автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Закономерности формирования нитридов алюминия и их влияния на текстуро-и структурообразование в трансформаторной стали

о/

■5? ЛИПЕЦКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ #

ч

На правах рукописи

ЗАВЕРЮХА Анатолий Александрович

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ НИТРИДОВ АЛЮМИНИЯ И ИХ ВЛИЯНИЯ НА ТЕКСТУРО-И СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ В ТРАНСФОРМАТОРНОЙ СТАЛИ

Специальность 05- 16- 01 — «Металловедение и термическая обработка металлов»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Липецк — 1995

Работа выполнена на кафедре Физического металловедения •■ Липецкого государственного технического университета.

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТУ ' д.т.н.. профессор Р.И.Малишша

д.ТЛГ;^ профессор М.Б.Цырлин . д. т.н.профессор, В. Н. Гадалсв ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ . ЦШНЧМ.ш. И. П. Бардина

Защита состоится декабря 1995 г.' в //'"час.. на

заседания специализированного совета Д. 064.22,о/ при'Липецком государственном техническом университете. Ваши отзывы,. заверенные шзчатш, проспи направлять на имя ученого секретаря специализированного совета по адресу: 398055. г.Липецк, ул.Московская, д.30.

С диссертацией можно, ознакомиться в библиотеке Липецкого государственного технического универститета.

Автореферат разослан ■ ноября 1995 г.

Ученый секретарь спецхализироыванного соргта кандидат технических наук

Введение. '

Экономический прогресс государства определяет использование новых технологий и материалов, совершенствование производства и повышенна качества существующих, снижение себестоимости.- Для этого необходимо тщательное изучение процессов, происходяюх в мате-, риалах при всех операциях технологии, поиск более простых технологий производства на баз., использования новых процессов и совершенствования существующих, обеспечивающих в толе время улучшений качества материалов.. •

При изготовлении сталей и сплавов широко используются процессы первичной, собирательной и вторичной рекристаллизации. Они позволяют получать в материалах различную текстуру и степень э совершенства, различный размер и форму -зерна. Наиболее хореюо изучен процесс первичной рекристаллизации.- Что касается собирательной и вторичной рекристаллизация .. то достоверная теория управления ортиентировкой и размером зерна отсутствует. Это осуществляется главным образом на основе эмпирических данных.

В настоящее время в России производство анизотропной электротехнической стали толщиной 0,23 ми и менее осуществляется по технологии с трехкратной холодной прокаткой. Необходимую;текстуру и структуру получают процессом первичной рекристаллизации. Анизотропную ' сталь толщиной 0.27-0,35 мм производят по технологии с двукратной холодной прокаткой, а структуру и текстуру получает процессом вторичной рекристаллизации. Технология ■производства "анизотропной стали, по сравнению с технологиями производства других сталей, включает большое количество операций й является одной из наиболее сложных. На качество стали влияет химический состав и режим каждой технологической операции. Сложность и объемность технологий объясняют трудность достижения высокого качества н вы-

сокую себестоимость .стали... • ; .

В литературе ошсызаютдя технологии'производства анизотроп ной стали толщиной О,58-0,23 мм с применением двукратной холодно прокатки и стали толщиной 0.30-0,35 им с применением однократно холодной прокатки. ■ Для формирования структуры и текстуры готово •стали в них используется .Процесс вторичной .рекристаллизации." •- П сравнению с технологиями применяемыми в России, эти технологи содержат на 2-3 операций меньше.Их опробование (НЛМК. ВИЗУ успех не. имело из-за значительного понижения уровня магнитных свойств которые являются главной характеристикой.качества этой стали. От рицагельные результаты опробования свидетельствуют о недостаток .ном объеме знаний процессов, происходящих при изготовлении стали ■ Сталь со структурой вторичной рекристаллизации имеет -лучи» магнитные свойства, чем сталь со структурой первичной рекристал лизации. В настоящее время наиболее легко осуществимым и перес пективным направлением в улучшении магнитных свойств являете: уменьшение толщины стали до 0,15-0,23 мм и получения в ней струк туры вторичной рекристаллизации с текстурой (1}0)С001).

