автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Закономерности формирования фазового состава и текстуры в аустенитных и малоуглеродистых сталях при прокатке и листовой штамповке

На правах рукописи

КОСТЫК'ОВА ОЛЬГА СЕРГЕЕВНА

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ФАЗОВОГО СОСТАВА И ТЕКСТУРЫ В АУСТЕНИТНЫХ И МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЯХ ПРИ ПРОКАТКЕ И ЛИСТОВОЙ ШТАМПОВКЕ

Специальность 05.16.01,- "Металловедение и термическая обработка металлов"

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва 2006

Работа выполнена на кафедре «Материаловедение и технология обработки материалов» «МАТИ» - Российского государственного технологического университета им. К.Э. Циолковского.

Научный руководитель - доктор технических наук, профессор Бецофен Сергей Яковлевич

Официальные оппоненты - доктор технических наук, профессор

Носов Владимир Константинович (Ступинский филиал «МАТИ»-РГТУ им. К.Э. Циолковского)

- кандидат технических наук, нач. отдела Плотников Андрей Дмитриевич (РКК «Энергия» им.С.П. Королева)

Ведущее предприятие - УГТУ - УГ1И, г. Екатеринбург

Защита диссертации состоится 13 июля 2006 года в 14— часов па заседании диссертационного Совета Д 212.110.04 по присуждению ученой степени доктора технических наук в области металловедения и термической обработки металлов, порошковой металлургии и композиционных материхчов. материхюведения (машиностроение) в "МАТИ" — Российском государственном технологическом университете им. К.Э. Циолковского по адресу: Москва, ул. Оршанская, 3, "МАТИ" - РГТУ им. К.Э. Циолковского, ауд. 218А. Отзыв на автореферат в одном экземпляре (заверенный печатью организации) просим направлять по адресу: 121552, Москва, ул. Оршанская, 3, "МАТИ"- РГТУ им. К.Э. Циолковского.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Университета.

Автореферат разослан 09 июня 2006 года.

Ученый секретарь диссертационного Совета

доцент, кандидат технических наук

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Листовая штамповка является одной из самых сложных видов обработки давлением, прежде всего из-за неоднородности напряженно - деформированного состояния в различных зонах изделия. Это обуславливает особые требования, предъявляемые к структурному состоянию листовых полуфабрикатов, используемых в операциях формовки, которые кроме листовой штамповки включают также гибку и отбортовку. Для всех сталей для глубокой вытяжки регламентируют такие показатели как коэффициент нормальной анизотропии (коэффициент Ланкфорда - Ю1) и показатель деформационного упрочнения. Величина КНА определяется кристаллографической текстурой, а деформационное упрочнение структурным состоянием. Высокие значения КЛ, а следовательно и повышенные характеристики вытяжки листов получают за счет формирования выраженной {111} <uvw> текстуры. Такую текстуру получают в малоуглеродистых сталях при рекристаллизационных отжигах. Современные тенденции в этой области выражаются в замене малоуглеродистых сталей, содержащих 0,03-0,08% углерода, на сверхмалоуглеродистые IF - стали с содержание углерода менее 0,005%. Для листов из аустенитных сталей невозможно получить текстуру {111} <uvw> и поэтому основным резервом повышения характеристик штампуемости является структурный фактор, при этом текстурный фактор сводится к минимизации наименее благоприятных с точки зрения глубокой вытяжки компонентов текстуры, прежде всего кубического компонента.

Таким образом, исследования и разработки, направленные на исследование формирования фазового состава, структуры и текстуры в листовых полуфабрикатах из малоуглеродистых и аустенитных сталей при прокатке и термической обработке и влияние этих характеристик на показатели штампуемости являются актуальными.

Целью работы являлось исследование закономерностей формирования текстуры в листовых полуфабрикатах малоуглеродистых сталей и сталей систем Fe — Cr - Ni и Fe - Cr - Mn - Ni — N при прокатке и термической обработке и анализ влияния структуры и текстуры на технологические характеристики при листовой штамповке.

Для достижения постановленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Исследовать формирование текстуры при прокатке и отжиге малоуглеродистых сталей для глубокой вытяжки в зависимости от состава и параметров технологического процесса.

2. Изучить влияние текстуры листовых полуфабрикатов на характеристики штампуемости, такие как коэффициент нормальной анизотропии и коэффициент деформационного упрочнения.

3. Разработать метод расчета коэффициента нормальной анизотропии листов из текстурных данных.

4. Разработать метод количественного фазового анализа для текстурированных полуфабрикатов из двухфазных сталей.

5. Изучить закономерности формирования фазового состава и текстуры при прокатке, отжиге и листовой штамповке сталей Ре — Сг - N1 и Ре - Сг - Мп - N1 - N.

Научная новизна:

1. Показано, что снижение содержания углерода в сталях для глубокой вытяжки приводит к усилению текстуры {111}<иу\у> и увеличению размера субзерен. Последнее, увеличивает вклад текстуры в величину коэффициента Ланкфорда из-за смены механизма аккомодации на границах субзерен поликристаллического агрегата.

2. Установлено, что при листовой штамповке сплавов с ГЦК решеткой в зоне фланца формируется компонент текстуры сдвига {111}<иу\у>, который способствует повышению технологичности листовой заготовки при любых операциях глубокой вытяжки.

3. Показано, что в аустенитных сталях системы Ре-Сг-№ существует дополнительный резерв технологичности при глубокой вытяжке за счет распада механически нестабильного аустенита, при этом наиболее интенсивное формирование мартенсита деформации (до 90%). осуществляется в зоне стационарной вытяжки в верхней части стенки штамповки.

4. Разработана методика количественного фазового анализа текстурированных двухфазных сталей, позволяющая определить фазовый состав сталей с механически нестабильным аустенитом. для которого невозможно получить бестекстурный порошковый образец для количественного анализа без изменения фазового состава.

Практическая значимость.

1. Разработан эффективный метод расчета коэффициента нормальной анизотропии (коэффициента Ланкфорда), основанный на определении одной

обратной полюсной фигуры для нормали к плоскости листа, который может быть использован в заводских лабораториях для оптимизации контроля технологии при производстве автолиста.

2. Усовершенствована методика построения обратных полюсных фигур для сплавов с кубической решеткой, позволяющая увеличить количество экспериментальных точек на ОПФ за счет использования «двойных» и «тройных» рефлексов.

3. Предложен способ повышения технологичности сплавов с ГЦК решеткой при листовой штамповке, основанный на обнаруженном эффекте формирования при деформации фланца текстуры {111 }<и\ч\'> и включающий деформацию в несколько переходов, которая начинается с матрицы меньшего диаметра, чем номинальный размер изделия, что увеличивает долю площади исходной заготовки, участвующей в деформации в зоне фланца.

Апробация работы. Материалы работы доложены на 4-х научно-технических конференциях и семинарах, в том числе: на Молодежных научно-технических конференциях «МАТИ»-РГТУ им. К.Э.Циолковского «Гагаринские чтения» (2004 - 2006 г.г., Россия), на Всероссийской научно-технической конференции «Новые материалы и технологии» (НМТ 2004) «МАТИ» - РГТУ им. К.Э. Циолковского.

Публикации. Основное содержание диссертации опубликовано в 8 работах, список которых приведен в конце автореферата.

Объем диссертации, ее структура. Диссертация содержит 124 страницы машинописного текста, 70 рисунков, 18 таблиц, 2 приложения. Работа состоит из введения, 5 глав, общих выводов и списка литературы из 112 наименований.

Глава 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА

В этой главе рассмотрены вопросы, связанные с формированием кристаллографической текстуры в сталях разного класса при прокатке и рекристаллизации, влиянием текстурного фактора на технологичность листовых полуфабрикатов при глубокой вытяжке. Рассмотрены также расчетные методы оценки параметров анизотропии пластической деформации текстурированных материалов.

Показано, что при прокатке и рекристаллизации сплавов с ГЦК решеткой невозможно получить благоприятные для глубокой вытяжки компоненты текстуры типа {111 )<иу№'>. Поэтому для ГЦК сплавов, в частности для аустенитных сталей

актуальным является поиск технологий, обеспечивающих улучшение текстуры листов, а также способов повышения технологичности за счет структурного фактора.

