монокристаллов сплава е-3%8ь0.5%Си. Модель формирования полос сдвига в структуре ЭАС;

- способ создания термоустойчивых структурных, барьеров для измельчения доменной труктуры ЭАС, основанный на применении локальной плазменной обработки.

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металлов ГОУ ВПО «Уральский осударственный технический университет - УПИ имени первого Президента России . II. Ельцина» и в ООО «ВИЗ-Сталь» (Верх-Исетский металлургический завод, «ВИЗ»).

Работа выполнена в рамках грантов РФФИ № 04-02-96086 (Урал), Фонда ОАО «ММК», ТЦ «Аусферр» и ФНиО «Интеле» №13-03-01 и №42-06-02.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены на X Международном совещании о физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов (г. Липецк, 1995), на сероссийской научно-технической конференции по современным аспектам металлургии олучения и обработки металлических материалов (г. Екатеринбург, 1995), XIV Уральской Школе еталловедов-термистов (г. Ижевск, 1998), XV Уральской Школе металловедов - термистов 2000), III, IV и V региональных школах-семинарах «Фазовые и структурные превращения в талях», (г. Магнитогорск, 2002, 2004 и 2006); на второй Международной конференции (Разрушение и мониторинг свойств металлов» (г. Екатеринбург, 2003); на II Международной коле «Физическое материаловедение», XVIII Уральской школе металловедов-термистов (Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», (г. Тольятти, 2006).

Публикации. По материалам диссертации опубликовала 31 печатная работа, получены 14 ^тентов Российской федерации, 3 положительных решения на выдачу патентов, 3 европатента.

Личный вклад диссертанта состоит в постановке задач исследования, научно обоснованном выборе: химических составов ЭАС при выплавке; режимов ГП стали; исследовательских методик и путей решения, в получении результатов, изложенных в диссертационной работе; интерпретации и обсуждении полученных экспериментальных данных, формировании основных положений и выводов.

Все лабораторные и промышленные исследования, а также их трактовка выполнены при непосредственном участии автора. Организация промышленного внедрения химических составов выплавляемой ЭАС, режимов горячей прокатки ЭАС, технология обработки ЭАС на ООО «ВИЗ Сталь» по нитридному варианту проводилась в равной степени соавторами.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, основных выводо1 по работе и списка литературы. Диссертация изложена на 238 страницах, включает 89 рисунков 18 таблиц. В списке литературы приведено 195 работ отечественных и зарубежных авторов.

Автор выражает благодарность за детальное обсуждение результатов работы д.т.н. М.Б Цырлину и к.ф.-м.н. Г.М. Русакову.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цель и задачи исследования научная новизна и практическая значимость работы.

Первая глава является литературным обзором по истории развития и современном состоянию ЭАС. Прослежена эволюция развития электротехнических сталей с начала XX века д настоящего времени. Дан обзор всех способов производства ЭАС и методов снижения удельнь магнитных потерь готового материала. Подчеркнут вклад российских ученых и металлургов становление отечественной технологии производства ЭАС. Дан обзор исследований, касающихс преобразования текстуры на этапах промышленного производства ЭАС, современн] представлений о механизме вторичной рекристаллизации, закономерностей переориентаци кристаллической решетки в металлах с ОЦК решеткой.

Во второй главе представлены результаты исследования влияния аустенита на процесс структуро- и текстурообразования, протекающие в ЭАС на различных стадиях ее производства, первых стадиях промышленной цепочки производства ЭАС в стали содержится углерод количестве - 0,02. ..0,05 мае. % (в зависимости от варианта технологии). Кроме этого ЭАС мож содержать медь - до 0,6 мае. % и марганец - до 0,3 мае. %. Это приводит к тому, что п характерных температурах ГП и отжига горячекатаного подката в стали может содержаться до 30...50 % аустенита. Наличие у-фазы на начальных переделах производства ЭАС оказыва существенное влияние на процессы структуро- и текстурообразования и, соответственно, конечные магнитные свойства стали.

Исследования проводили на образцах ЭАС нитридного варианта ингибирования, отобранных от горячекатаных полос опытных и промышленных плавок производства ОАО «ММК», ОАО «HJIMK», ОАО «Мечел» («ЧМК»), «Terni» (Италия), «La Louvier» (Бельгия) (табл.1). На всех предприятиях ЭАС выплавляли в кислородных конверторах, на «НЛМК» также использовались электропечи. На всех предприятиях, кроме «Мечел», сталь разливали на установках непрерывной разливки, на «ЧМК» - в изложницы с последующей прокаткой слитков на слябы. Слябы подогревали в методических печах в течение нескольких часов (т) до температуры ГП - tH. Слябы конверторной выплавки прокатывали на непрерывных широкополосных станах (НШС). При ГП фиксировались: температура конца прокатки в черновой группе клетей (tK4Cp), температура начала и конца прокатки в чистовой группе клетей (tm и t^ соответственно), температура смотки полосы (tCM) - в таблице 1 приведены средние значения. На «НЛМК» электропечную сталь, прокатывали на реверсивном стане с печными моталками (tK4ep -температура конца чернового прохода, tH4, tK4 и tCM - соответственно температуры начала, конца чистового прохода и смотки). Конечная толщина горячекатаных полос составляла 2,2...2,6 мм.

Таблица 1 Химические составы и параметры ГП исследованных образцов ЭАС

Углов. ЛЛаВХЛ ЭАС Ф1фМ1 цмневод. подката Концентрация элрмшгов, №с.*« ПфЛьктри тсрячей хфежптки

С Si Мл s А1 N Си Ni Сг Р Tim става ГП t. час •С' W •с W •с W •с •с

1 НЛМК 0.040 3.12 ОВР 0Л04 0Л28 0.007 0.05 0.07 002 ОШ НШС 45 1220 1010 990 900 570

НЛМК 0.0» 3.05 031 оло; 0Л16 0.Ш.1 0.47 0.04 004 0Д03 НШС 42 1300 1060 1050 900 590

3 НЛМК 0.032 3.1« 021 0Л05 ошз 0.011 0.52 005 0Д4 ОШ Стекель 43 1300 1080 1060 930 580

4 ММК 0.031 3.15 016 0Л17 0Л14 0.003 0.49 0.05 0Л4 0Л09 НШС 41 1280 1100 1050 950 580

Î ЧМК о.ог 3.03 0Л7 он;; ош 0.007 0.W 0.07 004 0ЛО9 НШС 42 1380 1150 1160 960 580

б ММК 0.053 2.92 015 6J016 от 0.007 0.44 0.04 0.05 0Л11 НШС 4Л 1270 1090 1W0 950 570

î ММК 0.027 3.30 012 0JD14 0Л15 0.009 0.40 0.06 0Л2 0Л09 НШС 43 1270 1090 ШО 960 580

8 ММК 0.0» 3.66 011 0Л09 0Л14 0.008 0.41 0.05 003 0Л08 НШС 43 12 Л 1080 1030 950 560

9 Tenii O.OJO 3.12 01 : 0Л14 олз 0.008 0.47 0.07 007 ОЛЮ НШС 3£ 1400 1220 1240 1010 655

10 Terni 0.010 3.10 025 0Л16 0Л13 0.008 0.49 0.05 0Л4 0006 НШС 3j5 1400 1215 1245 985 620

На первом этапе работы исследовалось перераспределение элементов между аустенитом и ферритом в интервале температур 1000...1150°С в образцах ЭАС, отобранных от горячекатаных полос, химических составов «1» и «2» (табл. 1). Максимальное количество у-фазы в ЭАС образовалось во время выдержки при 1150°С. Микрорентгеноспектральный анализ области продуктов распада аустенита совместно с соседними а-зернами (рис. 1, б), показал, что перераспределение кремния между а и у не превышает -10 % (-0,3 мас.%). Также было установлено, что содержание меди в аустените превышает концентрацию в феррите на - 15 % (-0,1 мас.%), а перераспределение марганца при его типичных количествах в ЭАС нитридного варианта ингибирования ничтожно мало.

а - металлография; б - изображение в отраженных электронах («Camebax»), линии на фотографиях -распределения характеристического рентгеновского излучения кремния (верхняя) и меди (нижняя)

Рисунок 1 Микроструктура образцов ЭАС состава «1» после отжига при 1100°С в течение одного часа и последующей закалки в воду

Результаты исследования были использованы для построения полуэмпирической методики прогнозирования температуры полного растворения A1N при различном количестве аустенита в ЭАС, а также при прогнозировании фазового состава стали при температурах горячей прокатки. Трехфазное равновесие в системе a-y-AIN описывали совокупностью уравнений: произведениями растворимости нитрида алюминия в кремнистых феррите и аустените, и уравнением, отражающим равновесное распределение азота между этими двумя фазами. Полученная система дополнялась уравнениями, учитывающими материальный баланс AI и N в стали и условием, связывающим объемную долю аустенита с температурой. Часть уравнений полученной системы являлись ' трансцендентными, поэтому ее решение проводилось численными методами. Был использован метод Ньютона решения систем нелинейных уравнений. Для нахождения приращений 1 неизвестных переменных применяли метод вращения решения систем линейных уравнений, j обладающий повышенной устойчивостью к «провалам» промежуточных вычислений. Последнее | особенно важно, т.к. матрица коэффициентов в данном случае является разреженной.

В результате расчетов были получены температуры полного растворения нитрида алюминия в зависимости от концентрации алюминия и азота в сталях с различными максимально • возможными количествами аустенита (рис. 2, а, б). При увеличении концентраций AI и Nj температура полного перехода этих элементов в твердый раствор возрастает монотонно. Видно, что в стали, содержащей до 7 % у-фазы, эта температура близка к величине для кремнистого L феррита, отклоняясь вниз не более, чем на 20°С; при увеличении же концентрации углерода так, j что максимальная доля аустенита составляет 36 %, температура полного растворения уже значительно (на 60...70°С) ниже, чем была бы в чисто ферритной матрице.

Для практического использования были построены номограммы, позволяющие оценивать температуры полного растворения нитридов алюминия в ЭАС при ее нагреве перед ГП (рис. 2, в).

фазообразующих элементов и максимального количества аустенита в ЭАС

В процессе ГП закладываются основные структурные параметры, влияющие на процессы текстурообразования и в итоге на магнитные свойства готовой ЭАС. Влияние на структуро- и текстурообразование проявляется в определенном законе преобразовании исходной структуры горячекатаного подката по технологическим переделам сквозного цикла производства анизотропных сталей. Были исследованы зависимости структурных и текстурных особенностей горячекатаной полосы ЭАС от режима ГП и конструкции стана. Структура всех изученных подкатов характеризовалась явно выраженными зонами подповерхностных равноосных рекристаллизованных зерен с преобладающей текстурой {110}<001>...<112> и центральной областью вытянутых полигонизованных кристаллитов с преимущественной ориентировкой {100}<0И> (рис.3).

Однако в зависимости от химического состава ЭАС и условий ГП может формироваться структура подката с преимущественно рекристаллизованным зерном (рис. 3, а), либо с преобладанием длинных полигонизованных зерен (рис. 3, в), что оказывает влияние как на текстуру, так и на равномерность распределения продуктов распада аустенита по сечению горячекатаной полосы. Показано, что по мере увеличения доли рекристаллизованных зерен в структуре подката интенсивность компонент текстур {110}<1ту> в подповерхностном слое и {ЮО^иу^^ в центре образцов уменьшается, а сами ориентировки выражены менее четко по сравнению с аналогичными компонентами текстуры в подкате (рис. 3, от «г» к «а»). Однако в подкатах типа «г», «в» продукты распада 7-фазы вытягиваются в строчки по границам зерен, вытянутых вдоль направления прокатки, а в подкате типа «а» продукты распада аустенита распределены более равномерно.

Формирование особенностей структуры подката ЭАС происходит на стадии чистовой прокатки, где основную роль играют температурно-деформационые режимы обработки, во многом определяющиеся конструкцией стана.

Повышение температуры чистовой горячей прокатки, толщины раската, концентрации кремния: уменьшение концентрации углерода

Поверхность (110...14 м.пцины паосы): рост совершенства ориентировки (110)(001|: ослабление ориентировки (110)[112] рассеяние ориентировки (110)10011

Центр (1-2 толщины полосы): слабыйрост совершенства ориентировки (001)|110] рас с еяние ориентировки (001)11101

Повышение степени совершенства текстуры (110Ц001| стали после вторичной рекристаллизации: увеличение магнитных характеристик готовой стали (В800» отсутствие вторичной рекрш шгагацнн

Рисунок 3 Влияние химического состава и температуры нагрева слябов на формщювание структуры и текстуры ЭАС в процессе ГП, а также на состояние готовой стали

Образование более глубокой зоны рекристаллизованных зерен в подкате с реверсивного стана Стеккеля с печными моталками вызвано (рис. 3, близко к «а»), во-первых, повышенной степенью деформации в последнем проходе чистовой клети и, во-вторых, большим прогревом поверхностных слоев подката после выхода из очага деформации как за счет тепла внутренних слоев, так и вследствие более продолжительных выдержек стали между проходами при повышенной температуре. Прокатка на НШС способствует получению подкатов типа «б»...«в».

Установлено, что весьма существенное влияние на структуру горячекатаной полосы оказывает наличие фазового превращения, а значит, химический состав стали и температура нагрева слябов перед ГП. При образовании большого количества аустенита и его распада в процессе прокатки значительно развиваются процессы рекристаллизации, интенсифицированные фазовой перекристаллизацией (фазовым наклепом). Процесс рекристаллизации приводит к замене текстуры деформации (в подповерхностных слоях - совершенная текстура {110}<001>) на ориентировки {110}<112>...<113>. Т.к. строчки продуктов распада у-фазы наблюдаются уже после черновой прокатки стали, то это позволяет говорить о наличии в стали аустенита при ее нагреве перед ГП в температурном интервале 1250...1300°С. По данным металлшрафического анализа, среднее количество у-фазы в сталях с типичным химическим составом (2,9...3,10 мае. % 81 и 0,03...0,045 мас.% С) составило 10...25 %.

При образовании малого количества аустенита при горячей прокатке (~ 3...8 %) процесс рекристаллизации не получает столь сильного развития, причем частицы аустенита, образовавшиеся по границам исходных ферритных зерен, являются барьерами на пути распространения рекристаллизованных зерен. Это позволяет частично сохранить структуру деформации с совершенной ребровой текстурой. Получению такой структуры способствует увеличение температуры нагрева под горячую прокатку до 1400°С стали, содержащей 3,0 мас.% кремния и 0,02 мас.% углерода, после прокатки на непрерывном стане (существенной зависимости зеренной структуры и текстуры образцов от температур нагрева слябов в области 1250...1320°С не выявлено).

Однако только повышением температуры, без учета химического состава стали, невозможно добиться получения структуры деформации в подкате. Образцы подката с 0,04 мае. % С и 3,12 мае. % в! после прокатки от температуры 1400°С на непрерывном стане имели структуру и текстуру, типичные для подката ЭАС, прокатанного от температур 1250...1320СС. Т.е. имевшая место при ГП фазовая перекристаллизация в сочетании с инициированным ею процессом рекристаллизации привела к получению относительно рассеянной ориентировки подповерхностного слоя подката. Следовательно, наиболее сильным фактором, воздействующим на структуру подката, является химический состав стали, главным образом, соотношение концентраций углерода и кремния. Показано, что структура подката, близкая к оптимальной (рис.

3, г), при прочих равных условиях (прокатка на непрерывном стане с температуры 1270°С) формируется при 3,66 мае. % и 0,03 мае. % С.

При уменьшении содержания углерода до 0,01 мае. % (рис. 3, д: 3,1 мае. % 81, температура нагрева 1400°С) структура подповерхностных слоев полосы ЭАС характеризуется наличием слабо вытянутых в направлении прокатки зерен, сформировавшихся на заключительных стадиях деформации. Размеры данных кристаллитов заметно крупнее по сравнению с зернами из рекристаллизованных областей образцов сталей типичных химических составов. В центральной части образцов также располагаются вытянутые полигонизованные зерна, причем их размеры заметно меньше величин, характерных для горячекатаной полосы со структурой деформации. При этом и подповерхностные, и центральный слои характеризуются ориентировками {110}<1ту> и {100}<1ШУ> соответственно, но более размытыми относительно типичных для ЭАС величин.

Очевидно, в случае отсутствия аустенита в стали при ГП процесс рекристаллизации характеризуется малым числом зародышей, но при этом высокой подвижностью их границ. Итогом является получение в подповерхностном слое рекристаллизованной структуры с относительно крупным зерном, характеризующимся низким совершенством ребровой текстуры.

Наличие у-фазы в структуре ЭАС при ее нагреве перед ГП и/или в процессе горячей| деформации оказывает влияние на формирование ингибиторной фазы, что связано с существенно более высокой растворимостью азота в аустените по сравнению с ферритом. Исследование! дисперсной фазы в горячекатаных образцах показало, что при средней объемной плотности частиц! 2,..4х1013 см"3 наблюдаются области, существенно отличающиеся по количеству выделений,! соответственно характеризующиеся объемной плотностью частиц - 0,3...0,7х1013 см"3 и| 8,..12х1013 см"3. Причем количество мест с повышенной концентрацией выделений на порядок меньше, чем количество мест с минимальной плотностью вторых фаз (рис. 4, а). Вероятно, максимальная объемная плотность дисперсной фазы приходится на участки продуктов распада аустенита, а минимальная на а-фазу, существовавшую в процессе ГП.

ГП ООнлнРО ОСХпютЛИ) МОП» о ВТО(ФНР) шиле 1ХП ЭТЯШ овравоткп ЭАС

б

Рисунок 4 Неоднородность распределения объемной плотности частиц нитрндных фаз по полям в ЭАС после ГП (а) и изменение объемной плотности нитридной фазы (а) на различных стадиях обработки ЭАС при разных технологиях (б)

Исследование эволюции нитридной фазы по переделам обработки ЭАС (рис. 4, б) показывает, что максимальное количество вторых фаз наблюдается в металле после обезуглероживающего отжига, вне зависимости от его места в технологической цепочке производства. Резкое увеличение количества фазы после 00 не связано с изменением среднего размера частиц. Это позволяет предположить, что основное выделение дисперсных нитридпых фаз связано с удалением из стали продуктов распада аустенита (в основном карбидов), содержащих некоторую долю азота. На последующих стадиях происходит коагуляция фазы: ее объемная плотность снижается, а средний размер выделений возрастает.