* Магнитные свойства . зависят от совершенства кристаллограФи ческой текстуры в готовой стали. Получение совершенной текстур! определяется параметрами фазы-ингибитора, структуры и текстур! первичной рекристаллизащш; формируемыми, всей технологией к началу вторичной рекристаллизации при конечном высокотемпературно! отжиге, в период нагрева при этом отжиге могут происходит процессы возврата, полигонизации, первичной. . собирательной и вторичной рекристаллизация. Для-осуществления вторичной рекристаллизации '.необходимо присутствие в стали фазы-ингибитора определенно! дисперсности и количества!- Считается, -Что .роль фазы-ингибиторг состоит - р торможеши-/.-.нормального роста ..'зерен при собирательно!

рекристаллизации; В тоже время при собирательной рекристаллизации отдельные зерна (110)10011 должны приобрести размерное преимущество. Это преимущество позволяет им превратиться в центры ето-ричноП рекристаллизации в период уменьшения количества фазы-инги-...битора. Превращение зерен (110) {0011 В центры облегчает определенное текстурное окружение, наличие зерен. с. ориентировкой (Ш)<112>, которое обеспечивает высокую подвижность границ зерен (110)(001]. Отмечается, что фаза-ингибитор позволяет сохранять.ДО начала вторичной рекристаллизации в текстуре первичной рекристаллизации компоненту (1Ш<112>. . -

Существующие представления не объясняют механизм влияния фазы-ингибитора на параметры структуры и текстуры: каким образом именно зерна (110)(0013 приобретают размерное преимущество, почему происходит не только сохранение, но определенное усиление компонента (111}<112> к началу вторичной рекристаллизации.. Из-за этого нет однозначных данных при какой технологической операции, целесообразно выделение фазы-ингибитора из твердого раствора, несовершенны способы управления кинетикой распада твердого раствора с выделением фазы-ингибитора, неясны механизм возникновения центров вторичной рекристаллизации, роль собирательной рекристаллизации и фазы-ингибитора в этом процессе, непонятны причины трудности проведения вторичной рекристаллизации при уменьшении толщины стали. ' " .

В связи с этим актуальным представляется установление закономерностей формирования нитридов алюминия (фаза-ингибитор в стали НЛМК), структуры и текстуры, исследование.текстуро- и структу-рообразования при собирательной рекристаллизации и выяснения роли нитридов алюминия в.этих процессах, разработка способов воздействия на формирование структуры,. текстуры и нитридов' алюминия и

разработка новых технологий производства На базе полученных результатов. обеспечивающих производство, снижение себестоимости к повышение качества стали толщиной 0,10-0,35 им.

Цель работы. заключалась в изучении закономерностей формирования нитридов и их влияния на гекстуро- и структурообразование. разработке способов получения анизотропной стали толщиной 0,100.23 мм по; технологии с двукратной холодной прокаткой и стали толщиной 0,23-0.35 мм по технологии с однократной холодной прокаткой а совершенной ребровой текстурой вторичной рекристаллизации. ■". ' " -

Для достижения поставленной цели было необходимо решить следующие частные задачи:

1. Изучить особенности формировани.г: структуры, текстуры и Фазы-ингибитора в прсцессе производства стал! толщиной 0,10-0.35 ■ мм по различным технологиям, в часности по технологии с двукратной холодной прокаткой, применяемой на НЛМК.

2, Уточнить роль алюминия и нитридов алюминия (фаза-ингибитор) в процессах текстуро- и структурообразования.

• о. Псслчдсшать выделение нитридов алюминия при различных реданах термообработки и холодной прокатки в'сталях различного состава. ■ • - ' , , ^

4. Определить способ воздействия на формирование нитридов алюминия, обеспечивающий их интенсивное выделение в процессе нагрела т;рн высокотемпературном отжиге.. .