В сплавах с ОЦК решеткой такая возможность существует. В частности в сталях для глубокой вытяжки интенсивную текстуру {111}<uvw> получают за счет снижения содержания углерода и азота до уровня тысячных долей массового процента (IF стали).

Показано, что в аустените после плоской прокатки формируются типичные текстурные компоненты ГЦК металла, такие как {112} <111> - текстура меди (ТСи), {123} <634> - S - текстура, {110} <112> - текстура латуни (ТВг) и {110} <001> - текстура Госса (TG). Металлы с относительно высокой энергией дефекта упаковки (ЭДУ) и соответственно высокой склонностью к поперечному скольжению, такие как Ni и Си имеют выраженную текстуру меди {112} <111>. Металлы и сплавы с низкой ЭДУ, такие как латуни и бронзы, характеризуются выраженной текстурой ТВг и менее выраженной TG. Это связано с их высокой склонностью к расщеплению дислокаций, что затрудняет поперечное скольжение.

Рекристаллизация горячекатаного аустенита приводит к кубической текстуре {100} <001>. Интенсивность этого компонента увеличивается со степенью деформации. Формирование текстуры в аустените важно не только для сталей аустенитного класса, но также и для сталей, в которых аустенит составляет небольшую долю, как в TRIP сталях (стали пластифицированные превращением) и даже в малоуглеродистых сталях с ферритной структурой. В последних текстура аустенита, формирующаяся на стадии горячей прокатки, рассматривается как фактор, оказывающий существенное влияние на финишную текстуру листов, образующуюся при холодной прокатке и отжиге.

Изучение текстур превращения в микролегированных Nb сталях показало, что ЭДУ аустенита ближе к латуням, чем ЭДУ сталей, легированных Ti. Баланс между относительными интенсивностями компонентов текстур кроме степени деформации и ЭДУ зависит также от исходной текстуры.

При интерпретации текстур горячей прокатки в а+у и у -областях анализируют текстуры превращения ОЦК а -фазы из различных текстур прокатки ГЦК у -фазы на основе ориентационных соотношений Курдюмова-Закса.

При анализе процесса рекристаллизации важное место уделяется экспериментальным исследованиям взаимных разориентировок соседних зерен. Возможно, что существенный вклад в текстуроообразование при рекристаллизации

вносит ориентационная зависимость накопленной деформации, которая для зерен {111) a-Fe значительно выше, чем для остальных ориентаций.

Важность текстурного фактора в малоуглеродистых сталях для глубокой вытяжки (МСГВ) стимулирует развитие методов оценки коэффициента Ланкфорда из текстурных данных с использованием приближений Закса, Тейлора и промежуточных вариантов этих приближений. Однако до сих пор не существует универсальной модели деформации поликристалла, которую можно было бы использовать для расчетов коэффициента Ланкфорда непосредственно из текстурных данных. На практике устанавливают корреляцию между коэффициентом Ланкфорда и отношением полюсных плотностей для плоскостей {111} и {100}.

На основании анализа литературы ставятся цель и задача работы.

Глава 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследовали 1 мм листы из аустенитных сталей: 12Х18Н10Т, 05Х22АГ15Н8М2Ф (0,5%N), Х22А1,2 (1,2%N); двухфазной стали 08Х14АН4МДБ (0,14%N), а также из малоуглеродистых и IF сталей, изготовленных на ОАО «Северсталь» (табл. 1).

Таблица 1

Химический состав сталей

Марка стали Содержание элементов, мас.%

С Si Мп S Р Al N Ti Nb

08 кп 0,07 0,10 0,29 0,020 0,020 - - - -

07ГБЮ 0,07 0,17 0,55 0,01 0,008 0,03 0,005 0,022 0,011

08Ю 0,04 0,02 0,24 0,012 0,005 0,04 0,005 - -

08ФЮ11 0,05 0,04 0,37 0,013 0,060 0,05 0,007 - -

IF сталь марки DC05 0,003 0,02 0,11 0,007 0,05 0,02 0,004 0,0077 0,002

Для рентгенографических исследований листовой МСГВ вырезали образцы размером 40x40 мм, затем шлифовкой и травлением (50 мл Н20 + 35 мл Н>Юз +15 мл НР) подготавливали серединные по толщине образца слои, наилучшим способом представляющие текстуру металла и освобожденные от искажений, вносимых в поверхностные слои дрессировкой.

Для изучения текстуры использовали методы прямых и обратных полюсных фигур для а — и у - фаз сплава. Для построения ОПФ снимали полные спектры в Со

и Мо-К„ излучениях для образцов, нормаль к плоскости которых совпадала с направлением нормали к листу (НН). Интенсивности каждого из рефлексов обеих фаз относили к соответствующим интенсивностям бестекстурного эталонного образца. Полюсные плотности рефлексов после нормировки наносили на стандартные стереографические треугольники для для у- и а-фаз.

Высокотемпературный рентгеноструктурный анализ проводили при температурах 20 — 1200°С в высокотемпературной приставке УВД-2000 к дифрактометру ДРОН-3. Определяли качественный и количественный фазовый состав, параметры решетки для а и у-фаз, остаточные напряжения, а также размер и разориентировку субзерен методом кривых качания (ю-сканирования). Точность определения параметра решетки составила 0,002 А .

Коэффициент Ланкфорда определяли на ОАО «Северсталь». Коэффициент Ланкфорда представляет собой отношение логарифмических деформаций по ширине Еь и толщине Eh образца при испытании на растяжение.

г = Сь/ eh.

Для определения коэффициента Ланкфорда проводили испытания трех видов образцов, вырезанных под углами 0, 45 и 90° относительно направления прокатки.

Глава 3. РАЗРАБОТКА МЕТОДОВ ИССЛЕДОВАНИЯ И КОНТРОЛЯ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ АУСТЕНИТНЫХ И МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ

В главе представлены методические разработки, предназначенные для исследования анизотропных сталей различного класса, такие как метод количественного фазового анализа текстурированных двухфазных сталей, а также усовершенствование метода ОПФ и ППФ применительно к определению текстуры IF сталей.

В настоящее время все большее внимание уделяется сталям с механически нестабильным аустенитом, к которым относятся как нержавеющие, так и высокопрочные конструкционные стали, пластифицированные фазовым превращением (TRIP стали). Для этих сталей количественное соотношение фаз во многом определяет их служебные свойства. Однако при рентгеновском фазовом анализе этих сталей возникают серьезные проблемы, связанные с тем, что кристаллографическая текстура может изменять более чем на порядок интенсивность отдельных дифракционных линий и приводить к соответствующим

ошибкам в количественном фазовом анализе. Механическая нестабильность аустенита не позволяет получить порошковый бестекстурный образец аналогичного состава.

В настоящей работе предложен метод фазового анализа двухфазных (а+у) сталей, позволяющий учитывать вклад текстуры в интенсивность измеряемых рефлексов. Методика включает съемку рентгеновских спектров в МоКа-излучении с целью получения максимального количества рефлексов у и а фаз, построение обратных полюсных фигур и вычисление количественного соотношения фаз из следующего уравнения:

(¡СЬ2к212 1гЬ1кШу (К, "»»!„««») где: I,Ык,м, 1а Ь2к212 экспериментальные значения интенсивностей рефлексов (Ь)к|1|) и (Ь2к212), соответственно для у и а - фаз; К7мкш, К„Ь2к212 - теоретические значения интенсивности соответствующих рефлексов у и а-фаз с учетом температурного множителя.

Эта методика позволила оценить количество мартенсита деформации, который выделяется из аустенита в различных зонах штамповки, а также определить изменение фазового состава при высокотемпературной съемке.