На основании приведенных фактов предложен следующий механизм формирования инбиторной фазы в ЭАС нитридного варианта. При ГП часть нитридов алюминия выделяется в процессе охлаждения стали за счет уменьшения растворимости азота в феррите. Эта фаза имеет более крупные размеры и распределена достаточно равномерно по ферритным зернам, унаследованным металлом с высоких температур. При охлаждении стали в процессе прокатки происходит распад аустенита, причем избыточный по отношению к ферриту азот не успевает далеко продиффундировать вследствие достаточно высоких скоростей охлаждения. При быстром охлаждении после прокатки значительная часть азота остается зафиксированной в продуктах распада аустенита - в твердом а-растворе (в виде сегрегации), в метастабильных нитридах кремния Si3N4, образование которых статистически гораздо более вероятно, чем A1N. Также некоторая часть азота может легировать цементит. Основная доля частиц вторых фаз выделяется при 00. Очевидно, процесс выделения вторичных частиц дисперсной фазы связан с ликвидацией продуктов распада аустенита при обезуглероживании. В ходе 00 осуществляется удаление углерода (соответственно, растворение цементита легированного азотом) и частичное растворение Si3N4, (поскольку выше 700°С нитриды кремния термодинамически нестабильны), что приводит к перераспределению высвободившегося азота по объему металла. В процессе диффузии азота и взаимодействия его с алюминием происходит выделение вторичных частиц AIN не только вблизи мест, где располагались продукты распада аустенита, но и на значительном удалении от них благодаря высокой подвижности атомов азота. Процесс замены фазы Si3N4 на нитриды алюминия происходит и на последующих стадиях обработки ЭАС (главным образом, при ВТО). Факт изменения типа нитридной фазы в интервале температур 700...900°С в процессе ВТО по крайней мере частично объясняет наличие достаточно интенсивного нормального роста зерна, предшествующее вторичной рекристаллизации в стали нитридного варианта ингибирования.

Неоднородность в распределении нитридной ингибиторной фазы, связанная с наличием у-фазы в ЭАС на первых этапах ее производства, может оказывать влияние на форму и величину зерна готового материала, что в свою очередь во многом определяет его магнитные свойства. Достаточно часто на образцах стали после BP наблюдаются зерна, имеющие своего рода «общую границу» (рис. 5, а...д). Зачастую вытянутые вдоль направления прокатки «общие границы»

15

вторичнорекристаллизованных зерен прерываются строчками мелких неориентированных кристаллитов (рис. 5, г). Наиболее сильно эффект «обшей границы» оказывается выражен в макроструктуре ЭАС сульфо-нитридного варианта ингибирования после обработки по схеме, включающей две холодные прокатки, разделенные рекристаллизационным отжигом, и 00 непосредственно перед ВТО (рис. 5, а). Вытянутые параллельно направлению прокатки зерна, имеющие «общую границу», формируются при BP в процессе ВТО в случае, если исходное содержание углерода в подкате ЭАС составляет величину, меньшую 0,030 мас.%. Характерные для подобной стали форма и расположение кристаллитов в значительной степени схожи с зеренной структурой металла с искусственными, созданными механически или термически, барьерами для роста зерен при BP.

Статистически установлены основные факторы, ответственные за образование естественных структурных барьеров (СБ) в стали: 1) наличие A1N в качестве ингибиторной фазы: 2) повышенные температуры нагрева стали перед ГП (1350...1400°С), высокие скорости деформации при ГП, низкие величины обжатий (10...20 %) в последних клетях; 3) присутствие в^ структуре стали при Г"П относительно небольшого количества аустенита (5... 10 %).

С целью установления степени влияния различных факторов на процесс формирования СБ для аномального роста зерна был проведен ряд экспериментов на образцах подката сталей, П0| результатам наблюдений наиболее склонных к образованию вытянутых зерен при ВТО. Образцы обрабатывали по трем схемам I, II, III (рис. 6).

а, б - вытянутость зерна ВР вдоль направления ГП, «общие» границы; в - «общая» граница у ВР зерен; г ■ переход «общей» границы в мелкозернистую структуру; д - пересечения «общих» границ зереь (квазичетверной стык) е - зерна ВР после ХП перпендикулярной направлению ГП I

Рисунок 5 Проявление естественных структурных барьеров для ВР в макроструктуре ЭАС

При обработке по схеме I часть образцов подвергали ХП под углом 90° к направлению ГП После ВТО на таких полосках получена структура, приведенная на рисунке 5, е. Полученный фак; - изменение вытянутости зерна ВР с продольного направления ХП на поперечное - однозначн ■■

16 I-

свидетельствует о том, что препятствия для аномального роста зерна в процессе ВТО формируются при ГП. При переходе от схемы I к III эффективность СБ значительно снижается, что проявляется в увеличении размеров зерна, уменьшении изрезанности фронта ВР, уменьшении абсолютной величины температурного интервала протекания ВР. В ряду схем обработки 1-Н-Ш также весьма существенно возрастает магнитная индукция стали (т.е. степень совершенства текстуры). Полученная зависимость может, в частности, объясняться тем, что наличие СБ неизбежно приводит к увеличению числа одновременно растущих зародышей ВР. Конечный размер зерен в такой стали оказывается меньше, чем в стали с ослабленными СБ. Если расстояние между наилучшим образом ориентированными зародышами при ВР больше, чем среднее расстояние между структурными барьерами, то после реализации аномального роста в такой стали степень совершенства ребровой текстуры будет меньше.

Рисунок 6 Влияние схемы обработки на стабильность естественных барьеров для вторичной

рекристаллизации в ЭАС

Из вышеизложенного вытекает существование оптимума структуры подката ЭАС, при

котором возможно достижение максимально высоких магнитных свойств после прохождения

достаточно стабильной ВР. Наличие такого оптимума было подтверждено результатами

следующего эксперимента. От горячекатаной полосы, полученной в результате прокатки

переходного сляба, сформированного при непрерывной разливке на стыке двух плавок («10» и

«9»), отбирали образцы с различным содержанием углерода - от 0,012 до 0.040 мае. %.

Содержание остальных химических элементов практически не изменялось. Различная

концентрация углерода приводила к образованию в стали при ГП от 0 до ~ 20 % аустенита и,

соответственно, разным условиям протекания процессов фазовой перекристаллизации и

рекристаллизации. Образец плавки «10» имел рекристаллизованную структуру

подповерхностного слоя со сравнительно крупными зернами и достаточно рассеянной

ориентировкой (110)[и\'\у] (рис. 3, д). При увеличении содержания углерода структура и текстура

17

Схема обработки

ГП ->ХП->РО->ХП-> 00 >Г0 (ВТО)

Макроструктура ЭАС после градиентного отжига (ГО)

ГП ->ХП^ОО^ХП-> РО >ГО (ВТО)

ГП ->ХП-ЮО->ХП-> ГО (ВТО)

подката изменялась в соответствии с рисунком 3. Образцы подката были обработаны по обычной для ЭАС нитридного варианта схеме: ХП(0,60 мм)-00-ХП(0,30 мм)-ВТО. Полученная зависимость магнитной индукции от содержания углерода (рис. 7) имеет максимум при концентрации С ~ 0,020...0,025 мас.% (~ 5 % у-фазы при ГП). Уровень как В800, так и удельных потерь, соответствующих этой концентрации, характеризуется уникальными значениями для нитридного варианта производства ЭАС (В800=1,92 Тл, Р, 7/50=1,02 Вт/кг). Наилучшим магнитным свойствам соответствует макроструктура, представленная зерном 10...15 мм с сильно изрезанными границами и весьма незначительной долей мелких (1...2 мм) кристаллитов. Подобная макроструктура после ВТО является характерной для ЭАС, изготовляемой однократной ХП (степень деформации 80...88 %), обладающей уникально высокими магнитными свойствами (Н1-В). С ростом исходного содержания углерода от 0,022 до 0,040 мас.% в стали наблюдается плавное снижение уровня индукции и повышение удельных потерь. Размер зерна готовой стали несколько возрастает, исчезают изрезанность границ кристаллитов и вкрапления мелких зерен (рис. 7). В образцах с исходно низкой концентрацией углерода наблюдается срыв ВР и, соответственно, низкий уровень магнитных свойств.

ода (Ш 0,015 002 О л25 О,(В 0035 Концентрация углерода, мас.%

0,04

0,045

Рисунок 7 Зависимость магнитных свойств ЭАС от исходного содержания углерода

Представленные экспериментальные данные и результаты оценочных расчетов показывают, что оптимальной структуры горячекатаной полосы для получения высоких магнитных свойств при стабильной BP в ЭАС можно добиться в случае, если определенное количество аустенита образуется в стали при ГП, а не до неё. Это, с одной стороны, позволяет сохранить в подкате структуру деформации с присущей ей острой текстурой и одновременно создать возможность выделения вторичной ингибиторной фазы при дальнейшей обработке стали, а с другой стороны, обеспечивает достаточную дисперсность и равномерность распределения у-фазы (а, следовательно, и вторичных выделений A1N) по толщине полосы.

Существование оптимального количества у-фазы в ЭАС в процессе ГП. благоприятно влияющего на текстуру стали, и, соответственно, на ее конечные магнитные свойства, предполагает возможность управления структурой за счет варьирования химического состава

18

(соотношения аустенито- и ферритообразующих элементов). С целью реализации данной возможности была построена методика прогнозирования фазового состава ЭАС при температурах ГП. Расчеты термодинамических равновесий проводились при помощи программной оболочки «Thermo-Calc» в операционной системе «LINUX». В основу методики были положены расчеты, проведенные для «среднего» химического состава ЭАС нитридно-медного варианта (в мас.%): С-0,035; Si-3,10; Mn-0,2; S-0,005; Сг-0,05; Ni-0,05; Cu-0,5; Al-0,016; N-0,012; Ti-0,003. Расчет проводился для температур 1000 и 1150°С. Выбор температур обусловлен тем, что при 1000°С формируется текстура металла в процессе ГП, а при ~ 1150°С в стали фиксируется максимальное содержание аустенита. Расчеты проводились путем поочередного изменения количества каждого отдельно взятого легирующего элемента в пределах допустимой, использующейся на практике, нормы (т.е. исследовалось влияние отдельно взятого легирующего элемента на количество аустенита при заданных температурах). Влияние элементов в варьируемых пределах оказалось близко к линейному, что позволило построить упрощенную модель прогнозирования объемной доли у-фазы (VyT) при анализируемых температурах:

VyT=KMn[%Mn-0,035]+Kc[%C-0,2]+KNi[%Ni-0,05]+bCcu[%Cu-0,5]+Ksi[%Si-3,l]+Vyo, (1) где - Кмп, Кс, Км, Ксц, Ksi - коэффициенты влияния соответствующих элементов; %Mn, %С, %Ni, %Cu, %Si - концентрации легирующих элементов в ЭАС в мае. %; Vyo - объемная доля аустенита при температуре Т, в стали характеризующейся «средним» химическим составом.

Согласно предлагаемой модели, возможно замена некоторого количества одного легирующего элемента за счет другого при сохранении требуемой (оптимальной) объемной доли аустенита. Методика позволяет проектировать исходный химический состав ЭАС с учетом следующего условия: в момент ГП в стали должен присутствовать аустенит, однако, при окончательном ВТО металл при всех температурах должен находиться в однофазном (ферритном) состоянии. Выполнение данного условия вполне реализуемо, поскольку в стали после выплавки содержится углерод, содержание которого минимизируется в процессе рафинирующей термообработки (ОО). Важно подчеркнуть, что невозможно «проектировать» химический состав ЭАС практически без углерода - аустенит, образованный в процессе ГП только за счет элементов замещения (Мп, Ni, Си), в таком же количестве будет формироваться при ВТО, причем в интервале температур протекания ВР.

Оценку целесообразности применения методики «проектирования» исходных (после выплавки) химических составов ЭАС для улучшения ее магнитных свойств проводили на основе статистического исследования. В 2005 году на бельгийском заводе La Louvier происходило освоение производства горячекатаного подката ЭАС для ООО «ВИЗ-Сталь». Было выплавлено и, соответственно, прокатано более 70-и плавок. Горячекатаные рулоны поставлялись на ВИЗ, где проходили стандартную обработку для нитридно-медного способа производства. Данный массив металла был достаточно удобен для обработки статистическими методами, поскольку:

1) произведен в достаточно короткий период времени; 2) весь металл обрабатывался по одной и той же технологии; 3) происходило освоение нового производства (отработка технологии выплавки), т.е. допускались достаточно большие вариации химического состава. Из всего массива был выбран металл, обработанный на конечную толщину 0,30 мм. Каждая исходная плавка на «ВИЗе» превращалась в 20...50 готовых сдаточных рулонов, с обоих концов которых проводились измерения магнитных свойств. Таким образом, для каждой исходной плавки производилось от 40 до 100 измерений. Результаты измерений для металла одной плавки усреднялись с отбросом грубых промахов. Также, для металла каждой плавки в соответствии с ее химическим составом по формуле (1) рассчитывалась объемная доля аустенита при температуре 1000°С, соответствующей средней температуре чистовой ГП.

Были построены зависимости магнитной индукции Ввоо, как параметра, наиболее точно коррелирующего с совершенством текстуры ЭАС, от содержания элементов в выплавленной стали и от доли аустенита. Данные зависимости апроксимировались линейными регрессиями, определялись коэффициенты корреляции. Показано, что степень совершенства текстуры ЭАС практически не зависит от отдельно взятых концентраций №, 51. Мп (коэффициенты корреляции находятся на уровне ~ 0,1). Однако, на магнитную индукцию готовой стали достаточно существенное влияние оказывает углерод (рис. 8, а). Чем выше содержание углерода в выплавленной стали, тем ниже ее магнитные свойства (коэффициент корреляции 0,55). Лучшая корреляционная зависимость установлена между магнитной индукцией и объемной долей аустенита в стали при ГП (коэффициент корреляции 0,65) (рис. 8, б). Важно подчеркнуть, что в данном случае объемная доля аустенита, рассчитанная по формуле (1), может в точности не совпадать с истинным количеством аустенита, находящемся в металле при ГП, однако она служит интегральным эквивалентом всего химического состава, характеризующего сталь. Также важно отметить, что с уменьшением количества аустенита в ЭАС (при ГП) происходит улучшение ее магнитных свойств, причем максимум свойств лежит за пределом исследованных химических составов стали. Т.е. возможна дальнейшая оптимизация химического состава ЭАС для повышения ее магнитных свойств.

б

Рисунок 8 Влияние исходной концентрации углерода и объемной доли аустенита при 1000"С на

магнитные свойства ЭАС

В третьей главе работы обобщены результаты исследований эволюции структуры поверхности ЭАС на различных стадиях ХТО (обезуглероживающий отжиг, азотирование, формирование грунтового слоя, который служит основой электроизоляционного покрытия).

Обезуглероживающий отжиг. Основным процессом, реализующимся при 00 электротехнической стали, является удаление атомов углерода из металла в атмосферу. В процессе 00 средняя концентрация углерода в стали снижается по закону, близкому к экспоненциальному, одновременно с этим происходит окисление материала с формированием определенных структуры и состава поверхностных слоев (рис. 9, а; 10, а).

а - после 00; б - после второй ХП; в - после ВТО; г - после нанесения электроизоляционного покрытия Рисунок 9 Изменение структуры поверхности ЭАС на различных стадиях ее обработки

1,5 ;.о ;в зо 35

4 5 5 0 5 5 во Гтвииа11Г>'1

00 05 10 1.5 3.3 2.5 3,0 3.5 ДО 4.5 5,0

а - после 00; б - после второй ХП; в - после ВТО; г - после нанесения электроизоляционного покрытия Рисунок 10 Распределение концентраций элементов в поверхностной области ЭАС на различных

стадиях ее обработки

Поверхностная зона после 00 представляет собой не сплошной слой, а нечто более сложное (рис. 9, а; 10, а). На поверхности стали фиксируется сверхтонкий слой, преимущественно состоящий из оксида кремния 5Юг, формирующийся в процессе нагрева металла. Далее следует обеднённая по Б! область твердого раствора на основе железа (по-видимому, с включениями

21

БеО). В этой зоне провала (снижения) концентрации кремния наблюдается некоторое понижение содержания кислорода. Следующая зона - это область выделения 8102, образующаяся в процессе 00. В совокупности данные слои образуют зону внутреннего окисления (ЗВО).

Оксиды выделяются не в виде сплошных пленок на поверхности металла, а в виде частиц, образующих лабиринтообразную структуру в подповерхностном слое полосы (рис. 9, а). Удаление углерода происходит путем его диффузии между частицами окислов. Повышение количества БЮг увеличивает эффективную длину путей диффузии атомов углерода до поверхности, что, соответственно, приводит к снижению скорости процесса обезуглероживания.

Важное значение при 00 имеет начальная стадия процесса. В первый момент времени из-за большого градиента концентрации кислорода в поверхностном слое наблюдается интенсивное перераспределение кремния - обогащение собственно границы раздела атмосфера-сплав за счет обеднения подповерхностной области. В течение достаточно короткого времени кремний фиксируется в виде БЮг и не участвует в дальнейших процессах. Если концентрация кремния в тонком слое (<0,5 мкм) превышает критическую (~ 8 мае. %), то за счет «блокирования» поверхности в дальнейшем процессы окисления и обезуглероживания практически не получают развития. Вероятность появления критической концентрации в поверхностном слое возрастает с увеличением скорости нагрева ЭАС, влажности атмосферы, исходной концентрации Б! в стали.

В работе показано, что при одном и том же значении окислительного потенциала атмосферы (отношение парциальных давлений - Рн2о/Рн2), обычно составляющего величину ~ 0,4...0,5, преимущество при 00 имеют атмосферы с низким содержанием влаги, и, соответственно, водорода. Повышенная концентрация паров воды (независимо от содержания Нг) приводит к более интенсивному потоку кислорода от поверхности вглубь стали и более сильному окислению кремния в подповерхностных слоях металла. Образование ЭЮз в подповерхностных слоях уменьшает эффективное сечение выхода углерода на поверхность (и одновременно снижает эффективное сечение для проникновения кислорода вглубь металла).

В результате следующей за 00 холодной прокатки зона внутреннего окисления уменьшает свою протяженность пропорционально степени деформации (рис. 9, б; 10, б). Оксиды приобретают вытянутую форму, «подстраиваются» под НП. Важно отметить, что, несмотря на разницу в механических свойствах ЗВО (представляющей собой, по сути, композиционный материал) и основпого металла, приповерхностный слой утончается, но не разрушается.

После ХП на поверхность стали наносится водная суспензия М§0, которая затем высушивается при температурах < 500°С. Оставшееся после испарения свободной воды термостойкое покрытие содержит химически связанную влагу, содержание которой обычно находится в пределах 3...5 %. Наличие частично гидратированного оксида магния (т.е. смеси М§0 и М§(ОН)г) на поверхности полосы необходимо для предотвращения сваривания витков рулона ЭАС, получения грунтового слоя, а также для глубокого рафинирования металла во время ВТО.

По результатам химического анализа ГС является сложным химическим соединением, состоящим главным образом из железа, кремния, магния и кислорода (рис. 10, в). По-видимому, наиболее близким к грунтовому слою по химическому составу соединением является оливин (РеМд^Ю^ а не форстерит - \lg2Si04 - как это принято было считать ранее. В лабораторных и промышленных условиях экспериментально показано, что существует четко выраженная линейная корреляция между протяженностью исходной ЗВО и сформированным на ее месте в процессе ВТО грунтовым слоем: чем больше первая, тем больше второй.