5. Рэ;?раОотать'технологическиесхемы с минимальным количеством операций и .оптн«излровакными химическим составом стали, режимами операций и 'структурными параметрами на различных стадиях изготовления стали. - ' ; . Г; . .'•'■-■. " - . ' ,

Яа /ч.чая новизна: :1 • Изучено выделение"'нитридов .р анизотроп-

ной стали различного ' состава, влияние на .этот процесс режимов • термообработки и холодной прокатки.' Показано, что процессы выделения . нитридов зависят не только от содержания алюминия и. азота, но и от соотношения их содержаний: Это соотношение в анизотропной стали, содержащей около 3%31, определяет формирование нитридов различных типов. Установлено, что в стали с содержанием алюминия более 0,015% и отношением, содержаний алюминия к азоту более 3 термообработка рекристаллизованкой стали повышает плотность' нитридов алюминия до 1043шт/см3 (например, в горячекатаных полосах). Уменьшение скорости охлаждения такой стали после горячей прокатки или термообработки перед последующей холодной прокаткой вызывает увеличение плотности нитридов алюминия при нагреве холоднокатаной стали. . '

2. Установлено, что алюминий (0.007-0.036%). находясь в твердом растворе кремнистого феррита (Ре+ЗЯЗП эффективно тормозит рост зерен Первичной рекристаллизации до температур 900-940°С.

3. Показано, что в результате неоднородности пластической • деформации и образования зерен по различным механизмам при первичной рекристаллизации в зернах различных ориентировок создается неоднородное распределение дефектов решетки и, как следствие, нитридов алюминия. В зернах ориентировки {111} ото- плотность нитридов наибольшая. Неоднородное распределение нитридов по зернам различных ориентировок определяет текстурные изменения при.

•собирательной рекристаллизации.' энергию зерен и является причиной вторичной рекристаллизации с формированием . сорершенной ребровой ' текстуры,. ' • .

4. Установлено,•что основной причиной изменения совершенства ребровой текстуры, при производстве стали, по, различным технология!!

является изменение кинетики формирования нитридов алюминия в процессе нагрева при высокотемпературном отжиге. Для получения совершенной текстуры максимум плотности нитридов алюминия не менее з-5*Ю,?шт/см3 , при размере .10-30 нм. (платность-количество штук в единице о'лемэ) должен достигаться в процессе нагрева при температурах 650-900°С, причем из твердого раствора должен быть удален весь алюминий в виде нитридов.

5. Разработан способ воздействия на формирование нитридов алюминия, заключающийся в. следующем: .1 ^ Выплавляется сталь с отношением содержания алюминия к азоту более 1.9 (стехио'метрическое соотношение содержаний алюминия к азоту в нитриде алюминия)! До конечного высокотемпературного отжига нитрида алюминия, формируют-, ся га счет алюминия и азота, содержащихся в стали.' 2 - При конечное высокотемпературном - отжиге нитриды алюминия формируются за счет избыточного по отношению к азоту в стали алюминия и азота иг печной атмосферы. 'Способ позволяет регулировать плотность нитридов от 10» до Ю^шт/см3.-

6. Показана ' роль углеродосодержащей фазы (перлит-мартенсит) к состояния поверхности стали в получении совершенной ребровой тексту}«.. Фаза воздействует на формирование структуры, текстуры деформации и первичной рекристаллизации, выделение нитридов. Поверхностные слои стали имеют повышенный разброс по составу из-за окисления при. горячей прокатке и последующих - термооОраоотках ' и вкатавания примесей при прокатках. Это вецет не только к затруднению .процессов перемагничивания при ¡эксплуатации готовой '(¿тали.', но и изменению текстуры деформации и первичной ..рекристаллизации .при изготовлении стали. '"Более чистой' .поверхности.'горячекатаных полос' соответствует большая полюсная плотность. ..ориентировки {.' 11ии\га> в текстуре деформации:после холодной, прокатки.'-' '

• - 9 -

7. Исследовано влияние хкияческого состава, структурных параметров стали, режимов технологических операций на совершенство ребровой текстуры при производстве стали толщиной. 0,10-0.35 ми по технологиям с двукратной и однократнбй холодной прокаткой. Уточнены механизмы влияния химического состава на формирование нитридов алюминия.. структуры, текстуры деформации я' пер&ичиой рекристаллизации, взаимосвязи.параметров нитридов, структуры и Текстуры. • •

Практическая ценность работы. Экспериментальное исследование закономерностей формирования нитридов.алюминий, структуры и текстуры. механизмов их взаимодействия и влияния на свойства отали явилось основой для разработки ряда способов (с уменьшенным количеством операций) получения анизотропной электротехнической стали толщиной 0,10-0,23 мм по технологии с двукратной холодной прокаткой и толщиной 0,23-0.35 мм по 'технологий с однократной холодной прокаткой'с текстурой вторичной.рекристаллизации (110)£001].