Метод обратных полюсных фигур эффективно используется в заводских и исследовательских лабораториях для количественного определения текстуры МСГВ и электротехнических сталей. При использовании для съемки молибденового излучения число экспериментальных точек на ОПФ вполне достаточно для получения количественной информации о текстуре деформированных листовых полуфабрикатов. Однако для Ш сталей, в которых финишная текстура формируется в результате рекристаллизационного отжига наиболее выраженные компоненты текстуры характеризуются отклонением от ориентировки (111 }<иу\у>, чаще всего к ориентировке {554)<225>. В этом случае необходимо максимально увеличить число экспериментальных точек на ОПФ. При съемке в Мо излучении это можно реализовать за счет «двойных» или даже «тройных» дифракционных линий, которые обычно игнорируются (рис. 1), поскольку в их интенсивность вносят вклад отражения от различных плоскостей решетки, имеющие одинаковые межплоскостные расстояния (одинаковая сумма Ь2+к2+12). Однако во многих случаях эта проблема может быть решена, если для одного из рефлексов величина полюсной плотности известна. Это имеет место в том случае, если этот рефлекс является отражением более высокого порядка и «одинарный» рефлекс более низкого порядка присутствует на рентгенограмме.

10,5

001 017015 013 012035 023 011 о,9 0,5 0,3 0,1 0,1 0,2 0,2 0,21

Рис. 1. Стандартный стереографический треугольник для кубической решетки, на котором указаны экспериментальные рефлексы для ОЦК-Ре в Мо-излучении (а) и экспериментальная ОПФ для 1Р-стали (б): Ш>- двойные рефлексы; —тройные рефлексы.

Например, для «двойного» рефлекса (330)/(411) полюсная плотность рефлекса (330) известна, поскольку на рентгенограмме присутствуют «одинарные» рефлексы (220) и (110). В некоторых случаях можно с достаточной точностью определить полюсную плотность одного из рефлексов с помощью интерполяции полюсных плотностей близлежащих соседних рефлексов.Если полюсная плотность одного из рефлексов, скажем (330) известна, то величина полюсной плотности второго рефлекса, скажем (411), находим элементарно, поскольку соотношение интенсивностей этих рефлексов для бестекстурного образца известно. Для ОЦК и ГЦК решеток с одинаковыми значениями структурного фактора для всех рефлексов это отношение равно отношению факторов повторяемости (N^1).

Рассмотрим расчет полюсных плотностей для «двойных» рефлексов для случая использования в качестве бестекстурного эталона порошкового образца (Л) и теоретических интенсивностей (Б).

(А) Порошковый бестекстурный эталон

Для двойных рефлексов получим:

1\ г411/330 _ г«Ц гЗЗО 'ж *т ^ и* '

»411/330 дг ,411/330 ,,

N411 /N330= 2/1, => = -/»" =1=-

ЛГ.п+Л'ззо "" N.ll+N„0

р330 = />,|0( т к. (330) является отражением третьего порядка от плоскости

(Б) Теоретические интенсивности

Для этого случая

Fall/.VMi *lui „ r/-i?u/l ю

Интенсивности бестекстурного эталона в этом случае (/^./'^./Ц') вычисляются теоретически также как и при количественном фазовом анализе.

Для IF сталей предложено определять ППФ с помощью метода «поворота», который в данном случае имеет целый ряд преимуществ по сравнению с методом «наклона», который до сих пор используется практически повсеместно. Метод «поворота» характеризуется существенно меньшим эффектом дефокусировки, что позволяет одновременно получать информацию о текстуре и величине субзерен, а также снизить ошибки в определении величины полюсной плотности. Последнее особенно важно при восстановлении ФРО, когда необходимо сопоставление информации о полюсной плотности для различных полюсных фигур. Кроме того, съемка ППФ методом «поворота» может быть реализована в непрерывном режиме на обычных текстурных приставках к дифрактометру.

Глава 4. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ФАЗОВЫЙ СОСТАВ, ТЕКСТУРУ И МИКРОСТРУКТУРУ АУСТЕНИТНЫХ И ДВУХФАЗНЫХ СТАЛЕЙ

В этой части работы с помощью высокотемпературного рентгенгоструктурного анализа исследовали изменение фазового состава и параметров решетки аустенитных и двухфазных сталей при температурах до 1200°С, а также формирование текстуры и фазового состава при прокатке, листовой штамповке и термической обработке.

Высокотемпературную съемку проводили для уточнения особенностей фазовых превращений исследуемых сталей. На рис. 2 представлены результаты таких исследований, которые позволили исследовать температурно-кинетические закономерности фазовых изменений при нагреве сталей, в частности для аустенитной, азотсодержащей стали Х22А1,2 определены температурные области и кинетика растворения Cr2N нитрида.

Важную дополнительную информацию можно получить из результатов изучения температурной зависимости параметров решетки, кривых качалия и текстурных исследований. Так, на основе измерения параметров решетки для стали

05Х22АГ15Н8М2 определена температурная область выделения ст-фазы (рис. 26). Использование кривых качания позволяет количественно определять размеры рекристаллизованных зерен непосредственно во время высокотемпературной съемки, а по изменение текстуры при нагреве деформированных образцов четко фиксировать начало рекристаллизации.

га -&

ф s х то X

о. ф

Ч о о а) о

м ю О

60-

40-

20-

Л

-X—X-- А—А-

600 650

\

> \ I

\ 1 /

/ \

i 1-▲-А /

■X-X-X

1000

Cr,N

/

200 400 еоо 600 650 650 700 9001000 1100

Температура, С

(а)

«и 3 а> о. о.

к

ф

г

то о. то С

3.68 3,67 -3,66 3,65 -3,64 -3,63 -3,62 3,61 -3,60

—1-

200

—I-

400 600 800 1000

Температура, °С ^

Рис. 2. Температурные зависимости соотношения а- и у-фаз (а) и параметра решетки у-фазы (б) для сталей Х22А1,2 (а), 05Х22АГ15Н8М2 (б).

—i—

800

1200 20 С. охл.

Исследования формирования фазового состава и текстуры при горячей и холодной прокатке азотсодержащих аустенитных сталей показали, что при горячей прокатке в них образуется текстура с преобладанием компонента {0И}<112> и средних и подповерхностных слоях. В поверхностном слое формируется сдвиговый компонент {111}<110>. Холодная прокатка не меняет тип текстуры, а только приводит к увеличению ее интенсивности. При этом однофазная аустенитная структура сохраняется в этих сталях вплоть до обжатий 60% при холодной прокатке.

Структурное состояние стали 12Х18Н10Т после прокатки принципиально отличается от азотсодержащих аустенитных сталей. Эти отличия включают присутствие всех компонентов текстуры, типичных для ГЦК металлов, а именно компонентов текстуры {112}<111>, (123}<634>, {011 }<112>. Самое существенное отличие заключается в том, что аустенит этой стали является деформационно нестабильным и претерпевает распад при холодной прокатке с образованием мартенсита деформации, количество которого достигает 15-20%. Гибка листа приводит к увеличению содержания количества мартенсита до 25-30%. Следует ожидать, что операция глубокой вытяжки также будет протекать в азотсодержащих сталях по иному, чем в классической нержавеющей стали, такой как 12Х18Н10Т.

В следующей части работы исследовали формирование фазового состава и текстуры в различных зонах полусфер, полученных штамповкой 1 мм листа из сталей 12Х18Н10Т, 07Х20АГ7Н8МФ и Х22АГ16Н8М2 аустенитного класса. Полусферы предназначены для изготовления медицинского инструмента и должны кроме обеспечения технологичности при листовой штамповке, удовлетворять требованиям по коррозионной стойкости и режущим свойствам, которые оценивали по величине твердости по Роквеллу.

На рис. 3 приведена зависимость количества а - фазы в различных участках полусферы из 12Х18Н10Т после листовой штамповки. Из этого рисунка видно, что штамповка из листа, состоящего из аустенита, приводит к его распаду с выделением мартенсита деформационного (а - фазы), при этом количество распавшегося аустенита варьируется в пределах 14 - 90% в зависимости от напряженно - деформационного состояния в данном участке полусферы. При этом штамповка азотсодержащих сталей в холоднодеформированном состоянии не приводит к распаду аустенита и характеризуется пониженной штампусмостмо. Однако после отпуска при 600°С технологичность азотсодержащих ел алей повышается, а после отжига при 1000°С штампуемость этих сталей сопоставима со сталью 12Х18Н10Т.

3

0

1

(и (Си СО

2 о: С

0

4

о: та

1

5

ш А ю О

--1-■-1-'-

2 3 4

Зона штамповки

Рис. 3. Изменение количества а - фазы в различных участках полусферы из сплава 12Х18Н10Т после листовой штамповки.