В работе исследовалось влияние наличия Н2О в термостойком покрытии и влажности атмосферы ВТО на формирование ГС в различных температурных интервалах. Показано, что отсутствие влаги в порошке окиси магния приводит к тому, что ГС практически не формируется. Наибольшее значение для процесса грунтообразования имеет наличие в атмосфере паров воды в температурном интервале ~ 500...900°С.

Прямая реакция окислов магния и кремния (К^О, БЮ?) с образованием форстерита в условиях ВТО практически невозможна. В настоящее время не известна конкретная последовательность твердофазных реакций, ведущих, в конечном счёте, к формированию ГС на поверхности электротехнической стали. На основании проведенных экспериментов предложен постадийный механизм образования ГС в процессе ВТО, основной реакцией в котором является растворение Г^О в РеО с образованием магнезиовюстита - (\^Ре)0 (рис. 11).

Азотирование стали с целью повышения эффективности ингибиторной фазы представляет интерес для любого способа производства ЭАС, основанного на применении нитридов в качестве замедлителей нормального роста зерен. ХТО образцов ЭАС осуществлялась на оригинальной лабораторной установке, базой для которой служила трубчатая печь, оборудованная газоподводами водорода и защитного азотного газа (95%Ы2+5%Н2). Атмосфера в печь подавалась через скруббер, который заполнялся водным раствором аммиака в воде с концентрацией ИНз до 25 %. Скруббер помещен в термостат для поддержания одинаковой температуры раствора в течение всего процесса азотирования. Газы, проходя через скруббер, насыщались парами ЫНэ, после чего попадали в печное пространство, где находились образцы стали. Варьируемыми параметрами при азотировании являлись температура, время, тип газовой атмосферы, концентрация аммиака в водном растворе, температура скруббера. Апробация данной схемы азотирования показала ее стопроцентную пригодность для проведения экспериментов в лабораторных условиях. Проведение опытов на лабораторной установке позволило оценить реальные концентрации аммиака в атмосфере печи и установить их связь с другими параметрами экспериментов и концентрацией азота в стали. Аналогичная схема для азотирования была реализована в промышленных условиях на «ВИЗе» на горизонтальной печи для 00.

Нанесение и сушка термостойкого покрытия _(суспензии МеО)_

Высокотемпературный отжиг

20... 400° С

М^ОН), "пН20 М?(ОН)2 + пНгО|

Быстрый нагрев суспениш от 10 до Т > 100°С

Высокотемпературный отжиг

- 400...-00°С

700. .500°С

~ 900. .. 1150°С

1150°С

нг° М^ОН^

К]0

Щ(ОН>1

Ы?(ОН)1 -* М§0 + Н5СП Н20 + 1е БеО + Н21

М§0 + ЕеО <М«Ге)0 +

0(г)

2<М§Ре)0 + ■» (ЕеМгьяю,,

МпЯ,,,-* Мп^-К^,

АЩТ,-* А^ + Х^ +шг -

Рисунок 11 Схема изменений химического состава и структуры поверхности 'ЭАС' при нанесешш термостойкого покрытия н высокотемпёратурном отжиге

Закономерности формирования структуры поверхности ЭАС в процессе азотирования исследовались в интервале температур ХТО 500...1000°С на образцах до и после окисления в результате 00. Установлено, что при tXT0 ~ 500...650°С и 850...1000СС содержание азота в ЭАС повышается незначительно. Максимально возможное содержание азота в ЭАС достигается при при tyro ~ 700...800°С. Показано, что при всех режимах азотирование ЭАС в отличие от процесса обезуглероживания имеет кинетический, а не диффузионный характер: была зафиксирована практически линейная зависимость прироста общей концентрации азота в металле от толщины азотируемой полосы при одинаковых условиях ХТО.

Химический аншшз образцов, с которых последовательно стравливались поверхностные слои, показал, что после ХТО весь азот, внедренный в металл, находится в поверхностном слое, толщина которого составляла < 20 мкм. Идентификация фаз в поверхностном слое ЭАС, проведенная с помощью микрорентгеноспектрального анализа (рис. 12) и с привлечением оригинальной методики определения фазового состава на аппарате «ELTRA» (служащего для высокоточного определения концентрации азота в материале), показала, что основная часть азота после ХТО фиксируется в виде дисперсных нитридов кремния - S13N4.

Установлено, что в зависимости от азотирующего потенциала атмосферы при ХТО, и, соответственно, количества элемента, внедренного в металл, возможны две ситуации перераспределения азота в поверхности ЭАС:

1) при сравнительно низком содержании азота ~ 0,015...0,025 мас.% (рис. 13, а), поверхностный слой практически не содержит азота, основная часть внедренного элемента находится за пределами ЗВО;

2) в случае более высокого содержания азота ~ 0,03...0,05 мае % (рис. 13, б), основное количество элемента сосредоточено в ЗВО, в которой в процессе ХТО феррит превращается в аустенит.

а - изображение в поглощенных электронах (видна линия сканирования электронного зонда при проведении микрорентгеноспектрального анализа); б - в характеристическом рентгеновском излучении 51; в - распределение характеристического рентгеновского излучения элементов по линии сканирования (а)

Рисунок 12 Микроструктура (х 200) и химический состав азотированной ЭАС (т,1(1=1 ч, Тхто=800°С)

а - средняя концентрация азота в образце ~ 0,02 мас.%; б — 0,04 мас.%

Рисунок 13 Распределение элементов в поверхностном слое ЭАС после 00 и азотирования

Возникновение аустенита в поверхности ЭАС при ее азотировании, обуславливается, с одной стороны введением в сплав сильного у-стабилизатора, а, с другой, фактом окисления в ЗВО, т.е. обеднением твердого раствора сильным ферритостабилизирующим элементом. Образовавшийся аустенит растворяет почти весь азот, попадающий в сплав. После ХТО, когда образец остывает до температуры, при которой у не может существовать, аустенит распадается на феррит и дисперсные нитриды - ЭЬ^ и Рс4Кт с частичным выходом избыточного азота из ЗВО. Экспериментально показано, что наличие аустенита в поверхностном слое существенно затрудняет формирование ГС в процессе ВТО, приводит к образованию его дефектов.

Экспериментально исследована эволюция азота в ЭАС после ХТО. Показано, что в процессе ВТО, начиная с ~ 800°С, происходит распад метастабильных нитридов кремния с последующей диффузией азота вглубь металла и к его поверхности с дальнейшим уходом. Интенсивнее процесс удаления азота происходит в атмосфере чистого водорода. Важно отметить, что при ~1000°С в металле остается количество азота, соответствующее концентрации алюминия, имеющегося в сплаве (т.е. стехиометрии фазы АЩ). Выравнивание концентрации азота по сечению ЭАС также происходит к ~1000°С.

Четвертая глава работы посвящена вопросам происхождения и эволюции специальных разориентаций типа Е9 (как объекту, предшествующему формированию специальных границ) в ЭАС. Предполагается, что именно высокая подвижность специальных границ между зернами ребровой и октаэдрической (матричной) ориентировками ответственна за реализацию ВР.

В проведенном исследовании в качестве лабораторной принята система координат, оси которой связаны с направлением холодной прокатки (НП), нормалью к ее плоскости (НН) и перпендикулярным им направлением (ПН), которое совпадает с осью валков.

Математическим аппаратом матричного анализа продемонстрировано, что специальные

разориентировки типа £9 по отношению к ориентировке (111)[112] разбиваются на 7 групп,

26

причем ориентационная связь, близкая к соотношению «октаэдр - ребро» имеется только в одной случае из 12-ти и образует отдельную группу. Ориентационная связь, близкая к соотношению «октаэдр - ребро», получается при отражении в плоскости (114) октаэдрической ориентировки. Отклонение от точного соотношения при повороте вокруг оси [110] составляет угол 3,68°. Следует подчеркнуть, что данная ребровая ориентировка по отношению к октаэдрической имеет ориентацию вторичного двойника. Также показано, что при наложении решеток ребровой и октаэдрической ориентировок возможен альтернативный вариант специальной разориентировки £27 с отклонением от точной ориентации {110}<001> на тот же угол (3,68°), но в обратную сторону (рис. 14).

Наличие двух симметричных октаэдрических ориентировок {111}<112> в текстуре первичной рекристаллизации ЭАС и наличие специальной разориентации между {111}<112> и {110}<001> предполагает возможность формирования бимодального распределения по углу отклонения плоскости прокатки от кристаллографической плоскости {110} (угол (3) с максимумами ±3,68° для ребровых зерен в готовой ЭАС. Рентгенографически было получено распределение ориентаций 140 зерен готовой ЭАС по углу р. Показано, что измеряемую величину угла (3 незначительно уменьшает отклонение зерен по углу, который описывается вращением вокруг НП (угол у). Полученную симметричную кривую аппроксимировали теоретическими одно-и двумодальными распределениями в виде функций Гаусса, нормированными на общее количество зерен. Оценка по методу наименьших квадратов совпадения экспериментального и теоретических (одно- и двумодального) распределений показала, что бимодальное распределение имеет приоритет. Полученные данные поддерживают гипотезу о роли специальных границ в процессе аномального роста зерен.

Рисунок 14 Специальные разориентации £9 (а) н £27 (б) по отношению к изначальной октаэдрической ориентировке узлы исходной ориентировки {111}<112>; О - узлы ориентации

близкой к {110}<001>; ~ , - ' - совпадающие узлы

Следующая часть работы посвящена исследованию процессов преобразования специальных разориентаций, связанных с двойниками, при деформации и рекристаллизации

монокристаллов (110)[001] технического сплава Fe-3%Si-0.5%Cu. Образцы представляли собой пластины с удаленным электроизоляционным покрытием размерами 0.5x30x280 мм, состоящие из крупных зерен (размер в ПП 50...200 мм), характеризующихся достаточно совершенной текстурой. Образцы прокатывались с суммарной деформацией 5...60 % в направлении, близком к <001>, после чего подвергались градиентному отжигу в интервале температур 400...800°С. На различных стадиях деформации и рекристаллизации проводились исследования микроструктуры на электронном микроскопе JEOL JSM6490LV с приставкой Oxford Instruments (EBSD).

Прокатка монокристаллов исходной ребровой ориентировки приводит к формированию двух симметричных октаэдрических ориентировок {U2}<111>, а последующий рекристаллизационный отжиг - вновь к ребровой ориентировке (рис. 15). Можно утверждать, что переориентации кристаллической решетки при ХП и ПР сводятся к поворотам вокруг кристаллографической оси <110>, параллельной оси валков. Подобные преобразования структуры показывают, что в материале реализуется механизм текстурной наследственности.

Кристаллографический анализ показал, что точная ребровая ориентировка близка к специальным разориентировкам £9 и £27 (кратным £3) по отношению к симметричным октаэдрическим ориентировкам (рис. 14). Последнее позволило предположить, что механизм текстурной наследственности может быть связан со специальными разориентациями. Деформация ребровых монокристаллов происходит как скольжением, так и двойникованием. Несмотря на то, что двойникование, которое происходит на ранних стадиях, не является основным механизмом деформации, оно, в отличие от скольжения, предполагает формирование строгой специальной разориентации 23 между матрицей и двойником.

Уже при незначительной деформации в монокристалле (110)[001] технического сплава Fe-3%Si-0.5%Cu идет интенсивное двойникование (рис. 16, а). В структуре монокристалла (110)[001] наблюдаются двойники двух симметричных систем (112)[TTl] (Д,) и (112)[Т 11] (Дг), которые имеют ориентации по отношению к лабораторной системе координат (114)[221] и (114)[221] соответственно. Матрица при этом сохраняет ребровую ориентировку.

При дальнейшей холодной прокатке со степенями деформации 50...60 % двойники систел Д) и ДЬ в монокристалле (110)[001] выстраиваются под углом 20...25° по отношению к плоскост прокатки (рис. 16, в). При этом одна или обе системы двойников приобретают «цепочкообразнук» форму (рис. 17). Деформация приводит к появлению и значительному увеличению интенсивност двух симметричных ориентировок (111)[1 12] (Mi) и (111)[112] (Мг), формирующих полось деформации (рис. 17). Показано, что переориентированные двойники обеих систем даже поел значительной деформации е=50% имеют строгую кристаллографическую связь £3 с матрице (рис. 17, а), что, на первый взгляд, представляется достаточно странным.

ПН

нп I

к

J

^нп

ПР; е-

Рисунок 15 ППФ {110} монокристалла технического сплава Fe-3%Si-0.5%Cu

Ю-

"ЧИЧ/^Х V , . V >V4v/ 4

/

б

"V.

V'XX4

">Ч '«I

.У.

jraiB^f^i

а - е~5%; б - е-25%; в - е~50% Рисунок 16 Микроструктура монокристалла сплава h'e-3%Si-O.S%Си после деформации

При переориентации исходного монокристалла {П0}<001> в направлении {Ш}<112> габитус двойников системы {112}<111>, совпадающей с действующей системой скольжения (например ДО, должен наклоняться до угла ~ 20° к плоскости прокатки. При этом матрица по отношению к лабораторной системе координат будет иметь ориентацию, близкую к (Ш)[1 12] (М(), а двойник Д| - (115)[552]. Габитус двойников второй системы Дг в М| должен занимать положение, практически перпендикулярное к плоскости прокатки, а их решетка - ориентацию, близкую к (11Щ112]. Однако, уменьшение исходного угла и сохранение специальной разориентации наблюдается для обеих систем двойников (рис. 16, 17), причем их кристаллическая решетка имеет одинаковую ориентацию по отношению к октаэдрической матрице. Следовательно, в действительности только одна из систем занимает закономерное кристаллографическое положение.

Переориентация двойников Д| может быть объяснена следующим образом. Деформация монокристалла (110)[001] осуществляется действием преимущественно одной системы скольжения (112)[Т 11] м |.

где

а - исходный монокристалл; б - после деформации г ~ 25%; в - е ~ 50%; г, д - начальные стадии после ПР; а-д - съемка с локальных участков; е - съемка с нескольких участков образца после ПР

шятштшмштттмьш^й * -.-лш- чг ^ о

а - специальные границы, выявленные методом б - ориентационная карта с пространственным

изображением элементарных кубических ячеек кристаллической решетки;

, ™ -ориентировки, близкие к {]] 1}<112>; -двойниковые ориентировки

Рисунок 17 Микроструктура монокристалла технического сплава />-3%Л7 после деформации холодной прокаткой на -50%, съемка с НН

Очевидно, что решеточные дислокации этой системы не затрагивают габитус двойников Д] (они скользят параллельно им). При этом деформация в самом двойнике осуществляется главным | образом по той же системе скольжения (112)[Т 11] дь параллельной плоскости габитуса. Поэтому

I

двойник Д] жестко поворачивается вместе с окружающей кристаллической решеткой с сохранением специальной разориентации £3 на протяжении всей деформации и, таким образом, данная система занимает закономерное положение в октаэдрической матрице М|. Решетка двойника Д| приобретает закономерную ориентацию - (115)[552]по отношению к лабораторной системе координат.

Другая система двойников Дг занимает незакономерное положение в октаэдрической матрице Мь но при этом также находится с ней в специальной разориентации £3 (рис. 17). Отметим, что решетка двойника Дг в процессе деформации сохраняет свою изначальную) ориентацию ~(114) [221] относительно лабораторной системы координат и отличается от решетки переориентированного двойника Д| на угол менее 4 градусов. С одной стороны, решетка двойника' Дг, рассматриваемого как жесткое включение, должна вращаться вместе с матрицей. С другой стороны, этот поворот может в точности компенсироваться обратным вращением за счет действия' системы скольжения (112)[ТТТ]д2. Работа этой системы в двойнике Дг обусловлена высокими действующими в ней напряжениями и параллельностью (112)щ плоскости изначального габитуса. [ Интенсивность действия системы скольжения (112)[1 1 1]Д2 близка к интенсивности системы) скольжения (112)[Т 1 1]М|, которая обуславливает поворот матрицы, то есть может приводить к| такому же обратному повороту решетки двойника Дг.

В результате градиентного отжига ранее деформированных образцов были зафиксированы^ различные стадии ПР (рис. 15, г..е. рис. 18). Текстура полностью рекристаллизованного материалу является преимущественно Госсовской с некоторым рассеянием по всем углам (рис. 15, е).

Исследование начальной стадии рекристаллизации показало, что зародыши ПР с ориентировками, близкими к ребровой, возникают на различных элементах мезоструктуры: двойниках деформации, переходных полосах, полосах сдвига. Следствием того, что плотность деформационных двойников в сплаве Ре-3%51-0.5%Си существенно выше, чем в материале без меди, преимущественными местами зарождения являлись двойники.

Можно выделить несколько механизмов зарождения зерен, связанных с двойниками. Большинство зародышей ПР образуется на двойниках, как на подложках. Подобные зерна на начальной стадии ПР растут преимущественно вдоль границ двойников. Также возможно формирование зародыша внутри двойника, с последующим его разрастанием в деформированную матрицу. Сравнительно редко наблюдается разрастание отдельных участков двойников. Часть зерен, характеризующаяся «случайными» ориентировками, формируется преимущественно в приповерхностной области образцов. Двойники деформации по отношению к новым зернам являются устойчивыми и поглощаются только на поздних стадиях рекристаллизации. В деформированном монокристалле изначальной ребровой ориентировки они имеют ориентации, близкие к {100}<011> (близкие к двойниковым, как с {111}<112>, так и с {110}<001>). Таким образом, устойчивость в рекристаллизационных процессах ориентировки деформационного куба может объясняться высокой вероятностью образования участков малоподвижных двойниковых границ £3 между данной ориентацией и окружающей рекристаллизованной матрицей.

Растущие ребровые зерна, происхождение которых связано с деформационными двойниками, находятся в специальных разориентациях £9, £11, £19а, £27а и £33а с деформированными областями {111}<112> (рис. 18). Все перечисленные разориентации могут быть получены поворотом вокруг одной оси <110> (параллельной оси валков). При этом специальные разориентации £11, £19а и £33а можно представить как результат локального рассеяния двух основных разориентаций £9 и £27а.

Между участками не рекристаллизованной матрицы и деформационными двойниками преимущественно сохраняется специальная разориентация £3. Кроме того, в границах £3 экспериментально фиксируются участки с разориентировкой £17Ь, которая описывается поворотом на угол 61.93° вокруг направления <221>. Т.е. данная разориентация является близкой к £3, которая описывается поворотом на угол 60° вокруг направления <111>. Таким образом, екристашшзованные ребровые зерна находятся в ориентации, близкой к ориентации вторичного войника по отношению к двойникам деформации, и автоматически в ориентации, близкой к риентации £9.

Для объяснения экспериментального факта формирования зародышей ПР ребровой риентировки, находящихся в специальных разориентациях £3, £9 и £27 с деформированными бластями был предложен следующий механизм (рис. 19).