Результаты работы могут быть использованы в совершенствовании существующих и созданий новых технологий производства анизотропной стали и сталей другого назначения. .

Результаты работы Защищены авторскими свидетельствами и патентам!.

Практическая'реализация полученных, в работе результатов осуществлена в условиях Новолипецкого металлургического комбината. В используемыз в настоящее время технологий производства анизотроп-. 'ной и изотропной электротехнических сталей внедрен ряд новых решений, (авт. св. .5. , пат. . I.), основанных ка. .результатах работы. Экономический эффект составил 6Ь30 Тыс.руб. Получена парги? сТали толщиной о,15 мм со структурой вторичной рекристаллизации по технологии с двукратной холодной прокаткой, отвечающей по свойствам

"■ ■ Ч - 10 -

высшей марке ГОСТа 2142774-78. . ■.'._"-Ч '•■

. В условиях . экспериментального завода ШИИЧМ.'опробованы способы производства ста^ толщиной 0.10-0.23 км по технологии с двукратной холодной прокаткой, и тонной 0.23-0,35 мм по технологии с однократной холодной -прокаткой со структурой вторичной рекристаллизации й высога!М совершенством ребровой текстуры. Внедрение новых технологий на ШШК будет;осуществлено после реконструкции существующего оборудования -газовой системы для подачи аммиака в печи высокотемпературного отжига. Результаты работы учтены при сооташвди тёхничесадх' требований^на проектирование оборудования. ./-'-.г ччА •

На заыяту винрсятся' сл^уюииэ положения: .

1. Механизм, влияния алюминия и нитридов алюминия на текстуг рс и структурообразоеание. . 1 V" • л-

1. Способ воздействия,.на Формирование нитридов алюминия. -

3. Гипотеза фичинформирования центров вторичной рекристаллизации. основанная на неоднородно« распределении нитридов алюминия по' зернам , различных ориентировок. '

4. Результат» экспериментального исследования,закономерностей формирования структуры,' текстуры и фазы-ингибитора.

5. Способы получения1 анизотропной электротехнической стали толщиной о. ю-0.35 мм по технологиям с однократной и двукратной холодной прокаткой. * ; ' у:Ч. ' -;- . ч " ' ; ;

. Апробация работы". Основные положения работы доложены на 5, 6,7. 8. 9.,' 10. Всесоюзных совещаниях по "Физике и - металловедению электротехнических сталей и сплавов" (Череповец - 1978. Аша -.1981. Владимир -1.984, Липецк- -1988, Линек-т1991-. Липецк .-1995).. ; - Ч Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 4 глав.' списка литературы из 148 наименований и изложена на 270

. .. - " 11 ' ' :

страницах машинописного текста, содержит 61 рисунок и 50 таблиц. . ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ."" . '

• Во введении ' обоснована актуальность и поставлены задачи работы, сформулироьшш основные положения, выносимые на защиту, и . научная новизна работы, изложена структура диссертации.

В первой „главе' приведены' результаты исследования • особенностей структурб- и текстуре Образования в процессе нагрева при высокотемпературном отжиге после обработки стали с химическим соста^ вой, применяемым на ШШК,. по различным 'технологиям. Уточнена роль алюминия я нитридов алюминия в структуре»- и текстурооОразовании.

Известно, что параметры структуры « текстуры первичной рекристаллизации, формируемые всей технологией к моменту начала вторичной рекристаллизации при высокотемпературном отжиге. определи--ют совершенство получаемой ребровой текстуры. Необходимо, чтобы при высокотемпературном отжиге размер ¿е^на первичной рекристаллизации составлял 0.015-0.020 мм.. компонент текстура\ {111X112) был основные (35-45%) ,• компонента 4110) <001> было не более 5Х, плотность нитридов алюминия (Фаза-ингибитор) прй размере 10-30 нм должна находиться в пределах 1013-1014пт/см3,'

считается, что. роль нитридов алюминия состоит в торможение нормального роста зерна до начала вторичной рекристаллизации.; Вторичная рекристаллизация начинается в период уменьшения плот-, ности :нктридов -алюминия. При этом уменьшается торможение роста зерен и отдельные из.них. имепщие размерное преимущество, начинает быстро расти за счет окружающей матрицы и преёращаются в цент: ры вторичной рекристаллизации.' Отмечается, что до-начала вторич-' : ной. рекристаллизации необходима собирательная рекристаллизация, чтобы - отдельные зерна приобрели размерное преимущество! Нитриды ^ алюминия влияют на текстурный изменения при собирательной рекрисг....