На рис. 4. представлено распределение текстуры а - и у - фаз различным участкам полусферы после листовой штамповки.

(исх.лист)

Рис. 4. Распределение текстуры у - фазы в различных участках полусферы из сплава 12Х18Н ЮТ после листовой штамповки.

Текстура аустенита более выражена и характеризуется компонентами (220) -Р = 1,8 -г 2,7 и (311) - Р = 1,2 т 1,6. Следует отмстить, что в зоне 1 (зоне фланца) имеет место усиление компонента (111). Этот компонент текстуры отсутствует в текстуре листа и его формирование обусловлено деформацией чистого сдвига, которое имеет место в зоне фланца при листовой штамповке. Формирование этого компонента является существенным, поскольку он является наиболее предпочтительным для осуществления глубокой вытяжки.

Текстура а - фазы слабо выражена и характеризуется несколько повышенной по сравнению с бестекстурным состоянием полюсной плотностью рефлексов (200) и (211) (Р = 1,1 1,5) и пониженной полюсной плотностью рефлекса (110) - Р ~ 0,5.

Фактически на финишной стадии штамповки в наиболее критических зонах вытягиваемого материала текстура листа имеет наиболее предпочтительные ориентировки, которые образуются в результате предшествующей деформации этого материала в зоне фланца. С этой точки зрения, для любых ГЦК -металлов эффективным способом повышения штампуемости является повышение доли деформации чистым сдвигом для листовой заготовки. Одним из вариантов такой технологии является многопереходная штамповка, которая начинается с матрицы меньшего диаметра, чем номинальный размер изделия. Тем самым будет увеличена доля площади исходной заготовки, вовлеченная в сдвиговую деформацию на фланце.

Глава 5. ИЗУЧЕНИЕ ТЕКСТУРЫ И АНИЗОТРОПИИ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СТАЛЕЙ С НИЗКИМ И СВЕРХНИЗКИМ СОДЕРЖАНИЕМ

УГЛЕРОДА

В главе представлены результаты исследования влияния химического состава и технологии получения листовых полуфабрикатов из МСГВ на текстуру, механические свойства и технологические характеристики при листовой штамповке

Анализ механических свойств листовых полуфабрикатов IF сталей, полученных на ОАО «Северсталь», после горячей и холодной прокатки, покачал, что высокие значения коэффициента Ланкфорда (КЛ) формируются на стадии холодной прокатки и последующего отжига. Тем не менее, режимы горячей прокатки, в первую очередь температура окончания горячей прокатки и температура смотки в рулоны оказывает существенное влияние на текстуру и свойства холоднокатаного проката.

Наиболее существенное влияние на текстуру и величину КЛ сталей для глубокой вытяжки оказывает содержание примесей внедрения. На рис. 5 показано влияние содержания углерода на величину KJ1, и на коэффициент деформационного упрочнения сталей для глубокой вытяжки. Видно, что с увеличением содержания углерода резко снижается КЛ и п. Увеличение содержания углерода приводит к ослаблению благоприятных для глубокой вытяжки компонентов текстуры, прежде всего {111 }<uvw>.

2,5 - - -

2,0-af 1.5 -

0,005 0,005 0,03 0,03 0,04 0,04 (1 ст.) (2 ст.) (1 ст.) (2 ст.) (1 ст.) (2 ст.) Содержание углерода, %

0,07

(а)

0,25-

0,20-

0.15-

0.10 -

0,005 0,005 0,03 0,03 0,04 0,04

(1 ст.) (2 ст.) (1 ст.) (2 ст.) (1 ст.) (2 ст.) Содержание углерода, %

0,07

(б)

Рис. 5. Влияние содержания углерода на коэффициент Ланкфорда (а) и на коэффициент деформационного упрочнения (б) сталей для глубокой вытяжки.

Па рис. 6 показаны кривые качания для рефлекса (220) в СоК„ излучении для сталей с различным содержанием углерода. Кривые качания дают возможность оценить полюсную плотность для различных ориентировок по значению ординаты для соответствующего значения угла отклонения от нормали к плоскости (110).

(554)

(а) 0,07% С (07ГБЮ)

15° 2СГ 25° 30° 35" (б) 0,04% С (08Ю, одноступ. отжигом) (554)

__3,0° 35°

10й 15° 20° 25° "У Г (554) (111)

(в) 0,04% С (08Ю, двухступенч. отжиг)

(г) 0,005% С (08Ю) *

Рис. 6. Кривые качания для рефлекса (220) в СоКа-излучении для сталей с

различным содержанием углерода

На рис. 6 эти значения полюсной плотности указаны для ориентировок (111) и (554). Кроме того, наличие дискретных пиков на кривых качания свидетельствует о наличии зародышей рекристаллизации в виде крупных субзерсн, при чтом величина этих пиков пропорциональна размеру субзерен, а их угловое положение отражает области ориентации, в которых происходит преимущественное образование зародышей рекристаллизации. Для стали 07ГБЮ (рис. <Sa) с относительно высоким содержанием углерода (0,07% С) не обнаружено

присутствия крупных субзерен. В стали 08Ю с 0,04% С (рис. 66, в) наличие таких субзерен обнаруживается только после двухступенчатого отжига (рис. 6в).

Для 1Р сталей (рис. 6г) рекристаллизованные субзерна имеют такой же размер, как и для стали 08Ю, однако они имеют существенно более узкий угловой интервал преимущественного зарождения, что и является причиной существенно более высокой полюсной плотности для благоприятных в плане штампуемости ориентации (554) - (111). Вероятно, что более выраженная область преимущественного зарождения рекристаллизованных зерен и является основным достоинством № сталей, обеспечивающих их низкую чувствительность к технологии.

Важность текстурного фактора для МСГВ стимулирует развитие методов оценки коэффициента Ланкфорда из текстурных данных Нами развит простой метод оценки коэффициента Ланкфорда из текстурных данных, который может быть использован в исследовательской практике и при поиске новых технологий получения МСГВ.

Из критерия текучести Хилла для трансверсально изотропного материала для двухосного сбалансированного растяжения следует:

ог/стХу=[(г+1)/2]"2 (1)

где: а2 - предел текучести на сжатие листа по толщине; аху - предел текучести на растяжение (сжатие) в любом направлении в плоскости листа.

Уравнение (1) позволяет реализовать простую схему вычисления г из текстурных данных, которые могут быть представлены в виде одной ОПФ для нормали к плоскости листа (НН=г). Поскольку число зерен с ориентировкой <Ьк1>//г(ху) пропорционально полюсной плотности этой ориентировки на ОПФ (Р<ьк|»)> то напряжение течения в направлении г (аг) и ху (аху) (в случае реализации модели усреднения Закса (однородные напряжения ) равно:

Ог(ху)= т«/Х(ф<ш>Р <Ьк1>/л)=Т„/ (2)

где: т,, Ф<ьи> ~ критическое напряжения сдвига и фактор Шмида ориентации <Ьк1>//г (ху) для системы скольжения {110}<111> соответственно; п -число измеряемых ориентации Ьк1 на ОПФ для НН (в случае съемки обычной ОПФ это число рефлексов для данного вида излучения).