а - специальные границы; б - ориентационная карта с пространственным изображением элементарных кубических ячеек кристаллической решетки;

Рисунок 18 Микроструктура монокристалла исходной ориентировки (110)[001| технического сплава 1'е-3%81-0.5%Си на стадии первичной рекристаллизации

Октаэдрическая ориентировка - {Ш}<112>

реоровая ориентировка -

{П0}«001> а

Рисунок 19 Схема расщепления ХЗнр-4>23р+£9нр (а) и формирование ребрового зерна на двойнике (б)

Ориентация двойника в октаэдрической матрице (после деформации) будет близка к двойниковой для ориентации {110}<001>. В процессе деформации дислокации активных систем скольжения взаимодействуют с двойниковыми границами, увеличивая их энергию. Таким образом, граница двойника ЕЗ с октаэдрической ориентировкой {П1}<112> становится энергетически невыгодной и при отжиге расщепляется на равновесную границу £3р с ребровой ориентировкой {110}<001> и сильно неравновесную границу £9Нр (£27Нр) между ребровой и октаэдрической ориентировками. Вследствие избыточной энергии границы £9Нр (£27Нр) в ее структуре инструментально определяются участки других специальных границ. Отщепившаяся граница £9нр (£27нр) обладает большим стимулом к миграции, так как содержит повышенную плотность дислокаций одного знака, а их аннигиляция (следовательно, уменьшение энергии границы) возможна только в объеме зерна. Таким образом, происходит возникновение и дальнейший рост в матрицу зерен {110}<001>, находящихся в точных разориентациях £3, Х9 и Е27 с окружающими их локальными областями. Важно отметить то, что образовавшиеся зерна

ребровой ориентировки в общем случае являются вновь возникшими при ПР, а не сохраненными в процессе деформации областями.

Очевидна невозможность прямого переноса установленных закономерностей, связанных с деформационными двойниками преобразований текстуры в монокристаллах, на процессы, происходящие при ХП и ПР в реальной ЭАС, которая на соответствующих переделах находится в поликристаллическом состоянии. Тем не менее, представляются достаточно значимыми экспериментально зафиксированные факты возникновения и трансформаций специальных разориентаций в техническом сплаве Fe-3%Si-0.5%Cu.

При деформации промышленной ЭАС не наблюдается двойников деформации. Ребровая ориентировка формируется в полосах сдвига (ПС), которые образуются при высоких степенях деформации в зернах изначальной ориентировки {110}<001>. Согласно недавним исследованиям D. Domer, S. Zaefferer, D. Raabe, ПС содержат дискретный набор ориентировок {110}<001> и {111}<112> (матричная и симметричная ей). Механизм образования подобной мезоструктуры не ясен. Экспериментальные данные указывают, что ПС в кристаллах октаэдрической ориентировки {111}<112> (до деформации - {110}<001>) располагаются под углом ~35° к плоскости прокатки и плоскость их залегания близка к кристаллографической плоскости (114).

Так как плоскость (114) не является плоскостью скольжения в ОЦК кристаллах, можно предположить, что локализация деформации по этой плоскости является следствием кооперированного движения частичных дислокаций и представляет собой аномальное двойникование по системе {114}<221>. Показано, что в рамках традиционного подхода перестройка решетки при двойниковании по плоскости (114) может быть представлена скольжением двойникующей дислокации 8а/18 [221] или дополнительной двойникующей дислокации10а/18[22Т ] в каждой такой плоскости. Движение любой из этих дислокаций в каждой плоскости {114} сразу дает решетку двойника без дополнительных смещений атомов.

Само по себе аномальное двойникование по плоскостям {114} (первая стадия) не может обеспечить экспериментально наблюдаемое образование в полосе сдвига ориентировок {110} <001 > и {111}<112>. Поэтому необходимо включение дополнительного механизма переориентации решетки (второй стадии), каковым может являться обычное двойникование по плоскостям {112}.

Согласно полученным экспериментальным данным основные трансформации кристаллической решетки при деформации сводятся к повороту вокруг оси [110], параллельной оси валков. Зоне [110] исходной октаэдрической ориентировки кристалла, наряду с плоскостью аномального двойникования (И 4), принадлежат две плоскости двойникования (112) и (112).

С помощью математического аппарата матричного анализа показано, что решетка вторичного двойника (112) в аномальном двойнике (114) имеет ориентацию кристалла

(1 11)[112], связанную с ориентацией исходной (111)[112] матрицы специальной разориентацией

£3. Решетка вторичного двойника (112) имеет ориентацию (11,11,1)[1,1,22], т.е. находится по отношению к исходной матрице в специальной разориентации £27 (рис. 20).

Таким образом, предложенная модель позволяет объяснить аномальный характер деформации по системе {114}<221> и образование дискретного набора ориентаций {110}<001> и {111}<112>вПС.

Рисунок 20 Трансформация решетки прн двойниковапин (114) и последующем двойниковашш по

плоскостям (112) и (112)

Глава 5 посвящена разработке метода снижения удельных магнитных потерь ЭАС за счет использования локальной плазменной обработки (ЛПО) для измельчения зерна, и, соответственно, доменной структуры стали. Высокое совершенство текстуры ЭАС обычно предполагает сравнительно большой размер зерен, что способствует увеличению потерь на перемагничивание. Широкое промышленное применение получил способ снижения вихретоковой составляющей удельных магнитных потерь ЭАС за счет применения локальной лазерной обработки (ЛЛО). На заключительном этапе обработки стали, после нанесения изоляционного покрытия, проводят локальный лазерный нагрев поверхности материала с невысокой плотностью энергии. Упругие напряжения в зонах термического воздействия обеспечивают измельчение основных магнитных доменов, что существенно (на 8... 12 %) снижает общие потери на перемагничивание ЭАС. Данный способ имеет недостаток: структурные барьеры, созданные с помощью обработки лазером, термически неустойчивы (стабильны только до 500°С).

С этой точки зрения более перспективными остаются методы измельчения доменной

структуры за счет уменьшения размеров вторичнорекристаллизованных зерен. Особенностью

таких методов является то, что воздействие на структуру происходит до формирования покрытия

34

и прохождения ВР (т.е. до ВТО). Подобные методы разрабатывались в ИФМ УрО РАН под ' руководством Б.К. Соколова в 70-х годах 20-го века, однако в связи с их технологической сложностью (несколько дополнительных операций, включающих ЛЛО, прокатку и I дополнительный отжиг) они так и не нашли промышленного применения.

Обработка плазмой (искровым разрядом) вызывает в локальных областях поверхности ' сплава высокую скорость нагрева, тем самым, провоцируя ПР в условиях, отличных от ! реализующихся при ВТО. Исходя из этого, было предположено, что зерна, выросшие в местах воздействия плазмой, будут иметь кристаллографическую ориентировку отличную от ! кристаллитов, образующихся при медленном нагреве на ПР. Данное различие должно проявляться и при формировании структуры (текстуры) в процессе ВР.

Исследования проводили на образцах промышленной ЭАС нитридного варианта ! ингибирования, отобранных от холоднокатаной полосы номинальной толщиной 0,30 мм. ЛПО образцов проводили искровым разрядом различной мощностью. В местах воздействия ЛПО | происходил разогрев материала с реализацией рекристаллизаций и даже плавления ЭАС с | последующей кристаллизацией материала (рис. 21, а...в). В процессе ВТО ЭАС. подвергнутая ЛПО. приобретает дуплексную структуру (рис. 21, г...е).

Установлено, что зерна, выросшие в результате ЛПО, имеют случайные I кристаллографические ориентации ({001}<110>, {111}<112>, {110}<001>) в отличие от | вторичнорекристаллизованных зерен, характеризующихся ребровой текстурой. Среди крупных ' зерен, выросших при ВР из мест, прошедших ЛПО, нет ни одного кристаллита с не ребровой ' ориентировкой. Сделаны предположения, позволяющие объяснить данный факт теорией ориентированного зарождения.

Рисунок 21 Микроструктура ЭАС после ХП и ЛПО с различной интенсивностью воздействия (а...в) и макроструктура ЭАС, подвергнутой ЛПО после ВТО (г...е)

Методами магнитной металлографии определено, что структура, имеющая сравнительно мелкие зерна, расположенные внутри крупных вторичных зерен, является благоприятной с точки | зрения магнитных свойств материала. Мелкие зерна служат местами окончания 180-градусных , доменов, в результате чего снижают вихретоковую составляющую удельных потерь. Последнее I подтверждено результатами измерений магнитных свойств. Однако, эти зерна (не ребровой ориентировки), также способствуют снижению магнитной индукции. Показано, что общее улучшение магнитных свойств должно соответствовать определенному компромиссу: измельчению доменов с небольшим снижением магнитной индукции. Это возможно при -использовании ЛПО сравнительно невысокой мощности - в этом случае места зарождения аномально растущих зерен оказываются не связанными с местами ЛПО (рис. 22. в).

а, б - рост вторичнорекристаллизованного зерна в местах обработки плазмой; в - формирование центров аномального роста зерна в местах, не связанных с обработкой плазмой Рисунок 22 Области начала аномального роста зерен и их связь с локальной плазменной обработкой

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

I

1 Показано, что фазовая перекристаллизация (а->у-»а), реализующаяся в ЭАС при ГП, интенсифицирует процессы рекристаллизации. Вследствие этого происходит замена острой текстуры деформации в подповерхностном слое (110)[001], благоприятной для формирования структуры, на ориентировки рекристаллизации (110)[uvw], что приводит к образованию в дальнейшем рассеянной текстуры BP.

2 Установлено, что наличие у-фазы в структуре стали (при ГП и последующих отжигах) позволяет сохранить при быстром охлаждении часть азота, ранее растворенного в аустените, в L твердом растворе и в виде метастабильных нитридов кремния. За счет «запасенного» азота при дальнейших термообработках формируется дополнительная дисперсная ингибиторная фаза AIN.

3 Показано, что неоднородность в распределении аустенита в структуре ЭАС приводит к неравномерности выделения «вторичной» нитридной фазы, что негативно отражается на стабильности процесса BP в локальных областях. Установлена возможность устранения данной >_ неравномерности за счет температурно-временных параметров ГП и термических обработок.

4 Установлено, что в процессе обезуглероживающего отжига формируется зона внутреннего окисления, состоящая из поверхностного тонкого слоя (~ 0,5 мкм) с высоким содержанием ЭЮ?; области пониженного содержания кремния, в которой преобладающим оксидом является БсО; слоя наибольшей ширины, в котором кислород связан с кремнием в БЮг-Первый слой может блокировать, а третий затруднять последующие процессы обезуглероживания и окисления.

5 Показано, чго формирование грунтового слоя на поверхности ЭАС в процессе ВТО можно представить в виде последовательности термохимических реакций: окисление железа с образованием РеО; растворение 1^0 в РеО с образованием магиезиовгостита - (РеМ£)0; твердофазное взаимодействие (ТеМц^О с ЭЮг с формированием оливина (Ре1у^)28104.

6 Установлено, что при азотировании ЭАС в интервале температур 500...800°С после 00 основное количество азота находится в подповерхности материала за зоной внутреннего окисления в виде дисперсной фазы выделяющейся внутри и по границам зерен. Показано, что повышение азотирующего потенциала атмосферы, повышение температуры ХТО, а также усиление окисления кремния в поверхности сплава приводит к формированию в ЗВО у-фазы, следствием чего является возникновение внутренних напряжений в материале и ухудшение процесса грунтообразования при ВТО.

7 На основе кристаллографического анализа специальных разориентаций показано, что одна из двенадцати возможных специальных разориентировок типа £9 (или 127) по отношению к ориентировке {111}<112> (формирующейся из {110}001> при холодной прокатке ЭАС) имеет «ребровую» ориентацию.

8 Экспериментально установлено, чго двойниковая разориентация £3 возникает и сохраняется в процессе холодной прокатки монокристаллов ЭАС. При последующей ПР возможен механизм возникновения зерен «ребровой» ориентировки на двойниковых границах «октаэдрической» {111 }<П2> матрицы, как на подложках. Возникшие по данному механизму кристаллиты находятся в разориентациях £9 (или £27) с «октаэдрической» матрицей.

9 Предложена модель образования полос сдвига (ПС) в кристаллах ориентировки {111}<112> при холодной прокатке ЭАС по двухстадийному механизму. На первом этапе осуществляется аномальное двойникование по системе {114}<221>, на втором - практически полное вторичное двойникование полосы по двум стандартным системам {112}<111>. В итоге преобразований ПС состоит из областей практически «ребровой» ориентировки {И 11 1}<1 1 22> и областей «октаэдрической» ориентировки {111 }<112>, симметричной по отношению к исходной ориентировке {111} <112>.

10 Разработаны и внедрены режимы обработки ЭАС нитридного варианта с различными химическим составом и условиями ГП, а также оптимизированы параметры технологических этапов обработки стали применительно к существующему на предприятиях оборудованию.

37

СПИСОК ОСНОВНЫХ ПУБЛИКАЦИЙ

1. Улучшение магнитных свойств электротехнической анизотропной стали сульфидного варианта, микролегированной алюминием / М.Л. Лобанов, С.Ю. Курносое, О.В. Первушина, В.А. Шабанов // Сталь. 1997. № 10. С. 59...62.

2. Ларионова К.В. Прогнозирование температуры полного растворения A1N в зависимости от количества

аустенита в трансформаторной стали / К.В. Ларионова, М.Л. Лобанов, A.A. Попов // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 1998. № 3. С. 73...74.

3. Особенности структурообразования в анизотропной электротехнической стали при обезуглероживании в

промежуточной или конечной толщине / В .А. Шабанов, М.Л. Лобанов, О.В. Первушина, A.A. Попов // Сталь. 1998.№ 8. С. 36...38.

4. Лобанов М.Л. Образование естественных барьеров для аномального роста зерен в анизотропной электротехнической стали / М.Л.Лобанов, В.А.Шабанов, О.В.Первушина // ФММ. 1998. Т.86. В.1. С. 126...133.

5. Влияние атмосферы высокотемпературного отжига на магнитные свойства анизотропной электротехнической стали / В.А. Шабанов, О.В. Первушина, М.Л. Лобанов, К.В. Ларионова // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 1998. № 10. С. 49...55.

6. Влияние режима отжига на структуру и магнитные свойства анизотропных электротехнических сталей с

разными системами ингибирования / В.А. Шабанов, М.Л. Лобанов, О.В. Первушина, С.Ю. Курносое // Металлы. 1998. № 6. С. 48...51.

7. Лобанов М.Л. Образование естественных барьеров для аномального роста в анизотропной электротехнической стали / М.Л. Лобанов, В.А. Шабанов, О.В. Первушина // Вестник УГТУ-УПИ. Перспективные материалы и технологии. 1998. №1. (http://www.ustu.ru).

8. Лобанов М.Л. Влияние аустенита на растворение A1N в трансформаторной стали / М.Л. Лобанов, К.В.

Ларионова // Вестник УГТУ-УПИ. Перспективные материалы и технологии. 1998. №1. (http://www.ustu.ru).

9. Ларионова К.В. Численное моделирование растворения частиц MnS в трансформаторной стали при ее

нагреве под горячую прокатку / К.В. Ларионова, М.Л. Лобанов//Металлы. 1999. № 1. С. 53...57.

10. Влияние параметров промежуточных отжигов на формирование структуры электротехнической анизотропной стали нитридного варианта ингибирования / М.Л. Лобанов, В.А. Шабанов, О.В. Первушина, К.В. Ларионова // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2000. № 2. С. 18...24.

11. Влияние фазовой перекристаллизации на структуру подката электротехнической анизотропной стали / МЛ. Лобанов, В .А. Шабанов, М.Б. Цырлин, Ф.В. Минеев // Сталь. 2000. Ks 2. С. 59.. .63.

12. Структура и свойства горячекатаной листовой коррозионностойкой ферритной стали / И.Ю. Пышминцев, Д.В. Шабуров, В.П. Никитин, Д.А. Демешкин, М.Л. Лобанов // Сталь. № 9. 2000. С. 64...68.

13. Русаков Г.М. Расчет коэффициентов примесной диффузии методом разложения концентрационного профиля в ряд Фурье / Г.М. Русаков, МЛ. Лобанов, К.В. Ларионова Н ФММ. 2001. Т.91. №1. С. 14...16.

14. Лобанов М.Л. Определение коэффициентов примесной диффузии элементов замещения в техническом сплаве Fe-3 Mac.%S¡ /М.Л. Лобанов, К.В. Ларионова, В.А. Шабанов // Металлы. 2001. №1. С. 32...34.

15. Влияние температуры горячей прокатки на структуру и свойства электротехнической анизотропной стали / М.Л. Лобанов, В.А. Шабанов, М.Б. Цырлин, О.В. Первушина // Сталь. 2001. №7. С. 65.. .67.

16. Влияние нормализации на структуру и магнитные свойства ЭАС нитридного варианта / МЛ. Лобанов, О.В. Первушина, В.А. Шабанов, М.А. Гервасьев, Л.В. Лобанова // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2002. № 1. с. 24...28.

17. Лобанов М.Л. Фазовый анализ электротехнической анизотропной стали / М.Л. Лобанов, А.И. Пятыгин // Аналитика и контроль. 2003. Т. 7. № 2. С. 167... 171.

18. О возможности неразрушающего контроля величины зерна на промежуточных этапах производства электротехнической стали / М.ЛЛобанов, И.П. Сысолятина, В.К. Чистяков, Ю.Л. Гобов, Э.С. Горкунов, С.М. Задворкин, Г.С. Корзунин, А.Г. и [др.] // Дефектоскопия, 2003. № 8. С. 55...70.

19. Лобанов М.Л. Влияние у-фазы на формирование структуры электротехнической анизотропной стали нитридного варианта ингибирования / M.J1. Лобанов // Фазовые и структурные превращения в сталях: сб. Магнитогорский дом печати. 2003. В. 23. С. 243...274.

20. О возможности улучшения качества электротехнической анизотропной стали нитридно-медного варианта ингибирования за счет использования процесса азотирования / М.Л. Лобанов, А.И. Гомзиков, О.В. Первушина, C.B. Акулов // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2004. JV» 8. С. 24...28.

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

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

23. Структура границ зерен и особенности их взаимодействия с дислокациями / Г.М. Русаков, М.Л. Лобанов, Н.И. Кардонина, А.И. Гомзиков Н Аннотациовдые отчеты РФФИ «Урал» за 2004 г. Екатеринбург. 2005. С. 261.. .264.

24. Структура границ зерен и особенности их взаимодействия с дислокациями / Г.М. Русаков, М.Л. Лобанов, Л.Д. Сон, Н.И, Кардонина, А.И. Гомзиков // Аннотационныс отчеты РФФИ «Урал» за 2005 г. Екатеринбург. 2005. С.148...153.

25. О возможности формирования областей с ориентацией {110}<001> в процессе холодной деформации технического сплава Fe-3%Si / Г.М. Русаков, А.А. Редикульцев, М.Л. Лобанов, А.И. Гомзиков // Физика металлов и металловедение. 2006. Т. 101. №6. С. 653...659.

26. Лобанов М.Л. Механизм формирования ориенгационной связи между зернами {110}<001> и {111}<112> при двойниковании в сплаве Fe-3%Si / М.Л. Лобанов, Г.М. Русаков, А.А. Редикульцев // Труды школы-семинара «Фазовые и структурные превращения в сталях». Магнитогорск. 2008. В. 5. С. 172...181.