таллизации.

Из литературных данных неясно, на какой стадии изготовления стали целесообразно выделение нитридов: при горячей прокатке, термообработке горя"<жатаной полосы, обезуглероживающем или высокотемпературном отжиг. Неясен механизм влияния нитридов на структурные и текстурные изменения при собирательной рекристаллизации.' Неясно/ для чего необходима собирательная рекристаллизация, только ли гм структурных изменений: достижения отдельными зернам» разм'"[ ного преимущества, •

Ч данной работе сталь существующего на'НЛМК химического сос- ' тава (плавочный состав, мае. 55: 0.02-0,04 С. 0,05-0,25 Мп, 0,030.0-1 Сг. 2,84-3,10 31, 0,007-0,01'2 Р. 0.002-0.006 Б. 0.05-0.-11 N1. 0.10-0,57 Си, 0.008-0,015 А1. 0.002-0,006 Т1. 0,011-0,016 К) пс^ле горячей прокатки обрабатывалась по следующим технологиям: А - холодная прокатка, обезуглероживающий отжиг, холодная прокатка до толщины 0,30-0.35 мм, высокотемпературный отжиг; А*- холодная прокатка,. обезуглероживающий отжиг, холодная прокатка до толщины 0.10-0,23 мм, высокотемпературный отжиг:' Б - холодная прокатка, рекристаллизационный отжиг, холодная прокатка до толщины 0,100.35 мм. 'обезуглероживающий отжиг,. высокотемпературный отжиг. Б -.термообработка, холодная прокатка до о,23-0.35 мм, обезуглероживающий. отжиг, высокотемпературный отжиг. В готовой стали получены, соответственно, следующие значения магнитной индукции В2500: 1.93-1.96, 1,64-1.66. 1.85-1.88, 1.66-1.68 Тл. Индукция .используется, как характеристика соверщества текстуры готовой стали. .

При производстве стали упо. используемой .на ШШК технологии (А) с двукратной холодной прокаткой и обезуглероживанием в промежуточной толщине^плотность нитридов алюминия перед высокотемпера- . .турным отжигом составляет. 0.3-1,о*Ю13шт/см3 В процессе .нагрева:

- 13 - .

при этом огйчге плотность возрастает и достигает 3.0-11,4» Ю1 л шт/см3 нитридов алюминия с размером 10-30 '¡га. Увеличении плотности нитридов'сопутствует собирательная рекристаллизация, которая тормозится после достижения максимума, при последующем снижении плотности нитридов. При ' собирательной рекристаллизации средт:-.1 размер зерна увеличивается на 30-100%. Это сопровождается аакояо-. мерными изменениями тексчуры первичной рекристаллизации. Происходит; в основном, рост зерен с'ориентировкой {111} и особенно интенсивно в период торможения собирательной рекристаллизации.. После подобных структурных и текстурных изменений начинается вторичная рекристаллизация с формированием совершенной ребровой текстуры. Скорость роста зерен с ориентирсзксй (110)[001) преьа-шает.скорость роста зерен {111)<т»>. •'-.:.

Технология- А' отличается от технологии А конечной толздаой стали - 0.10-0.23 и 0.30-0.35 мм. соответственно. При одинаковой промежуточной толщине 6.60-0/70 мм при второй . холодной прокатке' обжатия составляют 62-86 и 41-57%, соответственно; Увеличение обжатий приводит к уменьшению размеров и увеличению плотности нитридов алюминия до 7-13*10'эшт/см3. уменьшения'размера зерна первичной .рекристаллизации и увеличению количества зерен с ориентировкой (111]<им). максимум плотности нитридов сдвинут в сторону низких температур - 830-840°С, Несмотря на увеличение плотности нитридов торможения собирательной рекристаллизации но происходит. Вторичная рекристаллизация развивается йли частично (до 50% объ-"ема стали), или совсем не проходит. Скорость роста зерен {Ш)<оу»> превышает скорость роста зерен других ориентировок. В результате формируется структура с размером зерна 0,3-1, 0 му, .70Х которой представлено '"зернами V ориентировкой Ш1 )<«'/;-/>, (шг структура из смесн этих мелких зерен и крупных зерен вторичной

рекристаллизации (110)1001].