Для случая реализации модели Тейлора (однородные деформации) в выражении (2) фактор Шмида (Ф,) должен быть заменен фактором Тейлора (Мг)

Для вычисления напряжений текучести в направлении, лежащем плоскости листа (аху), можно использовать выражение аналогичное (2), в котором вместо 18

значений Ohti и Mhk! необходимо подставить величины ориентационных факторов Ф±<Ы;1> и Miehki»> полученные усреднением по всем ориентациям, нормальным к данной <hkl> ориентации на ОПФ для HH//z. Окончательное выражение для среднего значения коэффициента Ланкфорда (?) может быть получено из (2)

г =2(аг/стху)2-1 (3) где: <3jaxy= Ф»/Ф, для модели Закса; ajaxy= М, /Мv для модели Тейлора На рис. 7 приведены ОПФ для направления нормали к плоскости прокатки для трех марок сталей для глубокой вытяжки, характеризующихся различной текстурой. С увеличением полюсной плотности текстурного компонента {111} от 2,7 для стали 08КП до 6,3 для стали 08ФЮП и снижением полюсной плотности компонента {100} от 2,1 до 0,2 величина коэффициента Ланкфорда увеличивается

Рис. 7. Обратные полюсные фигуры для нормали к листу для сталей 08К11 (а), 08Ю (б) и 08ФЮП (в)

На рис. 8. представлены зависимости рассчитанных по Заксу и Тейлору значений г, а также экспериментальные значения г для трех исследованных сплавов в зависимости от 1п (Р(ц|)/Р(юо|)- Видно, что экспериментальные значения г для слаботекстурированного листа сплава 08кп ближе к величине, рассчитанной по модели Тейлора. Для более выраженной текстуры сплава 08Ю экспериментальное значение г ближе к величине, рассчитанной по модели Закса, а для листа сплава 08ФЮП с выраженной текстурой {11 l}<uvw> экспериментальное значение г практически совпадает с рассчитанным по модели Закса.

2.5-1

о

•е-

2.0 -

1.5 -

и

0,5

Тейлор

—I—

0,0

0,5

1.0

1.5

2,0

2,5

—I—

3.0

3,5

(Р<т,/Р<.оо,>

Рис. 8. Зависимость рассчитанных по Заксу и Тейлору и экспериментальных значений коэффициента Ланкфорда от логарифма отношения полюсных плотностей для плоскостей {111} и {100}.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Показано, что экспериментальные значения коэффициента Ланкфорда для слаботекстурированного листа сплава 08кп ближе к величине, рассчитанной по модели Тейлора, для более выраженной текстуры сплава 08Ю ближе к величине, рассчитанной по модели Закса, а для листа сплава 08ФЮП с выраженной текстурой {111}<ш™> экспериментальное значение г практически совпадает с рассчитанным по модели Закса.

2. Разработан простой метод расчета коэффициента нормальной анизотропии (коэффициент Ланкфорда), основанный на определении одной обратной полюсной фигуры для нормали к плоскости листа, вычислении параметра

анизотропии на основе моделей Закса и Тейлора и корректировке полученных результатов с учетом типа и интенсивности текстуры.

3. Для сплавов с кубической решеткой усовершенствован метод ОПФ. позволяющий повысить количество экспериментальных точек на стереографическом треугольнике за счет использования «двойных» и «тройных» рефлексов при рентгеновской съемке в Мо-излучении.

4. Для 1Р-сталей разработана эффективная методика определения прямых полюсных фигур с одновременной оценкой размера субзерен на основе известного метода «поворота», который применительно к 1Р-сталям более предпочтителен по сравнению с используемым в исследовательской практике методом «наклона».

5. Показано, что при изучении структурных и фазовых превращений методом высокотемпературной рентгенографии значительное увеличение информативности метода дает использование количественного фазового анализа, измерения параметров решетки, кривых качания и текстуры.

6. Разработана методика количественного фазового анализа текстурированных двухфазных сталей, позволяющая определить фазовый состав сталей с механически нестабильным аустенитом.

7. При штамповке листов нержавеющей стали 12Х18Н9Т максимальная степень распада аустенита с образованием 85 - 90% мартенсита деформации происходит в примыкающей к фланцу зоне плоской деформации, что способствует повышению технологичности при листовой штамповке.

8. В зоне фланца, где реализуется деформация чистым сдвигом, обнаружено минимальное количество мартенсита деформации (< 20%), при этом в зоне фланца формируется полезная в плане технологичности при листовой штамповке текстура аустенита {111 }<чу\¥>.

9. Отжиг при температурах 600-700°С приводит к обратному а-*у превращению, обеспечивающему формирование однородной по всем зонам структуры с содержанием аустенита 85-90%.

10. Аустенитные, содержащие азот стали не склонны к распаду с образованием мартенсита деформации при обработке давлением, что является положительным их свойством в плане обеспечения коррозионной стойкости, но отрицательно сказывается на технологичности при листовой штамповке, по крайней мере, в холоднокатаном состоянии, и для них необходимо проведение термической обработки перед штамповкой.

Основные результаты диссертации отражены в следующих работах:

1. Бецофен С.Я., Сливов В. И., Мацнев В.Н., Костыкова О.С. Текстура и анизотропия пластического течения низкоуглеродистых сталей для глубокой вытяжки // Металлы, 2004, №5, с.93-98.

2. Бецофен С.Я., Славов В.И., Мацнев В.И, Костыкова О.С. Расчетный метод оценки коэффициента Ланкфорда на основе текстурных данных // Тезисы докладов Всероссийской научно-технической конференции НОВЫЕ МАТЕРИАЛЫ И ТЕХНОЛОГИИ - НМТ-2004, Москва, 2004, с. 46-47.

3. Бецофен С.Я., Сарычев С.М. Костыкова О.С. Исследование фазовых и структурных превращений в азотсодержащей стали 08Х14АН4МДБ методом высокотемпературной рентгенографии // Научные труды МАТИ им. К.Э. Циолковского. Вып. 6 (78) - М.: ИЦ «МАТИ»-РГТУ им. К.Э. Циолковского, 2004, с. 13-19.

4. Костыкова О.С., Таранишин A.A. Остаточные напряжения в а- и у- фазах азотсодержащей стали 08Х14АН4МДБ // Тезисы докладов международной молодежной конференции «XXX Гагаринские чтения» - М.: МАТИ - РГТУ им. К.Э. Циолковского, 2004, Т.1, с.128.

5. Надежин A.M., Бецофен С.Я., Костыкова О.С., Масюков С.А. Изменение фазового состава и текстуры при листовой штамповке аустенитных сталей // Тезисы докладов Всероссийской научно-технической конференции НОВЫЕ МАТЕРИАЛЫ И ТЕХНОЛОГИИ - НМТ-2004, Москва, 2004, С. 76-77.

6. Костыкова О.С. Количественный фазовый анализ сталей с механически нестабильным аустенитом // Тезисы докладов международной молодежной конференции «XXXI Гагаринские чтения» - М.: МАТИ - РГТУ им. К.Э. Циолковского, 2005, Т.1, с. 21.

7. Ашмарин A.A., Костыкова О С. Влияние степени холодной деформации на фазовый состав, структуру и текстуру листовых полуфабрикатов из аустенитной легированной азотом стали // Научные труды Международной молодежной научной конференции в 8 томах «XXXII ГАГАРИНСКИЕ ЧТЕНИЯ», М.: МАТИ, 2006, Т. 1 с. 7-8.

8. Костыкова О.С. Влияние содержания углерода на текстуру и lex пологи чес кие характеристики сталей для глубокой вытяжки // Научные труды Международной молодежной научной конференции в 8 томах «XXXII ГАГАРИНСКИЕ ЧТЕНИЯ» М.: МАТИ, 2006, Т. 1 с. 34-36.

2.4

Подписано в печать 05.06.200(>г. Объем - 1 п.л. Тираж - 100 экз. Издательско-типографский центр МАТИ. Берниковская набережная, 14

ВВЕДЕНИЕ.

Глава 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА.

1.1. Текстура и ее связь с анизотропией свойств.

1.1.1. Влияние анизотропии на характеристики глубокой вытяжки.

1.1.2. Экспериментальные методы определения способности к глубокой вытяжке.

1.1.3. Методы расчета коэффициента Ланкфорда из текстурных данных.

1.2. Формирование текстуры в сталях для глубокой вытяжки.

1.2.1. Текстуры деформации, рекристаллизации и фазовых превращений в сталях.

1.2.2. Исследования текстурообразования в IF сталях.

1.3. Нержавеющие аустенитные стали.

1.4. Аустенитные стали, легированные азотом.