27. Rusakov G.M. Formation mechanism for orientation relationship between {110}<001> and (111}<112> grains during twinning in Fe-3%Si alloy / G.M. Rusakov, A.A. Redikultsev, M.L. Lobanov // Metallurgical and materials transactions. 2008. V. 39. № 10. V. 2278...2280.

28. Деформационное двойникование в техническом сплаве Fe-3%Si. / А.А. Редикульцев, М.Л. Лобанов, Г.М.Русаков, А.М. Гервасьев // Извести ВУЗов. Черная металлургия. 2008. № 9. С. 37...41.

29. Влияние локальной плазменной обработки на измельчение зерна и доменную структуру технического сплава Fe-3%Si. / А.А. Редикульцев, C.B. Акулов, М.Л. Лобанов, Г.М. Русаков // Физика и химия обработки материалов. 2008. №6. С. 25...31.

30. Deformational Twinnig in Fe-3%St Engineering Alloy ! A.A. Redikultsev, M.L. Lobanov, G.M. Rusakov, A.M. Gervas'ev // Steel in Translation. 2008. V. 38. N 9. P. 719...723.

31. Model of {110}<001> Texture Formation in Shear Bands during Cold Ro'iling of Fe-3 Pet Si Alloy / G.M. Rusakov, M.L. Lobanov, A.A. Redikultsev, I.V. Kagan // Metallurgical and materials transactions, 2009. V. 40A. №5. P. 1023... 1025.

32. Пат. № 2137849 Российская Федерация, МПК C21D8/12. Способ производства анизотропной электротехнической стали / Цырлин М.Б., Казаджан Л.Б., Носов С.К., Шарипов Р.Ф., Носов А.Д., Лобанов М.Л.; № 96116385/02; заявл. 07.08.1996; опубл. 20.09.1999; Бюл. № 26.

33. Решение о выдаче патента Российской Федерации на изобретение, МПК C21D8/12. Способ производства анизотропной электротехнической стали / Цырлин М.Б., Носов С.К., Шарипов Р.Ф., ЛобановМ.Л., Носов А.Д.; № 97109541/02; заявл. 24.06.1997; опубл. 20.05.¡999; Бюл. № 15.

34. Решение о выдаче патента Российской Федерации на изобретение, МПК C21D8/12, С22С38/16, H01F1/16. Способ производства анизотропной электротехнической стали / Цырлин М.Б., Лобанов М.Л., Носов С.К., Шарипов Р.Ф., Носов А.Д.; № 97109542/02; заявл. 24.06.1997; опубл. 20.05.1999; Бюл. № 15.

35. Решение о выдаче патента Российской Федерации на изобретение, МПК C21D8/12. Способ производства изотропной электротехнической стали / Носов С.К., Носов А.Д., Шарипов Р.Ф., Цырлин М.Б., Лобанов М.Л.; № 97109543/02; заявл. 24.06.1997; опубл. 20.05.1999; Бюл. № 15.

36. WO 99/53107 ЕР, IPC C21D8/12, 1/74, C23D5/00. Method for produsing a forsterite insulating film on a surface of grain-oriented anisotropic electrotechnical steel sheets / Zirlin M.B., Nosov A.D., Nosov S.K., Lobanov M.L., Kavtrev V.M., Kavtrev A.B. PCT/EP99/02394; Priority Data 09.04.98; Publication Date 21,10.99.

37. Пат. Ms 2159821 Российская Федерация, МПК C21D8/12. Способ производства холоднокатаной электротехнической стали / Цырлин М.Б., Лобанов М.Л., Шевелев В.В., Кавтрев В.М.; № 2000112618/02; заявл. 23.05.2000; опубл. 27.11.2000, Бюл. № 33.

38. Пат. № 2159820 Российская Федерация, МПК C21D8/04, C21D9/46. Способ производства низкоуглеродистой холоднокатаной стали для штамповки и последующего эмалирования / Цырлин М.Б., Лобанов М.Л., Шабанов В.А., Шевелев В.В., Шатохин И.М., Сарычев А.Ф.; № 2000112617/02; заявл. 23.05.2000; опубл. 27.11.2000, Бюл. №33.

39. Пат. № 2169633 Российская Федерация, МПК B22D11/00, С21С5/54. Шлакообразующая смесь для непрерывной разливки стали /Ногтев В.П., Горосткин C.B., Сарычев А.Ф., Маркин В.Ф., Бодяев Ю.А.,

Кулаковский В.Т., Цырлин М.Б., Лобанов М.Л.; № 2000104307/02; заявл. 22.02.2000; опубл. 27.06.2001, Бюл. № 15.

40. Пат. № 2180356 Российская Федерация, МПК C21D8/12. Способ производства холоднокатаной электротехнической стали / Цырлин М.Б., Лобанов М.Л., Кавтрев A.B., Шевелев В.В.; № 2001118568/02; заявл. 06.07.2001; опубл. 10.03.2002, Бюл. № 7.

41. Пат. № 2180357 Российская Федерация, МПК C21D8/12. Способ производства холоднокатаной полосы из электротехнической анизотропной стали / Цырлин М.Б., Лобанов М.Л., Кавтрев A.B., Шевелев В.В.; № 2001118569/02; заявл. 06.07.2001; опубл. 10.03.2002, Бюл. № 7.

42. Пат. № 2180924 Российская Федерация, МПК C21D8/12, C21D9/46, С22С38/16, С22С38/06. Способ производства электротехнической текстурованной стали с ограниченной анизотропией, полоса, полученная этим способом, и изделие из нее / Цырлин М.Б., Шевелев В.В., Лобанов М.Л.; № 2001121824/02; заявл. 06.08.2001; опубл. 27.03.02, Бюл. № 9.

43. Пат. № 2181786 Российская Федерация, МПК С22СЗ8/04, C21D8/12. Анизотропная электротехническая сталь и способ ее получения / Цырлин М.Б., Шевелев В.В., Кавтрев A.B., Лобанов М.Л., Каган В.Г., Мельников М.Б.; № 2001117739/02; заявл. 02.07.2001; опубл. 27.04.2002, Бюл. № 12.

44. Пат. № 2182181 Российская Федерация, МПК C21D8/12. Способ производства электротехнической анизотропной стали / Цырлин М.Б., Шевелев В.В., Кавтрев A.B., Лобанов М.Л., Каган В.Г., Мельников М.Б., Быков Г.В.; № 2001115332/02; заявл. 06.06.2001; опубл. 10.05.2002, Бюл. № 13.

45. Пат. № 2199594 Российская Федерация, МПК C21D8/12. Способ производства анизотропной электротехнической стали / Лисин B.C., Скороходов В.Н., Настич В.П., Цырлин М.Б., Чернов П.П., Мамышев В.А., Кукарцев В.М., Ларин Ю.И., Цейтлин Г.А., Лобанов М.Л., Шевелев В.В.; № 2002116783/02; заявл. 25.06.2002; опубл. 27.02.2003, Бюл. № 6.

46. Пат. № 2199595 Российская Федерация, МПК C21D8/12, С22С38/16. Способ производства холоднокатаной электротехнической анизотропной стали / Лисин B.C., Скороходов В.Н., Настич В.П., Цырлин М.Б., Чернов П.П., Мамышев В.А., Кукарцев В.М., Ларин Ю.И., Цейтлин Г.А., Лобанов М.Л., Шевелев В.В.; № 2002116784/02; заявл. 25.06.2002; опубл. 27.02.2003, Бюл. № 6.

47. WO 2004/001075 ЕР, IPC C21D08/12, С22С38/16. Method for producing electric steel / Lisin V.S., Skorokhodov V.N., Nastich V.P., Tsyrlin M.B., Chernov P.P., Mamyshev V.A., Kukartsev V.M., Larin Y.I., Tseytlin G.A., Lobanov M.L., Sftevelev V.V. PCT/RU2003/000024; Priority Data 25.06.2002; Publication Date 31.12.2003.

48. WO 2004/040025 EP, IPC C21D08/12, C22C38/16. Method for produsing electrotechnical steel exhibiting a high magnetic induction / Lisin V.S., Skorokhodov V.N., Nastich V.P., Tsyrlin M.B., Kukartsev V.M., Larin Y.I., Tseytlin G.A., Lobanov M.L., Shevelev V.V., Shatokhin I.M., Polyakov M.Y.; PCT/RU2003/000023: Priority Data 29.10.2002; Publication Date 13.05.2004.

49. Пат. № 2216601 Российская Федерация, МПК C21D8/12, С22С38/16. Способ производства электротехнической стали с высокой магнитной индукцией / Лисин B.C., Скороходов В.Н., Лапшин A.A., Цырлин М.Б., Настич В.П., Аглямова Г.А., Чернов П.П., Кукарцев В.М., Ларин Ю.И., Цейтлин Г.А., Поляков М.Ю., Лобанов М.Л., Шевелев В.В.; №2002128982/02; заявл. 29.10.2002; опубл. 20.11.2003, Бюл. № 34.

50. Пат. № 2348704 Российская Федерация, МПК C21D8/12. Способ производства электротехнической анизотропной стали с повышенной проницаемостью / Цырлин М.Б., Лобанов М.Л.; № 2006135627/02; заявл. 10.10.06; опубл. 10.03.09, Бюл. № 7.

51. Пат. № 2348705 Российская Федерация, МПК C21D8/12. Способ производства электротехнической анизотропной стали с повышенной проницаемостью / Цырлин М.Б., Лобанов М.Л.; № 20061356330/02; заявл. 10.10.06; опубл. 10.03.09, Бюл. № 7.

Подписано в печать . .2010 г. Объем -2,2 п.л. Тираж- 100 экз. Заказ № 151 Ризография НИЧ ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ» 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

ОБОЗНАЧЕНИЯ И СОКРАЩЕНИЯ.

ВВЕДЕНИЕ, ЦЕЛЬ И ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЯ.

ГЛАВА 1. ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКАЯ АНИЗОТРОПНАЯ СТАЛЬ: ИСТОРИЯ РАЗВИТИЯ И СОВРЕМЕННОЕ СОСТОЯНИЕ.'.

1.1 История развития материала для магнитопроводов трансформаторов. Промышленные способы производства электротехнической анизотропной стали.

1.2 Мировое производство электротехнической анизотропной стали.

1.3 Преобразования текстуры на этапах промышленного производства электротехнической анизотропной стали.

1.4 Вторичная рекристаллизация в электротехнической анизотропной стали как основной процесс, ответственный за формирование текстуры {110}<001>.

ГЛАВА 2. ВЛИЯНИЕ АУСТЕНИТА НА ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И ТЕКСТУРЫ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ АНИЗОТРОПНОЙ СТАЛИ.

2.1 Химический состав у-фазы в электротехнической анизотропной стали при температурах горячей прокатки.

2.2 Влияние аустенита на растворимость нитридных фаз в электротехнической анизотропной стали.

2.3 Формирование структуры электротехнической анизотропной стали в процессе горячей прокатки.

2.4 Роль аустенита при формировании ингибиторной фазы в электротехнической анизотропной стали.

2.5 Влияние аустенита на морфологию вторичнорекристаллизованных зерен в электротехнической анизотропной стали.

2.6 Оптимальное количество аустенита в электротехнической анизотропной стали нитридного варианта ингибирования.

2.7 Влияние легирующих элементов на количество аустенита при ГП и конечные магнитные свойства электротехнической анизотропной стали.

2.8 Использование результатов исследования для повышения качества электротехнической анизотропной стали в промышленном производстве.

2.9 Выводы.

ГЛАВА 3. ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ

АНИЗОТРОПНОЙ СТАЛИ.

3.1 Основные стадии формирования электроизоляционного покрытия.

3.2 Обезуглероживающий отжиг.

3.2.1 Собственно обезуглероживание стали.

3.2.2 Окисление стали при обезуглероживающем отжиге (японская модель).

3.2.3 Результаты исследования окисления стали нитридно-медного варианта при обезуглероживающем отжиге.

3.2.3.1 Структура зоны внутреннего окисления после обезуглероживающего отжига.

3.2.3.2 Модель окисления стали по экспериментальным данным.

3.2.3.3 Влияние различных факторов на процессы, происходящие при обезуглероживающем отжиге.

3.3 Электроизоляционное покрытие электротехнической анизотропной стали.

3.3.1 Влияние величины зоны внутреннего окисления после обезуглероживающего отжига на толщину грунтового слоя после высокотемпературного отжига.

3.3.2 Влияние влажности атмосферы на формирование грунтового слоя в процессе высокотемпературного отжига.

3.3.3 Механизм формирования грунтового слоя в процессе высокотемпературного отжига.

3.4 Азотирование электротехнической анизотропной стали.

3.4.1 Методика азотирования.

3.4.2 Структура азотированного слоя.

3.4.3 Влияние температуры и структурного состояния поверхности электротехнической анизотропной стали на процесс ее азотирования.

3.4.4 Эволюция азота в электротехнической анизотропной стали в процессе высокотемпературного отжига.

3.5 Использование результатов исследования при производстве электротехнической анизотропной стали.

3.6 Выводы.

ГЛАВА 4. РОЛЬ СПЕЦИАЛЬНЫХ РАЗОРИЕНТАЦИЙ В ФОРМИРОВАНИИ ТЕКСТУРЫ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ АНИЗОТРОПНОЙ СТАЛИ.

4.1 Кристаллография специальных разориентаций.".

4.2 Распределение вторичнорекристаллизованных зерен в электротехнической анизотропной стали по углам.

4.3 Особенности холодной деформации и первичной рекристаллизации монокристалла (110)[001] сплава Fe-3%Si-0.5%Cu, связанные с двойникованием.

4.3.1 Текстурная наследственность в монокристалле с ориентировкой (110)[001].

4.3.2 Переориентация кристаллической решетки при деформации.

4.3.3 Эволюция двойников в процессе деформации.

4.3.4 Первичная рекристаллизация, связанная с двойниками, в деформированном монокристалле изначальной ориентировки (110) [001].

4.4 Механизм образования полос сдвига при холодной деформации электротехнической анизотропной стали.

4.4.1 Модель образования полос сдвига с дискретным набором ориентаций.

4.4.2 Кристаллографическая модель аномального двойникования по системе {114}<221>.

4.5 Выводы.

ГЛАВА 5. ВЛИЯНИЕ ЛОКАЛЬНОЙ ПЛАЗМЕННОЙ ОБРАБОТКИ НА ИЗМЕЛЬЧЕНИЕ ЗЕРНА И ДОМЕННУЮ СТРУКТУРУ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ АНИЗОТРОПНОЙ

СТАЛИ.

Актуальность работы.

Электротехническая анизотропная сталь - ЭАС (технический сплав Ре-3%8и трансформаторная сталь) является важнейшим магнитно-мягким материалом, использующимся для изготовления магнитопроводов и магнитоактивных частей разнообразных электротехнических устройств. По условиям ее эксплуатации, к этой стали предъявляются следующие основные требования: легкость намагничивания и перемагничивания (т. е. высокие значения магнитной проницаемости); высокие значения магнитной индукции; минимальные потери при перемагничивании [1]. Выполнение первых двух требований определяет размеры и вес электрических обмоток и магнитных сердечников трансформаторов. Минимальные потери на перемагничивание определяют КПД трансформаторов и их рабочую температуру.

Наступление XXI века с точки зрения истории развития ЭАС было отмечено двухмя знаменательными датами. В 2000 году исполнилось 100 лет с момента открытия в Великобритании положительного влияния кремния, как легирующего элемента, на удельные потери в стали, что явилось основой для создания нового класса материалов -кремнистых электротехнических сталей [2]. В 2004 году исполнилось 70 лет изобретению Госса, представляющему собой метод получения холоднокатаной текстурованной стали, ставшему основой для всех современных вариантов производства ЭАС [3].

Высокие магнитные свойства готовой ЭАС обеспечиваются наличием в стали совершенной кристаллографической текстуры {110}<001> (ребровая текстура, текстура Госса), при которой практически все кристаллиты имеют плоскость {110}, параллельную поверхности полосы, и ось <001> вдоль направления прокатки. Для получения наилучших магнитных характеристик важно, чтобы ось <001>, то есть ось легкого намагничивания, была точно направлена вдоль направления прокатки. Магнитные характеристики также сильно зависят от толщины стали, размеров зерна, удельного электросопротивления, поверхностного покрытия, чистоты стали и т.п. [1].

Только однофазное (ферритное) состояние при высокотемпературном отжиге позволяет обеспечить формирование полноценной ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации в ЭАС. Механизм текстурной наследственности при деформациях и рекристаллизациях металла, в результате реализации которого формируется матрица аномального роста, предполагает нахождение сплава в однофазном состоянии. По этим причинам роль кремния в ЭАС, как элемента стабилизирующего феррит и, соответственно выклинивающего у-область, оказывается существенно более значимой, нежели простое увеличение электросопротивления, т.е. уменьшение удельных потерь на перемагничивание стали.

Однако на первых стадиях промышленной цепочки производства ЭАС в стали содержится углерод в количестве ~ 0,02.0,05 мае. %, что приводит к тому, что при характерных температурах горячей прокатки и отжига горячекатаного подката в стали может содержаться до ~ 30.50 % аустенита. Наличие у-фазы на начальных переделах производства ЭАС должно оказывать существенное влияние ira процессы структуро- и текстурообразования и, соответственно, на конечные магнитные свойства стали.

Современная ЭАС по существу является композиционным материалом, состоящим из магнитной основы (Fe-Si) и электроизоляционного покрытия, представляющего собой многокомпонентную металлокерамическую плёнку.

Формирование электроизоляционного покрытия на ЭАС — многостадийный процесс, включающий несколько операций химико-термической обработки. В производстве ЭАС можно выделить четыре основных этапа, оказывающих существенное влияние на формирование электроизоляционного покрытия: обезуглероживающий отжиг; нанесение термостойкого покрытия; высокотемпературный отжиг; собственно нанесение электроизоляционного покрытия. Несмотря на то, что технологические цепочки производства ЭАС сложились достаточно давно, процессы, происходящие на поверхности сплава, остаются во многом непонятными, по крайней мере, в деталях. Особенно это касается окисления поверхности при обезуглероживании и термохимии формирования грунтового слоя при высокотемпературном отжиге.

В последние годы в мировое производство активно внедряется метод изготовления ЭАС, основанный на применении химико-термической обработки. Важно отметить, что собственно азотирование сплава с целью повышения эффективности ингибиторной фазы представляет интерес для любого способа производства ЭАС, основанного на применении нитридов в качестве замедлителей нормального роста зерен. Внедрение операции азотирования в производство ЭАС ставит целый ряд как технологических, так и материаловедческих вопросов: оптимальные параметры процесса ХТО (температура, время, состав атмосферы); место проведения азотирования в технологической цепи производства ЭАС; влияние состава и структуры поверхности сплава (т.е.предшествующей обработки) на результат процесса азотирования; эволюция азота в сплаве после ХТО.

В настоящее время накоплен обширный экспериментальный материал по вопросам формирования текстуры в ЭАС. Однако несколько аспектов этой проблемы остаются неразрешенными. Это: механизм происхождения зерен Госса; их аномальный рост; влияние некоторых легирующих элементов (например, меди) и смысл ряда технологических операций при производстве ЭАС.

Результаты последних исследований говорят о том, что предпосылки образования ребровой текстуры на финальном этапе производства стали закладываются, главным образом, при холодной прокатке. То есть, при деформации, в результате действия определенных механизмов, происходит формирование будущих зародышей первичной рекристаллизации ребровой ориентировки, и более того, у них возникает определенное ориентационное окружение, которое и позволяет затем им расти аномально. При этом подбор легирующих элементов и технологических операций обеспечивает реализацию отмеченных механизмов.

Уже достаточно давно широкое распространение получила гипотеза о механизме вторичной рекристаллизации, основывающаяся на высокой подвижности специальных границ зерен типа £9. Однако имеющиеся данные о специальных границах позволяют лишь предполагать возможность их появления в процессе отжига между зернами, образующими решетку совпадающих узлов. Поэтому более актуальным вопросом остается механизм происхождения зерен с ребровой ориентировкой, находящихся в специальной разориентации с окружающей их матрицей. Понимание физических процессов, ответственных за образование текстуры {110}<001>, даст возможность оптимизировать технологию получения высококачественной ЭАС.

Цель работы заключалась в исследовании закономерностей структуро- и текстурообразования в электротехнической анизотропной стали нитридного варианта ингибирования, для оптимизации процессов ее производства. Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

1 Исследование влияния аустенита (его химического состава, морфологии, распределения) и фазовой перекристаллизации на первых этапах производства ЭАС на процессы формирования текстуры и параметры структуры аномального роста, а также конечные магнитные свойства стали.

2 Изучение закономерностей процессов, протекающих на поверхности ЭАС при химико-термических обработках (обезуглероживании, грунтообразовании, азотировании). Оценка возможности улучшения свойств ЭАС нитридно-медного варианта производства за счет оптимизации процессов ХТО.

3 Оценка возможной роли специальных разориентаций в формировании ребровой текстуры ЭАС. Исследование закономерностей преобразования ориентировки {110}<001> при холодной прокатке и рекристаллизации и на этой основе разработка модели формирования областей с «ребровой» ориентацией.

4 Разработка наиболее благоприятных режимов обработки стали нитридного варианта ингпбирования с различными химическим составом и условиями горячей прокатки и оптимизация параметров технологических этапов обработки применительно к существующему на заводах оборудованию.

Научная новизна диссертационной работы состоит в следующем:

1 Фазовая перекристаллизация (а-»у—>а), реализующаяся в ЭАС при ГП, приводит к интенсификации процессов рекристаллизации, следствием чего является замена острой текстуры деформации в подповерхностном слое (110)[001] (благоприятной для формирования структуры) на ориентировки (110)[uvw], что приводит к образованию в дальнейшем рассеянной текстуры BP.

2 Наличие у-фазы в структуре ЭАС при ГП позволяет зафиксировать при быстром охлаждении часть азота в феррите и в метастабильных нитридах кремния. За счет «запасенного» азота при термообработках ЭАС формируется дополнительная ингибиторная фаза A1N. Неоднородность в распределении аустенита в структуре ЭАС приводит к неравномерности выделения «вторичной» нитридной фазы, что негативно отражается на стабильности процесса BP в локальных областях. Установлена возможность устранения данной неравномерности за счет температурно-временных параметров ГП и термических обработок.

3 В процессе обезуглероживающего отжига ЭАС формируется зона внутреннего окисления, состоящая из поверхностного тонкого слоя с высоким содержанием SiCb; области пониженного содержания кремния, в которой преобладает FeO; слоя наибольшей ширины, в котором кислород связан с кремнием в SiCh. Первый слой может блокировать, а третий затруднять процессы обезуглероживания и окисления.

4 Формирование грунтового слоя на поверхности ЭАС в процессе высокотемпературного отжига можно представить в виде последовательности термохимических реакций: окисление железа с образованием FeO; растворение MgO в FeO с образованием магнезиовюстита - (FeMg)O; твердофазное взаимодействие (FeMg)O с Si02 с формированием оливина (FeMg^SiO,}.

5 При азотировании ЭАС после 00 основное количество азота находится в подповерхностн материала за зоной внутреннего окисления в виде дисперсной фазы SÎ3N4, выделяющейся внутри и по границам зерен. Повышение азотирующего потенциала атмосферы, повышение температуры ХТО, а также усиление окисления кремния в поверхности стали приводит к формированию в ЗВО у-фазы, наличие которой вызывает возникникновение напряжений в материале и ухудшение грунтообразования при ВТО.

6 Кристаллографическим анализом показано, что одна из двенадцати возможных специальных разориентаций типа У,9 (Z27) по отношению к ориентировке {111}<112> (формирующейся из {110}<001> при холодной прокатке ЭАС) имеет «ребровую» ориентацию. Экспериментально установлено, что двойниковая разориентация ХЗ возникает и сохраняется в процессе ХП монокристаллов ЭАС. При последующей ПР возможен механизм возникновения зерен «ребровой» ориентировки на двойниковых границах «октаэдрической» {111}<112> матрицы, как на подложках. Возникшие по данному механизму кристаллиты находятся в разориентациях Е9 (Z27) с «октаэдрической» матрицей.

7 Предложена модель образования полос сдвига в кристаллах ориентировки {111}<112> при ХП ЭАС по двухстадийному механизму. На первом этапе осуществляется аномальное двойникование по системе {114}<221>, на втором - практически полное вторичное двойникование полосы по двум системам {112}<111>. В итоге ПС состоит из областей практически «ребровой» и областей «октаэдрической» ориентировки, симметричной по отношению к исходной ориентировке {111 }<112>.

Практическая ценность работы.

1 Оптимизирован химический состав выплавляемой ЭАС нитридного-медного варианта применительно к используемому на ОАО «ММК» и ООО «ВИЗ-Сталь» оборудованию (патент РФ №2137849 (1999); заявки на изобретение №97109541/02 (1997), №97109542/02 (1997)). С целью получения подката с максимальным совершенством ребровой текстуры, за счет снижения склонности материала к фазовой перекристаллизации при температурах горячей прокатки, были оптимизированы в химическом составе выплавляемой стали соотношения углерода и кремния (европатент WО 2004/040025 (2004)) и углерода и марганца (патент РФ №2181786 (2002)). С целью исключения эффекта науглероживания стали при ее непрерывной разливке на «ММК» была разработана специальная шлакообразующая смесь (патент РФ №2169633 (2001)).

2 С целью производства горячекатаного подката, характеризующегося наилучшим сочетанием текстуры и эффективности ингибиторной фазы, на ОАО «ММК» и ОАО «НЛМК» были разработаны, внедрены и оптимизированы температурно-временные параметры режимов горячей прокатки ЭАС с нитридным ингибированием на непрерывных широкополосных станах (патенты РФ: №2137849 (1999), №2199594 (2003),

2199595 (2003), №2348705 (2009); европатенты: WO 2004/001075 (2003), ЧУО 2004/040025 (2004).

3 Разработаны и внедрены режимы обработки ЭАС нитридно-медного варианта с различными химическим составом и условиями горячей прокатки, а также оптимизированы параметры технологических этапов обработки стали применительно к существующему оборудованию и возможностям ООО «ВИЗ-Сталь» (патенты РФ №2137849 (1999), №2180924 (2002), №2182181 (2002)).

4 Разработан и внедрен оптимальный режима обезуглероживающего отжига ЭАС для горизонтальных печей ООО «ВИЗ-Сталь».

5 Оптимизированы температурно-временные параметры высокотемпературного отжига рулонов ЭАС для получения качественной поверхности готовой стали (европатент \УО 99/53107 (1999)).

6 Применительно к оборудованию ООО «ВИЗ-Сталь» разработан промышленный способ азотирования ЭАС в промежуточной и конечной толщинах. Азотирование осуществляется за счет паров аммиака, которыми насыщается азотный защитный газ, подаваемый в печь, проходя через скруббер, который заполнен 4-7 % раствором аммиака в воде. Под данный процесс реконструирована горизонтальная печь для проведения промышленных экспериментов. С использованием разработанных процессов и реконструированного оборудования в промышленных условиях показана возможность производства ЭАС по методу приобретенного ингибитора в условиях ЦХП ООО «ВИЗ-Сталь». Разработанные процессы ХТО, их параметры и варианты использования для производства ЭАС защищены патентами РФ: №2159821 (2000); №2180356 (2002); №2180357 (2002); №2216601 (2003); №2348704 (2009) и европатентом \УО 2004/001075 (2003).

Апробация работы.

Результаты, изложенные в диссертации, опубликованы в 31 статье, защищены 14 патентами Российской федерации, 3 европейскими патентами и 3 положительными решениями на выдачу патентов, а также доложены и обсуждены на X Международном совещании по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов (г. Липецк, 1995), на Всероссийской научно-технической конференции по современным аспектам металлургии получения и обработки металлических материалов (г. Екатеринбург, 1995), XIV Уральской Школе металловедов-термистов (г. Ижевск, 1998), XV Уральской Школе металловедов - термистов (2000), III, IV и V региональных школах-семинарах «Фазовые и структурные превращения в сталях», (г. Магнитогорск, 2002, 2004 и 2006); на второй

Международной конференции «Разрушение и мониторинг свойств металлов» (г. Екатеринбург, 2003); на II Международной школе «Физическое материаловедение», XVIII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», (г. Тольятти, 2006).

Работа выполнена в рамках грантов РФФИ № 04-02-96086 (Урал), Фонда ОАО «ММК», ИТЦ «Аусферр» и ФНиО «Интеле» №13-03-01 и №42-06-02.

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металлов Уральского Государственного технического университета - УПИ и на ООО «ВИЗ-Сталь» (Верх-Исетский металлургический завод).

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1 На основе обобщения экспериментальных результатов по формированию структуры ЭАС нитридного варианта и статистических данных по ее обработке установлена роль аустенита (его количества и морфологии) при ГП и последующих отжигов для процессов, ответственных за BP. Роль у-фазы можно свести к следующим основным моментам:

1.1 Фазовая перекристаллизация (а—»у—>а), реализующаяся в стали при ГП, приводит к интенсификации процессов рекристаллизации. Вследствие этого происходит замена острой текстуры деформации в подповерхностном слое (110)[001], благоприятной для формирования структуры, на ориентировки рекристаллизации (110)[uvw], что приводит к образованию в дальнейшем рассеянной текстуры BP.

1.2 Наличие у-фазы в структуре стали (при ГП и последующих отжигах) позволяет сохранить при быстром охлаждении часть азота, ранее растворимого в аустените, в твердом растворе (феррите) и (или) в виде метастабильных нитридов кремния. За счет «запасенного» азота при дальнейших термообработках формируется дополнительная дисперсная ингибиторная фаза A1N.

1.3 Неоднородность в распределении аустенита в структуре ЭАС приводит к неравномерности выделения «вторичной» нитридной фазы, что негативно отражается на стабильности процесса BP в локальных областях. Установлена возможность устранения данной неравномерности за счет температурно-временных параметров ГП и термических обработок.

2 Установлены основные закономерности формирования поверхностного слоя ЭАС в процессе ее обработки:

2.1 В процессе обезуглероживающего отжига (00) формируется зона внутреннего окисления (ЗВО), состоящая из поверхностного тонкого слоя (~ 0,5 мкм) с высоким содержанием S1O2; области пониженного содержания кремния, в которой преобладающим оксидом является FeO; слоя наибольшей ширины, в котором кислород связан с кремнием в БЮг- Первый слой может блокировать, а третий затруднять последующие процессы обезуглероживания и окисления.

2.2 Формирование грунтового слоя на поверхности ЭАС в процессе высокотемпературного отжига (ВТО) можно представить в виде последовательности термохимических реакций: окисление железа с образованием FeO при ~ 400.700°С; растворение MgO в FeO с образованием магнезиовюстита - (FeMg)0 при ~ 700.900°С; твердофазное взаимодействие (РеМд)0 с БЮг с формированием оливина (РеМ§)28Ю4 при ~ 900.1100°С.

2.3 При азотировании ЭАС в интервале температур 500.800°С после 00 основное количество азота находится в подповерхности материала за зоной внутреннего окисления в виде дисперсной фазы 31зМ4, выделяющейся внутри и по границам зерен. Повышение азотирующего потенциала атмосферы, повышение температуры ХТО, а также усиление окисления кремния в поверхности сплава приводит к формированию в ЗВО у-фазы, наличие которой вызывает внутренние напряжения в материале и затрудняет процесс грунтообразования при ВТО.

3 Проанализирована роль специальных разориентаций в формировании ребровой текстуры ЭАС:

3.1 На основе кристаллографического анализа специальных разориентаций показано, что одна из двенадцати возможных специальных разориентировок типа Х9 (или Е27) по отношению к ориентировке {111}<112> (формирующейся из {110}<001> при холодной прокатке ЭАС) имеет «ребровую» ориентацию.

3.2 Экспериментально установлено, что двойниковая разориентация ХЗ возникает и сохраняется в процессе холодной прокатки монокристаллов ЭАС. При последующей первичной рекристаллизации возможен механизм возникновения зерен «ребровой» ориентировки на двойниковых границах «октаэдрической» {111}<112> матрицы, как на подложках. Возникшие по данному механизму кристаллиты находятся в разориентациях £9 (или £27) с «октаэдрической» матрицей.

3.3 Предложена модель образования полос сдвига (ПС) в кристаллах ориентировки {111}<112> при холодной прокатке ЭАС по двухстадийному механизму. На первом этапе осуществляется аномальное двойникование по системе {114}<221>, на втором -практически полное вторичное двойникование полосы по двум стандартным системам {112}<111>. В итоге преобразований ПС состоит из областей практически «ребровой» ориентировки {1111 1}<1 1 22> и областей «октаэдрической» ориентировки {111}<112>, симметричной по отношению к исходной ориентировке {111 }<112>.

4 Разработаны и внедрены режимы обработки ЭАС нитридного варианта с различными химическим составом и условиями РП, а также оптимизированы параметры технологических этапов обработки стали применительно к существующему на предприятиях оборудованию.

В заключение необходимо отметить, что, несмотря на значительный прогресс в методах исследования процессов вторичной рекристаллизации, и механизм ее так и не понят. По существу все гипотезы, выдвигаемые современными авторами, не несут в себе ничего нового и выступают либо в поддержку модели Титорова Д. Б. [104], либо в поддержку модели японского исследователя J.Harase [103]. При этом в большинстве работ авторы признают, что экспериментальных данных все еще не достаточно, чтобы сделать однозначные выводы. Таким образом, данная область остается открытой для дальнейших исследований.

ГЛАВА 2. ВЛИЯНИЕ АУСТЕНИТА НА ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И ТЕКСТУРЫ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ АНИЗОТРОПНОЙ СТАЛИ

Только однофазное (феррнтное) состояние при высокотемпературном отжиге позволяет обеспечить формирование полноценной ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации в ЭАС. Механизм текстурной наследственности при деформациях и рекристаллизациях металла, в результате реализации которого формируется матрица аномального роста, предполагает нахождение сплава в однофазном (или, по крайней мере, преимущественно в однофазном) состоянии. По этим причинам роль кремния в ЭАС, как элемента, стабилизирующего феррит и, соответственно, выклинивающего у-область на диаграммах состояния Fe-Si [5, 112], Fe-Si-C [113], оказывается существенно более значимой, нежели простое увеличение электросопротивления, т.е. уменьшение удельных потерь на перемагничивание стали.

Однако на первых стадиях промышленной цепочки производства ЭАС в стали содержится углерод в количестве ~ 0,02.0,05 мае. % (в зависимости от варианта технологии). Кроме этого, ЭАС может содержать медь - до 0,6 мае. % и марганец - до 0,3 мае. %. Это приводит к тому, что при характерных температурах горячей прокатки и отжига горячекатаного подката в стали может содержаться до ~ 30.50 % аустенита [114, 115]. Наличие у-фазы на начальных переделах производства ЭАС оказывает существенное влияние на процессы структуро- и текстурообразования и, соответственно, на конечные магнитные свойства стали [116, 117].

Данная часть исследования посвящена изучению влияния аустенита на процессы структуро- и текстурообразования, протекающие в ЭАС на различных стадиях ее производства.

Исследования проводили на образцах ЭАС нитридного варианта ингибирования, отобранных от горячекатаных полос опытных и промышленных плавок производства ОАО «ММК», ОАО «НЛМК», ОАО «Мечел» («ЧМК»), «Terni» (Италия), «La bouvier» (Бельгия) (табл. 2.1). Состав стали контролировали с применением химического и рентгеноспектрального анализов. На всех предприятиях электротехническую сталь выплавляли в кислородных конверторах, на «НЛМК» также использовались электропечи. На всех предприятиях, кроме «Мечел», сталь разливали на установках непрерывной разливки, на «ЧМК» - в изложницы с последующей прокаткой слитков на слябы. Слябы подогревали в методических печах в течение нескольких часов (т) до температуры горячей прокатки t„. Слябы конверторной выплавки прокатывали на непрерывных широкополосных станах. При ГП фиксировались: температура конца прокатки в черновой группе клетей (1кчср), температура начала и конца прокатки в чистовой группе клетей 0™ и 1:кч соответственно), температура смотки полосы (1;см) - в таблице 2.1 приведены средние значения. На «НЛМК» электропечную сталь прокатывали на реверсивном стане Стеккеля с печными моталками (1кчер - температура конца чернового прохода, 1:нч, 1КЧ и 1:см - соответственно температуры начала, конца чистового прохода и смотки). Конечная толщина горячекатаных полос составляла 2,2.2,б мм.

2.1 Химический состав 7-фазы в электротехнической анизотропной стали при температурах горячей прокатки

Перераспределение элементов между аустенитом и ферритом исследовалось в интервале температур 1 ООО. 1150°С в образцах ЭАС, отобранных от горячекатаных полос толщиной ~ 2,5 мм, химических составов «1» и «2» (табл. 2.1). Композиция стали «1» соответствует исходному составу ЭАС, производимой по методу приобретенного ингибитора, композиция «2» соответствует стали нитридно-медного варианта.

С целью предотвращения обезуглероживания в процессе проведения эксперимента и, соответственно, уменьшения количества аустенита при высокотемпературном отжиге, образцы подвергались специальной обработке в следующем порядке:

1) с образцов стравливали слой окалины в 30%-растворе азотной кислоты (HNO3) при температуре 80°С. Затем сплавы подвергали химической полировке в растворе 80 % Н202 + 15% Н20 + 5 % HF с последующей нейтрализацией в растворе пересыщенного Сг202 и промывкой в воде для получения однородной металлической поверхности;

2) образцы подвергали кратковременному (120 с) отжигу при температуре 820°С во влажной атмосфере, состоящей из 80 % N2 и 20 % Н2 с точкой росы 30°С, для образования на их поверхности тонкого слоя ( - 1.2 мкм) 2Fe0*Si02.