Актуальность работы. Листовая штамповка является одной из самых сложных видов обработки давлением, прежде всего из-за неоднородности напряженно - деформированного состояния в различных зонах изделия. Это обуславливает особые требования, предъявляемые к структурному состоянию листовых полуфабрикатов, используемых в операциях формовки, которые кроме листовой штамповки включают также гибку и отбортовку. Для всех сталей для глубокой вытяжки регламентируют такие показатели как коэффициент нормальной анизотропии (коэффициент Ланкфорда - КЛ) и показатель деформационного упрочнения. Величина КЛ определяется кристаллографической текстурой, а деформационное упрочнение структурным состоянием. Высокие значения КЛ, а следовательно и повышенные характеристики вытяжки листов получают за счет формирования выраженной {111} <uvw> текстуры. Такую текстуру получают в малоуглеродистых сталях при рекристаллизационных отжигах. Современные тенденции в этой области выражаются в замене малоуглеродистых сталей, содержащих 0,03-0,08% углерода, на сверхмалоуглеродистые IF - стали с содержание углерода менее 0,005%. Для листов из аустенитных сталей невозможно получить текстуру {111} <uvw> и поэтому основным резервом повышения характеристик штампуемости является структурный фактор, при этом текстурный фактор сводится к минимизации наименее благоприятных с точки зрения глубокой вытяжки компонентов текстуры, прежде всего кубического компонента.

Таким образом, исследования и разработки, направленные на исследование формирования фазового состава, структуры и текстуры в листовых полуфабрикатах из малоуглеродистых и аустенитных сталей при прокатке и термической обработке и влияние этих характеристик на показатели штампуемости являются актуальными.

Научная новизна:

1. Показано, что снижение содержания углерода в сталях для глубокой вытяжки приводит к усилению текстуры {111 }<uvw> и увеличению размера субзерен. Последнее, увеличивает вклад текстуры в величину коэффициента Ланкфорда из-за смены механизма аккомодации на границах субзерен поликристаллического агрегата.

2. Установлено, что при листовой штамповке сплавов с ГЦК решеткой в зоне фланца формируется компонент текстуры сдвига {lll}<uvw>, который способствует повышению технологичности листовой заготовки при любых операциях глубокой вытяжки.

3. Показано, что в аустенитных сталях системы Fe-Cr-Ni существует дополнительный резерв технологичности при глубокой вытяжке за счет распада механически нестабильного аустенита, при этом наиболее интенсивное формирование мартенсита деформации (до 90%), осуществляется в зоне стационарной вытяжки в верхней части стенки штамповки.

4. Разработана методика количественного фазового анализа текстурированных двухфазных сталей, позволяющая определить фазовый состав сталей с механически нестабильным аустенитом, для которого невозможно получить бестекстурный порошковый образец для количественного анализа без изменения фазового состава.

Практическая значимость.

1. Разработан эффективный метод расчета коэффициента нормальной анизотропии (коэффициента Ланкфорда), основанный на определении одной обратной полюсной фигуры для нормали к плоскости листа, который может быть использован в заводских лабораториях для оптимизации контроля технологии при производстве автолиста.

2. Усовершенствована методика построения обратных полюсных фигур для сплавов с кубической решеткой, позволяющая увеличить количество экспериментальных точек на ОПФ за счет использования «двойных» и «тройных» рефлексов.

3. Предложен способ повышения технологичности сплавов с ГЦК решеткой при листовой штамповке, основанный на обнаруженном эффекте формирования при деформации фланца текстуры {111}<uvw> и включающий деформацию в несколько переходов, которая начинается с матрицы меньшего диаметра, чем номинальный размер изделия, что увеличивает долю площади исходной заготовки, участвующей в деформации в зоне фланца.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Показано, что экспериментальные значения коэффициента Ланкфорда для слаботекстурированного листа сплава 08кп ближе к величине, рассчитанной по модели Тейлора, для более выраженной текстуры сплава 08Ю ближе к величине, рассчитанной по модели Закса, а для листа сплава 08ФЮП с выраженной текстурой {111}<uvw> экспериментальное значение г практически совпадает с рассчитанным по модели Закса.

2. Разработан простой метод расчета коэффициента нормальной анизотропии (коэффициент Ланкфорда), основанный на определении одной обратной полюсной фигуры для нормали к плоскости листа, вычислении параметра анизотропии на основе моделей Закса и Тейлора и корректировке полученных результатов с учетом типа и интенсивности текстуры.

3. Для сплавов с кубической решеткой усовершенствован метод ОПФ, позволяющий повысить количество экспериментальных точек на стереографическом треугольнике за счет использования «двойных» и «тройных» рефлексов при рентгеновской съемке в Мо-излучении.

4. Для IF-сталей разработана эффективная методика определения прямых полюсных фигур с одновременной оценкой размера субзерен на основе известного метода «поворота», который применительно к IF-сталям более предпочтителен по сравнению с используемым в исследовательской практике методом «наклона».

5. Показано, что при изучении структурных и фазовых превращений методом высокотемпературной рентгенографии значительное увеличение информативности метода дает использование количественного фазового анализа, измерения параметров решетки, кривых качания и текстуры.

6. Разработана методика количественного фазового анализа текстурированных двухфазных сталей, позволяющая определить фазовый состав сталей с механически нестабильным аустенитом.

7. При штамповке листов нержавеющей стали 12X18Н9Т максимальная степень распада аустенита с образованием 85 - 90% мартенсита деформации происходит в примыкающей к фланцу зоне плоской деформации, что способствует повышению технологичности при листовой штамповке.

8. В зоне фланца, где реализуется деформация чистым сдвигом, обнаружено минимальное количество мартенсита деформации (< 20%), при этом в зоне фланца формируется полезная в плане технологичности при листовой штамповке текстура аустенита {111 }<uvw>.

9. Отжиг при температурах 600 - 700°С приводит к обратному а-»у превращению, обеспечивающему формирование однородной по всем зонам структуры с содержанием аустенита 85 - 90%.

Ю.Аустенитные, содержащие азот стали не склонны к распаду с образованием мартенсита деформации при обработке давлением, что является положительным их свойством в плане обеспечения коррозионной стойкости, но отрицательно сказывается на технологичности при листовой штамповке, по крайней мере, в холоднокатаном состоянии, и для них необходимо проведение термической обработки перед штамповкой.

1. Яковлев С.П., Кухарь В.Д. Штамповка анизотропных заготовок, М.: Машиностроение, 1986,136 с. с ил.

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

3. Юшков В.И. Влияние структуры и кристаллографической текстуры на штампуемость листовых материалов с кубической решеткой //Физические свойства металлов и сплавов: Международный сборник.-Вып. 6, Свердловск: изд. УПИ им. С.М. Кирова, 1987, 148 с.(27-29 е.).

4. Шевелев В.В., Яковлев С.П. Анизотропия листовых материалов и ее влияние на вытяжку, М.: Машиностроение, 1972, 135 с.

5. Lankford W/T., Snyder S.C/, Bauscher J.A. New criteria for predicting the press performance of deep drawing sheets // Trans. ASM., 1950, vol. 42, p. 1197-1225.

6. Goodchild D., Roberts W.T. The effect of strain induced transformation on strain - ratio values // J.Inst.Metals. - 1968, vol. 96, p. 255-256.

7. Славов В.И., Кузнецов B.B., Наумова O.M., Яковлева Т.П. Новые резервы повышения штампуемости стали В сб. проблемы развития автомобилестроения в России. Тезисы докладов 4-ой международной научно-практической конференции, Тольяти, 1998, с.191.

8. Parniere P., Sanz G. Influence des caracteristiques des toles minces polycristallines sur l'emboutissabilite //Mise en forme des metaux et alliages. -Paris: CNRS, 1976, p. 331-341.

9. Morrison W.B. The effect of grain size on the stress strain relationship in low - carbon steel // Trans.ASM, 1966, vol. 59, p. 723-728.

10. Аверкиев Ю.А. Холодная штамповка: Формоизменяющие операции, Ростов-на-Дону: Ростовский университет, 1984,288 с.

11. Fukuda М. Mathematical analysis on the relation between crystallographic texture and Lankford r value in steel sheets // Trans. Iron and Steel Inst. Japan, 1968, vol. 8, p. 68-77.

12. Lee Dong Nyung Relation between planar anisotropy and textiure in FCC and :BCC sheet metals // 7 Int/ Conf/ Textures Mater, Zwijndrecht, 1984, p. 101-108.

13. Nagashima S. Relation between texture and r-value in steel sheet // Proc/ Int/ Symp/ on Textures in Research and Practice, Clausthal, Zellerfeld, 1968, p. 444-463.