3) на образцы наносился слой суспензии прогидратированной окиси магния (MgO*Mg(OH)2 - стандартного антисварочного термостойкого покрытия при высокотемпературной обработке стали), после чего покрытие высушивалось при температуре 400°С в течение 5 минут.

4) образцы с покрытием подвергались отжигу в течение 60 минут при температуре 880°С в атмосфере водорода с точкой росы ~ 0°С.

1. Кан Р.У. Физическое металловедение / Р.У. Канн, П.Т. Хаазен; под. ред. Р.У. Канна. М.: Металлургия, 1987. 624 с.

2. Barret W.F. Conductivity and permeability of iron alloys / W.F. Barret, W. Brown, R.A Hadfield // Royal Dublin Society Transactions (2). 1900. V.7. P. 87. 126.

3. Electrical sheet and method and apparatus for its manufacture and test: pat. 1965559 USA / Goss N.P. / 03.07.1934. Application August 7,1933.

4. Дружинин B.B. Магнитные свойства электротехнических сталей /В.В. Дружинин. М.: Энергия, 1974. 240 с.

5. Кекало И.Б. Физическое металловедение прецизионных сплавов. Сплавы с особыми магнитными свойствами / И.Б. Кекало, Б.А. Самарин. М.: Металлургия, 1989. 496 с.

6. Magnetic composition and metod of making same: pat. 745829 USA / Hadfield R.A./ 01.12.1903. Application June 12, 1903.

7. Тагучи С. Современное состояние развития электротехнических сталей / С. Тагучи // Тэцу то Хагане. 1976. Т. 62. № 7. С. 905.915.

8. Honda К. On the magnetisation of single crystals of iron / K.Honda, S. Kaya // Sci. Rep. Tohoku Imp. Univ. 1926. V.15. P. 721.754.

9. Xia Z. Developments in the production of grain-oriented electrical steel / Z. Xia, Y. Kang, Q. Wang // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 2008. V.254-255. P. 307.314.

10. Taguchi S. New Grain-Oriented Silicon steel with high Permeability «Orientcore Hi-В» / S. Taguchi, T. Yamamoto, A. Sakakura // IEEE Trans, on Magnetics. 1974. V.10. № 2. P. 123.127.

11. Process of producing single-oriented silicon steel: pat. 3159511 USA / Taguchi S., Sakakura A. / 01.12.1964. Filed May 16,1962. Application Japan November 6, 1956.

12. Process of producing single-oriented silicon steel sheets having a high magnetic induction: pat. 3287183 USA / Taguchi S., Sakakura A., Takashima H. / 22.10.1966. Filed June 22, 1964.

13. Method for producing an electromagnetic steel sheet of a thin sheet thickness having a high-magnetic induction: pat. 3632456 USA / Sakakura A., Yamamoto Т., Taguchi S., Ueno K. / 04.01.1972. Priority April 27,1968. Filed April 25, 1969.

14. Process for heat-treating electromagnetic steel sheets having a high magnetic induction: pat. 3636579 USA / Sakakura A., Taguchi S., Wada T. / 25.01.1972. Priority Japan April 24, 1968. Filed April 21, 1969.

15. Method for producing a high magnetic flux density grain grain oriented electrical steel sheet: pat. 3841924 USA / Sakakura A., Matsumoto F., Ueno K. et al. / 15.10.1974. Priority Japan April 5, 1972. Filed April 4,1973.

16. Slab and plate cooling method for producing grain oriented electrical steel: pat. 3846187 USA / Sakakura A., Matsumoto F., Ueno K. et al. / 05.11.1974. Priority Japan October 22, 1971. Filed October 20,1972.

17. Process for producing a grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristic: pat. 3895974 USA / Watanabe S., Tanaka K., Suga Y. / 22.07.1975. Priority Japan October 11,1972. Filed October 3,1973.

18. Матоба И. Разработка новой электротехнической стали марки RG-H с высокой магнитной индукцией / И.Матоба, Т.Иманака, К.Мацумура и др. // Кавасаки сэйтецу гихо. 1975. Т.7. №2. С. 175.188.

19. Sadayori Т. Development of Grain-Oriented Silicon Steel Sheets With Low Iron Loss / T.Sadayori, Y.Iida, B.Fukuda et al. // Kawaski Steel Giho. 1989. V.21. №3. P.239.244.

20. Takahashi N. Recent Development of Technology of Grain Oriented Silicon Steel / N.Takahashi, J. Harase // Proc. Mater. Science Forum. 1996. V. 204-206. P. 143.145.

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

22. Трансформаторная сталь / Н.М. Чуйко, и др.. М.: Металлургия, 1970. 264 с.

23. Барятинский В.П. Исследование структурных особенностей сплава Fe-3%Si, легированного медью / В.П.Барятинский, Г.Д. Беляева, Н.В.Удовиченко и др. // Прецезионные сплавы в электротехнике и приборостроении: сб. М., Металлургия. 1984.1. С. 33.37.

24. Process for making copper-containing oriented silicon steel: pat. 3873380 USA / Malagari F.A. / 25.03.1975. Filed October 1,1973. Application February 11,1972.

25. Production method of directional electromagnetic steel sheet of low temperature slab heating system: WO 9513401 (Al) / Choi Gyu Seung, Lee Chung San, Woo Jong Soo, Hong Byung Deug/ 18.05.1995.

26. Process for production of oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties: KR960006026 (Bl) / Lee Chung-San, Choe Kyu-Seung, Woo Jong-Soo, Hong Byung-Deuk / 08.05.1996.

27. Method of manufacturing preparation of electrical steel sheet having higt flux density: KR970007030 (Bl) / Choe Kyu-Seung, Lee Chung-San / 02.05.1997.

28. Купчак А. 10 лет производства ориентированных трансформаторных полос на листопрокатном заводе в Фридек-Мистек / А.Купчак, П.Бенда // Хутник (ЧССР). 1973. Т.23.С. 73.76.

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

30. Способ изготовления текстурованной ленты из железокремнистых сплавов: а. с. 198376 СССР / Губернаторов В.В., Садовский В.Д., Соколов Б.К. и др. / 28.06.1967. Дата подачи заявки 21.11.1966. Бюл. № 14.

31. Способ производства анизотропной стали с высокой магнитной индукцией: пат. 5019489 Япония / Кумадзава М., Окамото М., Суга Ё. / 08.07.1975. Дата подачи заявки 11.07.1970.

32. Process for Production of Grain Oriented electrical steel sheet having high flux density: pat. 4938807 USA / Takahashi N., Suga Y., Kuroki K. / 03.07.1990. Priority Japan February 3, 1988. Filed January 25,1989.

33. Process for Preparation of Grain-Oriented electrical steel sheet comprising a nitriding treatment: pat. 4979996 USA / Kobayashi H., Kuroki K., Minakuchi M., Yakashiro K. / 25.12.1990. Priority Japan April 25, 1988. Filed April 19,1989.

34. Process for production of grain oriented electrical steel sheet having high flux density: pat. 4994120 USA / Takahashi N., Suga Y.„ Kuroki K., Arai S. / 19.02.1991. Priority Japan November 20, 1987. Filed November 18, 1988.

35. Process for preparing unidirectional silicon steel sheet having high magnetic flux density: pat. 5049205 USA / Takahashi N., Suga Y., Kuroki K., Ueno K. / 17.09.1991. Priority Japan September 28, 1989. Filed September 27,1990.

36. Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having improved magnetic and surface film properties: pat. 5190597 USA / Kobayashi H., Tanaka O., Fujii H. / 02.03.1993. Priority Japan November 7,1990. Filed November 5,1991.

37. Process for production of oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties: pat. 5266129 USA / Minakuchi M., Kondo Y., Ishibashi M. / 30.11.1993. Priority Japan September 26, 1991. Filed September 21,1992.

38. Method for preparation of oriented electrical steel having high flux density: KR950007470 (Bl) KR / Choe Kyu-Sung, Lee Chong-San / 07.11.1995.

39. Process for the prodaction of grain orientied electrical silicon steel sheet: pat. 6 325 866 USA / Fortunati S., Cicale S., Abbruzzese G. / 04.12.2001. Priority Italy December 24, 1996. Filed July 24,1997.

40. Process for the inhibition control in the prodaction of grain-orientied electrical sheets: pat. 6 361 620 USA / Fortunati S., Cicale S., Abbruzzese G. / 26.03.2002. Priority Italy March 14, 1997. Filed July 28,1997.

41. Process for the prodaction of grain orientied electrical steel strips: pat. 6 893 510 USA / Fortunati S., Cicale S., Rocchi C., Abbruzzese G. / 17.05.2005. Priority Italy April 15, 2004. Filed December 17, 2001.

42. Process for the prodaction of grain orientied electrical steel: pat. 7 198 682 USA / Cicale S., Fortunati S.? Abbruzzese G. / 03.04.2007. Priority Italy December 18, 2000. Filed December 17, 2001.

43. Fukuda B. Observation through surface coatings of domain structure in 3 % Si-Fe sheet by a high voltage scanning electron microscope / B. Fukuda, T. Irie, H. Shimanaka // IEEE Transactions on Magnetics. 1977. V. 13. № 5. P. 1499. 1504.

44. Brenner A. Calculation of stress in electrodeposits from the curvature of a plated strip / A. Brenner, S. Senderoff // Journal of Research of the National Bureau of Standarts. 1949. V. 42. P. 105.123.

45. Production of insulative coatings on silicon steel strip: pat. 2906645 USA / Carpenter V.W. / 29.09.1959. Application January 25,1956.

46. Production of oriented silicon-iron using grain growth inhibitor during primary recrystallization heat treatment: pat. 3333992 USA / Kohler D.M. / 01.08.1967. Filed June 29, 1964.

47. Production of thin, oriented silicon-iron wherein grain growth inhibitor is added to primary recrystallization heat treatment atmosphere as function of Mn content and final thickness: pat. 333399301 USA / Kohler D.M. / 08.1967. Filed April 2, 1965.

48. Соколов Б.К. Структурные барьеры и снижение магнитных потерь в анизотропных электротехнических сталях / Б.К.Соколов, Ю.Н.Драгошанский // ФММ. 1991. № 1. С. 92. 102.

49. Method for reducing lossiness of sheet metal: pat. 3647575 USA / Fieldler A., Pepperhoff W. / 07.03.1972. Priority Germany October 17, 1968. Filed October 17,1969.

50. Способ обработки металлических изделий: а. с. 527922 СССР / В.В.Губернаторов, Б.К.Соколов, И.К.Счастливцева / 13.05.1974.

51. Счастливцева И.К. О регулировании размера и формы зерен в трансформаторной стали / И.К.Счастливцева, Б.К.Соколов, Д.Б.Титоров, В.В.Губернаторов // Институт физики металлов УрО АН СССР. 1977. Вып. 33. С. 20.25.

52. Соколов Б.К. Влияние характера распределения субструктуры на электромагнитные потери трансформаторной стали / Б.К.Соколов, В.В.Губернаторов, В.А.Зайкова, Ю.Н.Драгошанский// Физика металлов и металловедение. 1977. Т. 44. Вып. 3. С. 517.522.

53. Способ термообработки электротехнической стали: а. с. 652230 СССР / Б.К. Соколов, В.В. Губернаторов, М.М. Носков, А.И. Золотарев / 15.03.1979.

54. Stain-oriented electromagnetic Steel Sheet with improved watt loss: pat. 4293350 USA / Ichiyama Т., Yamaguchi S., Iuchi Т., Kuroki К. /06.10.1981. Priority Japan July 26, 1978. Filed July 19, 1979.

55. Electrical steel sheet // Steel Today and Tomorrow. 1986. № 88. P. 89.57 58. Lasers boost guality of electrical steel // Iron age. 1984. 227-МЮ5. P.59.

56. Wille G. Die Laserbehandlung von Elektroblechen bei Thyssen Grillo Funke / G. Wille // Stahl und Eisen. 1987. №21. P. 59.60.

57. European Electrical Steels // Research and Development News. 1997. № 1. 12 p.

58. Sato К. Heat-Proof Domain-Refined Grain-Oriented Electrical Steel / K.Sato, M. Ishida, E. Hinta//Kawasaki Steel Technical Report. October 1998. № 39. P. 21.28.

59. Introduction of Grain Oriented Silicon Steel in Nippon Steel Corporation // Nippon Steel Corporation. September 13 th. 1996. 9 p.

60. Günther К. Recent Technology Developments in the Production of Grain-oriented Electrical Steel / K. Günther, G. Abbruzzese, S. Fortunati, G. Ligi // Steel research int. 2005. V. 76. № 6. P. 413.421.

61. Материалы конференции, проведенной под эгидой Государственной электроэнергетической компании Китайской народной республики. Пекин. 13. 14 декабря 2008 г.

62. Лифанов В.Ф. Прокатка трансформаторной стали / В.Ф. Лифанов. М.: Металлургия, 1975.200 с.

63. Молотилов Б.В. Сера в электротехнических сталях / Б.В.Молотилов, и др.. М.: Металлургия, 1973.176 с.

64. Пащенко С.В. Формирование текстуры при горячей прокатке сплава Fe-3%Si / C.B. Пащенко, и др. // Прецизионные сплавы в электротехнике и приборостроении: сб. М.: Металлургия, 1984. С. 46.50.

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

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

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

68. Beck P.A. Annealing of cold worked metals // Advances Phys., 1954, V. 3. №11, 245.324, P. 25.35.

69. Koh P.K. Cold-rolled textures of silicon-iron crystals / P.K. Koh, C.G Dunn // J. of Metals, 1955. V.7. №2. P. 401.406.

70. Walter J.L. Magnetic properties of cube textured silicon-iron magnetic sheet / J.L.Walter, et al. //J. Appl. Phys, 1958. V. 29. №3. P. 363.365.

71. Ни H. Effect of high-speed deformation on the compression texture of a cube-oriented 3 pet Si-Fe crystal / H. Hu, R.S. Cline // Trans. AIME, 1961. V. 221. №2. P. 310.318.

72. Аврамов Ю.С. Формирование текстуры первичной рекристаллизации в монокристалле (110) трансформаторной стали, прокатанном в разных направлениях / Ю.С.Аврамов, Г.Науманн //ФММ, 1967. Т.24. №6. С. 1042. 1049.

73. Аврамов Ю.С. Влияние степени деформации на текстуры деформации и рекристаллизации в кремнистом железе / Ю.С. Аврамов, В.Ю. Новиков, В.М. Семенов // Сталь. 1966. №11. С. 1045.1046.

74. Taoka Т. Formation of Cold-Rolled Texture And Recrystallized Texture In Single Crystals of 3% Silicon Iron. Part П / T. Taoka, E. Furubayashi, S. Takeuchi // Trans, of National Research Institute For Metals. 1967. V.9. № 4. P. 187.207.

75. Вишняков Я.Д. Теория образования текстур в металлах и сплавах / Я.Д. Вишняков, А.А. Бабарэко. М.: Наука, 1979. 343 с.

76. Гервасьева И.В. Преобразования текстуры при рекристаллизации сплава Fe-3%Si / И.В. Гервасьева, Б.К. Соколов, И.П. Печуркова, А.Г. Жигалин // АН СССР. 1982. Т.46. №4. С. 669.674.

77. Губернаторов В.В. Влияние способов деформирования на текстуру рекристаллизации в сплаве Fe-3%Si / В.В. Губернаторов, и др.. // ФММ, 1982. Т.53. №6. С. 1122.1126.

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

79. Губернаторов В.В. Влияние дорекристаллизационного отжига в процессе деформации на структуру и текстуру сплава Fe-3%Si / В.В. Губернаторов , и др. // ФММ, 1994. Т.78. №1. С. 89.93.

80. Sanak Mishra New Information on Texture Development in Regular and High-Permeability Grain-Oriented Silicon Steels / Sanak Mishra, C. Darmann, K. Lucke // Met. Trans. 1986. V.17A. №8. P. 1301.1312.

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

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

83. Гольдштейн В.Я. О некоторых возможностях управления текстурой рекристаллизации / В.Я. Гольдштейн // Структура и свойства электротехнической стали. Свердловск: УНЦ АН СССР, 1977. С. 33.41.

84. Гольдштейн В.Я. Рекристаллизация по границам зерен кремнистого железа / В.Я.Гольдштейн, Д.Э. Вербовецкая // ФММ, 1977. Т.44. №3. С. 558.565.

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

86. Park J.-T. Evolution of recrystallization texture in nonoriented electrical steels / J.-T. Park, J.A. Szpunar//Acta mater. 2003. V.51. P. 3037. .3051.

87. Dorner D. Retention of the Goss orientation between microbands during cold rolling of an Fe3%Si single crystal / D. Dorner, S. Zaefferer, D. Raabe // Acta mater. 2007. V.55. P. 2519.2530.

88. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов / И.И. Новиков. М. Металлургия, 1986.480 с.

89. Nielsen I. P. Mechanism for the origin of recrystallization nuclei / I. P. Nielsen // J. of. Metals. 1954. V. 6. № 9. P. 1084. 1088.

90. Dunn C.G. Information on «nuclei» for secondary recrystallization in Si-Fe / C.G. Dunn, P.K Kohn // Trans. Amer. Inst. Mining. Metailurg. And Petrol. Engrs. 1958(1959). V.212. №1. P. 80. 84.

91. May J.E. Secondary recrystallization in silicon iron / J.E.May, D.Turnbull // Trans. AIME. 1958(1959). V. 212. №6. P. 769.781.

92. Лифшиц Б. Г. О происхождении «зародышей» вторичной рекристаллизации в трансформаторной стали / Б.Г. Лифшиц, В.Ю. Новиков // ФММ, 1963. Т. 16. № 6. С. 862.866.

93. Ост К.Т. Миграция границ зерен. / К.Т. Ост, Дж. Раттер // Возврат и рекристаллизация металлов: сб. Пер. с англ. М.: Металлургия. 1966. С. 123. 156.

94. Taguschi S. The effect of AIN on secondary recrystallization textures in cold rolled and annealed (001)001. single crystals of 3% silicon iron / S. Taguschi, A. Sakakura // Acta Metal.1966. V. 14. №3. P. 405.423.

95. Matsuoka Takashi. Effect of impurities on the development of (110)001. secondary recrystallization texture in 3% silicon iron / Takashi Matsuoka //Trans. Iron and Steel Inst. Japan.1967. V. 7. № l.P. 19.28.

96. Горелик С. С. О формировании «зародышей» вторичной рекристаллизации в трансформаторной стали / С.С. Горелик, В.Я. Гольдштейн //ФММ, 1967. Т. 23. № 4. С. 703.710.

97. Брюхатов Н. Л. О роли поверхностной энергии в избирательном росте вторичных зерен в промышленной трансформаторной стали / Н.Л. Брюхатов, Р. М. Лагидзе // ФММ, 1970. Т.30. №6. С. 1260.1263.

98. Shimizu R. Prediction of secondary recrystallization in Fe-3%Si by three-dimensional texture analysis / R. Shimizu, J. Harase and D. J. Dingley I I Acta Metal. Mater. 1990. V.38. N6. P. 973.978.