14. Nagashima S. Anisotropy in mechanical properties and texture control in steel making technology // 7 Int. Conf. Textures Mater.— Zwijndrecht, 1984, p. 369-382.

15. Vlad С. M. Verfahren zur Ermittlung der Texturanisotropie in kohlenstoffarmen Feinbleohen mittels inverser Polfiguren // Materialpruf., 1977, Bd. 19, s. 99-103.

16. Митюшова JI.JI. Упругая и пластическая анизотропия текстурованных поликристаллов кубической сингонии: Дис. канд. физ.-мат.наук. Свердловск, 1985.— 153 с.

17. Miiller R. Bestimmung der г Wertes aus dem Elastizitatsmodul fiber Resonanzfrequenzmessung // Stahl u. Eisen. - 1982. - Bd. 102, Nr 22. - S. 1107-1111.

18. Davies G.J., Goodwill D.J., Kallend J.S. Elastic and plastic anisotropy in sheets of cubic metals // Met. Trans. 1972. - Vol. 3. - P .16271631.

19. Юшков В.И. Текстурообразованне и анизотропия физико-механических свойств в железохромоникелевых сплавах с кубической структурой: Дис. канд. физ.-мат. наук. Свердловск, 1983. - 163 с.

20. Магнитометрический метод анализа текстуры и контроля штампуемости малоуглеродистой стали / Адамеску Р.А., Корзунин Г.С., Уварова М.П., Юшков В.И. // Дефектоскопия. 1984 - № 5. - С. 64-68.

21. Вассерман Г., Гревен И. Текстуры металлических материалов, М.: Металлургия, 1969, 654 с.

22. Брюханов А.А., Гохман А.Р. Текстура прокатки и упругие константы монокристаллов аустенитной стали 12X18Н10Т// Металлофизика, 1985, т.7, №5.

23. Смирнов B.C., Дурнев В.Д. Текстурообразованне при прокатке, М.: Металлургия, 1971. 254 с.

24. Т. Bold, L. Niezpor Textures in Deep-drawing steel sheets// "Conf. Appl. Crystallogr. Proc., Kozubnik, 1978, vol.2", Katowice, 1979, p.p. 755-775.

25. Naoki Yoshinaga, Shuuji Hiwatashi and Kohsaku Ushioda Structure of electro-deposited pure iron and its excellent deep drawability//p. 110-113.

26. Усов В.В., Дугарь А.Ф., Манжиков А.В. Влияние фактора геометрии очага деформации на текстуру горячей прокатки аустенита // Текстуры и рекристаллизация в металлах и сплавах: тезисы докладов VI Всесоюзной конференции, М., Ассоциация УТАН, 1991, с. 19.

27. Бабарэко А.А., Эгиз И.В. Текстуры фазового превращения в металлах и сплавах// Текстуры и рекристаллизация в металлах и сплавах: тезисы докладов VI Всесоюзной конференции, М., Ассоциация УТАН, 1991, с. 28.

28. Jun-Yun Kang, Dong-Ik Kim, Kyu Hwan Oh, Hu-Chuk Lee. Orientation spread in deformed grains and its relevance to recrystallization texture development in IF steels. Mater. Sci. Forum Vols. 467-470 (2004) pp. 69-74.

29. Samet-Meziou A., Etter A.L., Baudin Т., Penelle R. Recovery and recrystallization study after low deformation amout by cold rolling in an IF-Ti steel// Mater. Sci. Forum Vols. 467-470 (2004) pp. 183-188.

30. A.Eisner, R.Kaspar, D. Ponge, S.van der Zwaag Recrystallization texture of cold rolled and annealed IF steel produced from ferritic rolled hot strip // Mater. Sci. Forum Vols. 467-470 (2004) pp. 257-262

31. H.Homma, Sh. Nakamura, N.Yoshinaga On {h,l,l}<l/h,l,2>, the recrystallization texture of heavily cold rolled BCC steel // Mater. Sci. Forum Vols. 467-470 (2004) pp. 269-274.

32. L.Kestens, A.C.C. Reis, W.J.Kaluba, Y.Houbaert Grain refinement and texture change in IF-steels after severe rolling and ultra-short annealing.// Mater. Sci. Forum Vols. 467-470 (2004) pp. 287-292.

33. M.Z. Quadir, Y.Y. Tse, K.T. Lam, B.J. Duggan Rolling and recrystallization texture of cold rolled IF steel: a study from low to high deformation // Mater. Sci. Forum Vols. 467-470 (2004) pp. 311-316.

34. N. Tsuji, N. Kamikawa, Y. Minamino Effect of strain on deformation microstructure and subsequent annealing behavior of IF steel heavily deformed by ARB process // Mater. Sci. Forum Vols. 467-470 (2004) pp. 341-346.

35. A.J. DeArdo Role of solutes in IF steels // Mater. Sci. Forum Vols. 467-470 (2004) p.240-248.

36. H. Regie and S. Lanteri Mechanism of Reciystallisation Texture Formation in IF-Steels Marerials Science Forum Vols. 273-275 (1998) pp. 447452.

37. K. Tomimura, S. Takaki, S. Tanimoto, Y. Tokunaga Optimal Chemical Composition in Fe-Cr-Ni Alloys fo Ultra Grain Refining by reversion from Deformation Induced Martensite// ISIJ international,vol.31 (1991) №7, p. 721-727.

38. M.C. Somani, L.P. Korjalinen Validation of the new regression model for the static recrystallization of hot-deformed austenite in special steels // Mater. Sci. Forum Vols. 467-470 (2004) pp. 335-340.

39. D. Jorge-Badiola, A. Iza-Mendia, I. Gutierrez Effect of the strain reversal on the microstructure and the reciystallization kinetics of the austenite// Mater. Sci. Forum Vols. 467-470 (2004) pp. 275-280.

40. Истомина Э.С. Влияние структуры и текстуры на механические свойства аустенитной стали при линейном и плоском напряженном состоянии// Автореферат диссертации на соискание к.т.н., Киев: 1974, с. 8-10, с.14-16.

41. Черняк Н.И., Нижник С.Б. и Истомина Э.С. Влияние предварительной деформации на структуру и механические свойства аустенитной стали, ФММ, №6,26, 1968.

42. Черняк Н.И., Ннжник С.Б, Бастуй В.Н., Истомина Э.С. О связи структурных параметров аустенитной стали с видом напряженного состояния// «ДАН УССР, серия А. Физ.-техн. и мат. науки», №2,1973.

43. Горб M.JL, Истомина Э.С., Нижник С.Б. и Черняк Н.И. Влияние пластической деформации на структурные изменения в аустенитной стали// «ДАН УССР, серия А. Физ.-техн. и мат. науки», №2, 1968.

44. Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М. Особенности сталей, легированных азотом//МиТОМ, №12,2000, с.3-6.

45. Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М., Дымов А.В. легированные азотом хромистые коррозионно-стойкие стали нового поколения//Материаловедение, №2(47). 2001, с.35-44.

46. N. Nakamura, Т. Tsuchiyama, S. Takaki Effect of stutural on the mechanical properties of high nitrogen austenitic steels//HNS'98, Book of abstracts, p.209-214.

47. Костина M.B., Банных О.А., Блинов В.М. Влияние пластической деформации и термической обработки на структуру и упрочнение азотистой стали 016АН4Б// МиТОМ. №7,2001, с.3-6.

48. Установщиков Ю.И., Рац А.В., Банных О.А., Блинов В.М., Костина М.В., Морозова Е.И. Структура и свойства высокоазотистых сталей// Металлы, 1998, №2, с.38-43.

49. Рашев Ц. Высокоазотистые стали. Металлургия под давлением. София, 1995, Изд. Болгарской академии наук "Проф. Марин Дринов", 268 с.

50. Лякишев Н.П., Банных О.А. Новые конструкционные стали со сверхравновесным содержанием азота// Перспективные материалы, 1995. №1, с.73-82.

51. Блинов В.М., Банных О.А., Костина М.В., Немировский Ю.Р., Хадыев М.С. структура и механические свойства нержавеющей азотосодержащей мартен ситной стали типа 0Х16Н4АБ// Металлы, №2, 2000, с. 64-71.

52. Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М. Влияние пластической деформации и термической обработки на структуру и упрочнение азотистой стали 0Х16АН4Б// МиТОМ, 2001, №7, с.3-6.

53. Костина М.В., Дымов А.В., Блинов В.М. Банных О.А. Влияние пластической деформации на структуру и свойства высоказотистых сплавов системы Fe-Cr-N// МиТОМ, 2002, №1, с.8-13.

54. Банных О.А., Блинов В.М, Костина М.В., Филиппов М.А., Хадыев М.С., Немировский Ю.Р., Белозерова Т.А. влияние химического состава и термической обработки на износостойкость сталей системы железо-хром-азот// Металлы, 2000, №2, с. 57-64.

55. Капуткина Л.М., Прокошкина В.Г., Крысина Н.Н Мартенситные превращения и структура холоднодеформированных азотосодержащих сплавов железа// МиТОМ. №11, 2001. с. 19-20.

56. Югай С.С., Клейнер Л.М., Шацов А.А., Митрохович Н.Н. Структурная наследственность в низкоуглеродистых мартенситных сталях// МиТОМ, №12,2004 с.24-29.

57. Превращения при промежуточных температурах в аустените с высоким содержанием азота/ Bei Duo-hui, Ни Ming-juan, Zhu Zu-chang, Pan Jian-sheng// Jinshu rechuli=Heat Treat. Metals, 28, №3, 2003, c.38-42.

58. Зуев Л.Б., Дубовик H.A. Исследование влияния холодной прокатки на структуру высокоазотистых сталей// "Высокоазотистые стали" Сб. Трудов I Всесоюзной конференции, Киев 18-20 апреля 1990 г., с. 329-332.

59. Немировский Ю.Р., Хадыев М.С., Блинов В.М. Ориентационные соотношения кристаллографических решеток при образовании нитрида Cr2Nв аустените и феррите высокохромистых сталей// ФММ. 1975, т. 79. вып. 2, с. 174-176.

60. Simmons J.W., Covino B.S., Hawk Jr. Efect of nitride (Cr2N) precipitation on the mechanical, corrosion and wear properties of austenitic stainless steel// Iron and Steel Insitute of Japan International, 1996, №7, vol. 36, p. 846-854.

61. Гальченко H.K., Строкатов Р.Д., Радашин M.B. Сверхпластичность высокоазотистых аустенитных сталей// Металлы, №3, 1999, с. 91-94.

62. Cobo S.J., Sellars С.М. Microstructural evolution of austenite under' conditions simulating thin slab casting and hot direct rolling// Ironmak. And Steelmak., 2001, 28, №3, p.230-236.

63. Sato A., Kato M., Sunaga Y., Miyzaki Т., Mori T. Stress induced martensitic transformation in Fe-Ni-C alloy single Crystals// Acta Metallurica, 1980, vol. 28, p. 367-376.

64. Счастливцев B.M. Новые представления о природе бейнитного превращения в сталях// МиТОМ, №7. 2005, с. 24-30.

65. Бухвалов А.Б., Григорьева Е.В., Николаева Н.В. Структурообразование при многопроходной горячей деформации с ВТМО конструкционной стали// ФММ, 2003, том 95, №3, с.78-87.

66. Костыкова О.С. Количественный фазовый анализ сталей с механически нестабильным аустенитом // Тезисы докладов международной молодежной конференции «XXXI Гагаринские чтения» М.: МАТИ - РГТУ им. К.Э. Циолковского, 2005, Т.1, с. 21.

67. Бочков Н.Г., Липухин Ю.В., Пименов А.Ф., Славов В.И. Сосипатров В.Т. Производство качественной низкоуглеродистой листовой стали, М.: Металлургия, 1983,184 с.

68. Липухин Ю.В., Славов В.И., Кузнецов В.В. и др. Экономичная сталь для автомобильного листа повышенной штампуемости и коррозионной стойкости// Сталь, №3,1993, с. 63-68.

69. Slavov V.I., Naoumova О.М., Jakovleva Т.Р. The texture and special grain boundaries in the steel sheet// Proceeding of the Sixth Sino-Russian International Symposium on New Materials and Technologies, Beijing, Chine, 2001, p. 462.

70. Biermann H., Spangel S., Mughrabi H. Local Lattice Parameter Changes in Monocrystalline Turbine Blades Subjected to Service-like Conditions // Z. Metallkd., 1996, V.87. N 5. P. 403-410.

71. С.Я.Бецофен, М.А. Блохин Исследование процессов упорядочения и текстурообразования в литом интерметаллиде Ti3Al// Металлы, 2003, №6, 60-67.

72. Вовк Я.Н., Ошкадёров С.П. Кристаллографические характеристики мартенсита, возникающего в условиях воздействия упругой деформации// ФММ, 2003, том 95, №3, с. 68-72.

73. Зельдович В.И., Забильский В.В., Фролова НЛО., Найн В.Е. Влияние внешних напряжений на расположение кристаллов мартенсита в железо-никелевых сплавах// ФММ, 1986, том 62, вып.5, с.985-991.

74. Панкова М.Н., Ройтбурд А.Л. Ориентирующее влияние внешнего напряжения на мартенситное превращение в сплавах на основе железа// ФММ, 1984, том 58, вып. 4, с. 716-726.

75. Бондаревская Н.А., Вовк Я.Н., Ошкадёров С.П. Влияние способа деформации в упругой области монокристаллов аустенита стали состава Fe-18%Ni-0,8%C на кристаллографические характеристики и морфологию мартенсита// ФММ, 2005, том 99, №6, с. 61-69.

76. Костикова О.С., Таранишин А.А. Остаточные напряжения в а- и у- фазах азотсодержащей стали 08Х14АН4МДБ // Тезисы докладов международной молодежной конференции «XXX Гагаринские чтения» М.: МАТИ-РГТУ им. К.Э. Циолковского, 2004, Т.1, с. 128.

77. Колпашников А.И., Белоусов А.С., Мануйлов В.Ф. Высокопрочная нержавеющая проволока, Изд-во "Металлургия", 1971, 184 с.

78. Сторожева Л.М., Эммер К., Бодэ Р., Хулка К. Бурко Д.А. Влияние ниобия, температур смотки и отжига на микроструктуру, механические свойства и эффект упрочнения при сушке ультранизкоуглеродистых сталей для автомобилестроения// МиТОМ, №3, 2002, с. 6-12.

79. Блек В., Броде Р. Фельд А. Разработка новой холоднокатаной стали для глубокой вытяжки. М.: Изд. Металлургия, Черные металлы (перевод с немец.), 1994. №3-4, с. 19-27.

80. Пышминцев И.Ю., Саврай Р.А. Листовые высокопрочные низколегированные стали для автомобилестроения с повышенным содержанием деформационно нестабильного аустенита// Производство проката, 2004, №1, с.25-34.

81. Титов В. Стальной прокат для автомобильной промышленности за рубежом//Национальная металлургия, октябрь-ноябрь 2004, с. 84-89.

82. Чеглов А. Е., Разомазов К. А., Заверюха А. А., Иевлев В. М. Исследование структуры и свойств IF-стали, прокатанной в ферритной области// Произодство проката, №2,2006.

83. Костыкова О.С. Влияние содержания углерода на текстуру и технологические характеристики сталей для глубокой вытяжки // Научные труды Международной молодежной научной конференции в 8 томах «XXXII ГАГАРИНСКИЕ ЧТЕНИЯ» М.: МАТИ, 2006, Т. 1 с. 34-36.

84. Daniel D., Sakata К., Jonas J. Ultrasonic Prediction of r-value in deep drawing steels // ISIJ International. 1991. V.31. №7. P.696-705.

85. Липухин Ю.В., Славов В.И., Кузнецов B.B., Задорожная В.Н., Тишков В.Я. Экономичная сталь для автомобильного листа повышенной прочности, штампуемости и коррозионной стойкости // Сталь. 1993. №3. С. 51-56.

86. Бецофен С.Я., Славов В.И., Мацнев В.Н., Костыкова О.С. Текстура и анизотропия пластического течения низкоуглеродистых сталей для глубокой вытяжки // Металлы, 2004, №5, с.93-98.