99. Титоров Д.Б. Стереографическое моделирование текстурных преобразований при рекристаллизации металлов и сплавов с кубической решеткой: Автореф. дис. докт. физмат. наук. / Д.Б. Титоров. Свердловск, 1983. 60 с.

100. Hayakawa Y. The changes of grain boundary character distribution during the secondary recrystallisation of electrical steel / Y. Hayakawa, M. Muraki, J. Szpunar // Acta Mater. 1998. V.46.N3.P. 1063. 1073.

101. Baudin T. Simulation of the anisotropic growth of goss grains in Fe+3%Si sheets (grade HiB) / T. Baudin, P. Paillard, R. Penelle // Scr. Mater. 1999. V40. N10. P. 1111. 1116.

102. Hayakawa Y. Orientation relationship between primary and secondary recrystallized texture in electrical steel / Y. Hayakawa, M. Kurosawa // Acta mater. 2002. V.50. N18. P. 4527. .4534.

103. Homma H. Orientation dependence of secondary recrystallization in silicon-iron / H. Homma, B. Hutchinson // Acta mater. 2003. V.51. N13. P. 3795.3805.

104. Rollett A.D. Abnormal Grain Growth and Texture Development / A.D. Rollett // Proc. of the 14th Inter. Conf. on Textures of Materials. Leuven, Belgium. 2005: Intern. Academic Publishers P. 1171. 1176.

105. Кубашевски О. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа / О. Кубашевски. Пер. с англ. М.: Металлургия, 1985.184 с.

106. Диаграммы состояния металлических систем, опубликованные в 1988 году / Под ред. Л.А.Петровой. М.: Издательство ВИНИТИ, 1989. В. XXXIII. Ч. II. 670 с.

107. Миронов JI.B. Фазовые превращения и свойства электротехнических сталей / JI.B. и др.. Свердловск: Металлургиздат, 1962. 35 с.

108. Яновская Т.Н. Влияние микролегирования на альфа-гамма-альфа превращения, структуру и свойства сплава Fe-3%Si / Т.Н. Яновская, и др. // Прецизионные сплавы в электротехнике и приборостроении. М.: Металлургия, 1984. С. 38.40.

109. Кононов А.А. Фазовые превращения в кремнистом железе и их влияние на формирование ингибиторных фаз / А.А. Кононов, и др. // Изв. АН СССР. Сер. физическая. 1982. Т. 46. № 4. С. 710.713.

110. Сумин А.В. Образование аустенита при горячей прокатке кремнистого железа / А.В. Сумин, и др. // Изв. АН СССР. Сер. физическая. 1985. Т. 49. № 8. С. 1649. 1651.

111. Борисенко В.Г. Формирование стеклокерамических покрытий на анизотропной электротехнической стали / В.Г. Борисенко, и др.. М.: Черметинформация, 1980. 24 с.

112. Система анализа изображений и моделирования структур «SIAMS-400»: Руководство пользователя / В.М. Алиевский, И.Г. Каменин. Екатеринбург, SIAMS Ltd. 1994.108 с.

113. Поляков М.Ю. Исследование качества горячекатаной полосы высоколегированной изотропной стали / М.Ю. Поляков, В.И. Бурлаков, Г.Д. Беляева // Сталь. 1994. № 10. С. 44.47.

114. Leslie М.С. The Microstructure of Low-Carbon 3,25 % Silicon Steel / M.C. Leslie, R.L. Rickett, C.P. Stroble // Trans. ASM. 1961. V.53. P. 715.734.

115. Могутнов Б.М. Физическая химия процессов обработки электротехнических сталей / Б.М.Могутнов, и др.. М.: Металлургия, 1990. 167 с.

116. Блантер М.Е. Фазовые превращения при термической обработке / М.Е. Блантер. М.: Металлургия, 1962. 350 с.

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

118. Емельяненко JI.П. Температуры растворения ингибиторных фаз в кремнистом железе / Л.П. Емельяненко, и др. // Сталь. 1981. № 8. С. 61 .62.

119. Дьяконов В.П. Справочник по алгоритмам и программам на языке бейсик для персональных ЭВМ / В.П. Дьяконов. М.: Наука, 1987. 267 с.

120. Заверюха А.А. Влияние скорости нагрева в интервале первичной рекристаллизации на текстурообразование в сплавах Fe+3%Si, содержащих алюминий и азот / А.А. Заверюха, С.И. Гаврилюк. // Изв. АН СССР. Металлы. 1989. № 5. С.103.106.

121. Гольдпггейн В.Я. Структурообразование при горячей прокатке сплава Fe-3%Si / В.Я Гольдштейн, и др. // ФММ. 1980. Т.50. В.6. С.1213.1217.

122. Пащенко С.В. Формирование текстуры при горячей прокатке сплава Fe-3%Si / С.В. Пащенко, и др. // Прецезионные сплавы в электротехнике и приборостроении: сб. М.: Металлургия. 1984. С.46.50.

123. Пащенко С.В. Текстурообразование при горячей прокатке кремнистого сплава / С.В. Пащенко, и др. // ФММ. 1984. Т.58. B.I. С.63.68.

124. Koizumi М. Study of Method of Controlling the Precipitation Behaviour of MnS and A1N in Unique Manufacturing Process of Grain Oriented 3 % Silicon Steel / M.Koizumi., T. Kikuti, S. Bando//Tetsu to Hagane. 1980. V.66.№9. P. 1351.1360.

125. Гольдштейн В.Я. Влияние структурного состава матрицы на развитие и совершенство ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации в сплаве Fe-3%Si / В.Я. Гольдштейн, и др. // Изв.АН СССР. Сер.физич. 1982. Т.46. №4. С. 675.678.

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

127. Сегаль В.М. Основные условия формирования совершенной ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации в кремнистом железе / В.М Сегаль, и др. // Изв. АН СССР. Сер. физическая. 1982. Т.46. №4. С. 679.683.

128. Harase J. Effect of A1N on the Secondary Recrystallization of 3% Si-Fe Alloy / J. Harase et al. //Trans. ISIJ. 1987. V.27. P. 965.973.

129. Шабанов B.A. Особенности структурообразования в анизотропной электротехнической стали при обезуглероживании в промежуточной или конечной толщине/В.А. Шабанов, и др. // Сталь. 1998. № 6. С. 36.38.

130. Заверюха А.А. Текстурные изменения при собирательной рекритсаллизации в сплаве Fe+3%Si / А.А. Заверюха, С.И. Гаврилюк // Изв. АН СССР. Металлы. 1991. № 5. С.111.114.

131. Счастливцева И.К. Влияние формы и величены зерна на магнитные свойства текстурованной трансформаторной стали / И.К. Счастливцева, и др. // ФММ. 1976. Т.41. В. 3. С. 542.548.

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

133. Соколов Б.К. Влияние характера распределения субструктуры на электромагнитные потери трансформаторной стали / Б.К Соколов, и др. // ФММ. 1977. Т.44. В. 3. С. 517.522.

134. Inokuti Y. Transmission Kossel Study of Origin of Goss Texture in Grain Oriented Silicon Steel/ Y. Inokuti, Ch. Maeda, Y. Ito //Trans. ISIJ. 1983. V. 23. P. 440.449.

135. Matsuo M. Origin and Development of Through-the-Thickness Variations of Texture in the Processing of Grain-Oriented Silicon Steel / M. Matsuo, T. Sakai, Y. Suga // Met. Trans. 1986. V. 17A. August. P. 1313. 1322.

136. Sadayori T. Development of Grain-Oriented Silicon Steel Sheets With Low Iron Loss / T. Sadayori, etal. //Kawaski Steel Giho. 1989. V. 13. P.239.244.

137. Сеничев Г.С. Совершенствование технологии выплавки трансформаторной стали в конвертерном цехе ОАО ММК / Г.С. Сеничев, и др. // Сталь. 2006, №3. С. 17. .22.

138. Корзунин Г.С. Влияние электроизоляционного покрытия на анизотропию магнитных характеристик текстурованных электротехнических сталей / Г.С. Корзунин, и др. // Дефектоскопия, 2000. № 8. С. 34.46.

139. Rosypal F. Decarburization Annealing of Grain-Oriented Silicon Steel with A1N as Inhibitor / F. Rosypal // J.Mag.et Mag. Materials. 1994.133. V. 1-3. P.220.222.

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

141. Смит Г. Драгоценные камни (пер. с англ.) / Г. Смит. М.: Мир, 1984. 558 с.

142. Пужевич Р.Б. Влияние грунтового слоя на магнитные свойства высокопроницаемой кремнистой стали / Пужевич Р.Б., и др. // МиТОМ, 1986. № 6. С.39.42.

143. Пужевич Р.Б. Взаимодействие термоизоляционного покрытия с поверхностью электротехнической стали при высокотемпературном отжиге / Р.Б. Пужевич, В.Г. Борисенко, JI.A. Шварцман //МиТОМ, 1986. № 9. С.75.78.

144. Сегаль В.М. Основные принципы совершенствования технологии обезуглероживания электротехнической стали / В.М. Сегаль, A.M. Цейтлин, Л.П. Пустовойт // Сталь. 1988. № 7. С.83.88.

145. Гольдштейн М.И. Растворимость фаз внедрения при термической обработке стали / М.И. Гольдштейн, В.В. Попов. М.: Металлургия, 1989. 200 с.

146. Криштал М.А. Механизм диффузии в железных сплавах / М.А. Криштал. М.: Металлургия, 1972.400 с.

147. Process for producing grain oriented silicon steel sheet, and decarburized sheet: pat. 5,725,681 USA / H. Ishitobi, T. Suzuki, M. Komatsubara, H. Yamaguchi / Mar. 10, 1998. Priority Japan September 7,1995. Filed September 3,1996.

148. Михайлов Г. Г. О неразличимости ионов железа в магнезиовюстите / Г.Г. Михайлов, и др. //Журнал физической химий. 1969. Т. 33. № 12. С. 3126.3128.

149. Process for production of grain oriented electrical steel sheet having high flux density: EP 0321695 A2 /N. Takahashi, Y. Suga, K. Kuroki / 28.06.1989. Priority Date 1987-11-20;

150. Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having improved magnetic and surface film properties: EP 0484904 A2 / H. Kobayashi, O. Tanaka, H. Fujii / 13.05.1992. Priority Date 1990-11-07.

151. Process for the production of oriented-grain electrical steel sheet with hihg magnetic characteristics: PST WO 98/28452 / S. Cicale, S. Fortunati, G. Abbruzzese / 02.07.1998.

152. Аверин B.B. Азот в металлах / B.B. Аверин, и др.. М.: Металлургия, 1976. 224 с.

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

154. Hayakawa Y. Orientation relationship between primary and secondary recrystallized texture in electrical steel / Y. Hayakawa, M. Kurosawa // Acta mater. 2002. V.50. №18. P. 4527. .4534.

155. Аврамов Ю.С. Структура деформированных и отожженных монокристаллов сплава железа с 3% Si / Ю.С. Аврамов, и др. // Структура и свойства металлов и сплавов (деформация и последеформационный нагрев): сб. М.: Металлургия. 1970. С. 35.51.

156. Коттрелл А.Х. Дислокации и пластическое течение в кристаллах / А.Х. Коттрелл. М.: Металлургиздат, 1958. 267 с.

157. Русаков Г.М. Трансляционная симметрия и энергия специальных границ зерен / Г.М. Русаков // Труды школы-семинара «Фазовые и структурные превращения в сталях». Магнитогорск, 2002. Вып. 2. С. 135. 191.

158. Дроганский Ю.Н. Влияние совершенства кристаллографической текстуры (110)001. на величину электромагнитных потерь в трансформаторной стали / Ю.Н. Дроганский, Н.К. Есина, В.А. Зайкова // ФММ. 1978. №4. С. 723.728.

159. Dunn C.G. Cold-rolled and primary recrystallization textures in cold-rolled single crystals of silicon iron/C.G. Dunn//Acta metal. 1954. V.2. №3. P. 173.183.

160. Ни H. Cross-Rolling and Annealing Textures in High-Purity Iron / H.Hu // Trans. AIME. 1957. V. 209. №1. P. 1164.1168.

161. Taoka T. Formation of Cold-Rolled Texture and Recrystallized Texture in Single Crystals of 3% Silicon Iron. Part I / T. Taoka, E. Furubayashi, S. Takeuchi // Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan. 1966. V6. №7. P. 201. .232.

162. Лившиц Б.Г. Изучение структуры кристалла (110)001. кремнистого железа при начальной стадии первичной рекристаллизации / Б.Г. Лившиц, В.Ю. Новиков, Л.В. Рощина// Физика металлов и металловедение. 1969. т. 27. № 6. С. 865.869.

163. Гольд штейн В.Я. Структурные изменения при нагреве кремнистого железа, подвергнутого ударному нагружению / В.Я. Гольдштейн, М.А. Смирнов, Э.С. Атрощенко // Физика металлов и металловедение. 1973. т. 36. № 2. С. 352. .357.

164. Arai К. I. Rolled texture and magnetic properties of 3% silicon steel / К. I. Arai, K. Ishiyama// J. Appl. Phys. 1988. V. 64. №10. P. 5352.5354.

165. Ushioda К. Role of Shear Bands in Annealing Texture Formation in 3%Si-Fe (Ш)112. Single Crystals /K. Ushioda, W. B. Hutchinson// ISIJ Int. 1989. V. 29. P. 862.867.

166. Sokolov B.K. On the influence of the annealing heating rate on the recrystallization texture of a deformed single crystal (110)001. of 3% silicon iron / B.K. Sokolov, [et al.] // Textures and Microstructures. 1995. V. 26-27. P. 427.443.

167. Hutchinson B. Deformation Substructures and Recrystallisation / B. Hutchinson // Materials Science Forum. 2007. V. 558-559. P. 13.22.

168. Dorner D. Tracing the Goss Orientation during Deformation and Annealing of an Fe-Si Single Crystal / D. Dorner, Y. Adachi, K. Tsuzaki // Materials Science Forum. 2007. V. 550. P. 485.490.

169. Holscher M. Relationship between rolling textures and shear textures in f.c.c and b.c.c. metals / M. Holscher, D. Raabe, K. Lucke // Acta metall. Mater. 1994. V.42. №3. P. 879.886.

170. Shimizu R. Prediction of secondary recrystallization in Fe-3%Si by three-dimensional texture analysis / R. Shimizu, J. Harase, D.J. Dingley // Acta Mater. 1990. V.38. P. 973. .978.

171. Kumano T. The Relationship between primary and secondary recrystallization texture of grain oriented silicon steel / T. Kumano, T. Haratani, Y. Ushigami // ISIJ Int. 2002. V.42. P. 440.449.

172. Кайбышев O.A. Границы зерен и свойства металлов / О.А. Кайбышев, Р.З. Валиев. М.: Металлургия, 1987. 214 с.

173. Park J.-T. Evolution of recrystallization texture in nonoriented electrical steels / J.-T. Park, J.A. Szpunar//Acta Mater. 2003. V. 51. P. 3037.3051.

174. Cruz-Gandarilla F. A study of local microstructure and texture heterogeneities in a CGO Fe-3%Si alloy from hot rolling to primary recrystallization / F. Cruz-Gandarilla, et al. // Materials Science Forum. 2005. V. 495.497. P. 483.488.

175. Dillamore I. L. Occurrence of shear bonds in heavily rolled cubic metals /1. L. Dillamore, J. G. Roberts, A. C. Bush // Mater. Sci. 1979. V.13. P. 73.77.

176. Litvinov V.S. Twinning on the {332}<113> system in unstable P-titanium alloys // / V.S. Litvinov, G.M. Rusakov // The Physics of Metals and Metallography. 2000. V. 90. S. 1. P. 96.107.

177. Hartley S. Twins and stacking faults on {310} planes in body-centred cubic metals / S. Hartley // Phil. Mag. 1966. V. 14. №132. P. 1207. 1217.

178. Maruhashi Y. Relation between {2 0 1} twinning of B190 martensitic and {114} twinning of B2 parent phases in Ti-Ni shape memory alloy / Y. Maruhashi, A. Ozaygen, M. Nishida // Materials Science Forum. 2000. V. 327-328. P. 163. 166.

179. Tyumentsev A.N. Mechanism of deformation and crystal lattice reorientation in strain localization bands and deformation twins of the B2 phase of titanium nickelide / A.N. Tyumentsev, et al. // Acta Mater. 2004. V. 52. P. 2067.2074.

180. Зайкова В.А. Доменная структура и магнитные свойства электротехнических сталей / В.А. Зайкова, И.Е. Старцева, Б.Н. Филиппов. М.: Наука, 1992. 272 с.

181. Актуальные вопросы лазерной обработки сталей и сплавов. /Под редакцией Б.К. Соколова и Н.Г. Терегулова. Уфа: «Технология», 1994. 137 с.

182. Соколов Б.К. Оптический метод определения ориентации зерен в трансформаторной стали / Б.К. Соколов // Структура и свойства текстурованных металлов и сплавов: сб. М.: Наука, 1969. С. 112. 127.

183. Кетов С.П. Направленная рекристаллизация при обычном отжиге / С.П. Кетов, В.В.Губернаторов // ФММ. 1990. № 1. С. 146. 150.

184. Dorner D. Survival of Goss grains during cold rolling of a silicon steel single crystal / D. Dorner, L. Lahn, S. Zaefferer. ICOTOM 14,2005. P. 1061. 1066.

185. Русаков Г.М. О возможности формирования областей с ориентацией {110}<001> в процессе холодной деформации технического сплава Fe-3%Si / Г.М. Русаков, и др. // ФММ. 2006. Т. 101. №6. С. 653.659.общество с ограниченноii ответственностью1. ВИЗ Сталь»

186. Российская Федерация, 620219, г. Екатеринбург, ул. Кирова, 28, ГСП-714, тел. (343) 2454973факс (343) 2427108, e-mail: steel @ viz.ru1002.2010директор1. С.А.Макуров

187. Настоящим актом подтверждается, что результаты проведенных с 1994 г. по 2009 г. Лобановым М.Л. научно-исследовательских работ внедрены в массовое производство электротехнической анизотропной стали на ООО «ВИЗ-Сталь» (до 01.07.1998 ОАО «ВИЗ»).

188. В результате освоения технологии и привлечения ОАО «ММК» в качестве поставщика горячекатаного подката, на ООО «ВИЗ-Сталь» удалось увеличить объем производства электротехнической анизотропной стали с 1997 г. по 2005 г. более чем в четыре раза.,

189. Результаты работы отражены в ТИ 118-ПХЛ-13-7-2005, ТИ 118-ПХЛ-13-7-2007.

190. Суммарный экономический эффект от проведенных работ превышает миллиард рублей в ценах 2010 г.

191. Российская Федерация, 620219, г. Екатеринбург, ул. Кирова, 28, ГСП-714, тел. (343) 2454973факс (343) 2427108, e-mail: steel @ viz.ru1002.201034/13-04-741. УТВЕРЖДАЮ

192. Зам. генерального директора — дщ^кгар^по управлению1. О.В.Ищенко1. АКТ ВНЕДРЕНИЯ