В стали, обработанной по технологии с двукратной холодной прокаткой и оОсзуглеррлпанием в конечной толщине (Б). максимум в плотности нитридов алюминия не превышает 3-5*10'•'шт/сн3. . Причем,-■о.Ш! по технологии. А при используемых скоростях нагрева -12,5-30°С/час он достигается в температурном интервале•С50-9000С, то при технологии Б - в интервале 800-840°С. Увеличение среднего размена зерна при собирательной . рекристаллизации не превышает . Р.5%. Текстурных изменений, подобных изменениям при технологии А,-не происходит - полюсная плотность ориентировки (Ш) <ют> сохраняется примерно на одном уровне.. Вторичная рекристаллизация проходит, но ее результаты существенно отличаются от наблюдаемых в технологии Л. Если по технологии А средний размер зерна вторичной рекристаллизации составляет 9-15 мм, то по этой технологии 3-7 мм. Этому -сопутствует уменьшение совершенства ребровой текстуры и ухудшение магнитны* свойств стали;

При обработке стали по технологии с однократной холодной прокаткой (В) после обезуглероживания в конечной толщине плотность нитридов алюминия срставляет 0,1-0,'6*1013шт/см3,' а размер 80-110 ни. 6 процессе нагрева .при высокотемпературном отжиге мак- . симум плотности нитридов алюминия достигается . при температурах близких к 800°С и не превшает 0.3-0,7*10*'шт/см3 . . Расчеты (с использованием плотности, размера и формы нитридов) показали, что при 500°С весь алюминий удален из твердого раствора в виде нитридов. В отом случае собирательная рекристаллизация наиболее интенсивна. Происходит, нормальный .рост зёрен любых ориентировок и вторичная рекристаллизация не, проходит. Результатом является структура с размером зерна о,3-1.0 мм и низким уровнем магнитных свойстз. . - ": '

. - Л Г. -

. Таким'-'образом, паргметры структур!;, текстуры и нитридов алюминия (Фазы-ингибитора)'взаимосвязаны. При достижении -максимума платности Фазы-ш:гибитора достаточной величина. в определенном температурном Интерросе еобггрлтелыгал рекг-истал'лизацлл йерел началом, вторичной. рекристаллизации тормозится.' При этом происходят текстурные изменения, обеспечивающие вторичную рекристаллизации с получением совершенной ребровой-текстуры. ..

Исследование влияния скоростей'нагрева (технология Л) в-тем">. пературных ' интервалах полигжизации-и-первичной рекристаллизации (400-600°С). собирательно;) рекристаллизации (600-900°С) на выие-перечисленные процессы и совершенство ребровой текстуры подтверждает этот вывод. При-увеличении'скорости нагрева ■ (10-600°С/час) или в том. или в другом' интервале максимум плотности нитридов алюминия смещается а сторону более высоких температур (830-870 -» 900-950°С) и уменьшается по величине, например, с 12*10'3 до 5*10|Эшт/см3: Смещению максимума плотности'нитридов алюминия.соответствует смешение периода торможения собирательной рекристаллизации. происходящих в этот период .текстурных изменений, вторичной рекристаллизации и получение различных магнитных свойств стали. При более медленном нагреве (15°С/час) достигается наибольшая плотность нитридов алюминия. Eft соответствует, наибольший прирост в размере зерна и. полюсной плотности ориентировки illl)<uvw>. Более интенсивному распаду твердого растЕора. т.е. достижению большей плотности нитридов алюминия в процессе нагрева при высокотеи-пературном отжиге соответствуют до начала вторичной рекристаллизации наибольший прирост в размере зерна пераадаой рекристаллизации и достижение большей полюсной, плотности компонента (111) <uvw>.• Кинетика выделения нитрида алюминия определяет текстурные и структурные изменения и магнитные свойства стали. Кроме того.

- 16 - -изменение'скорости в-интервале первичной рекристаллизации приво--дит к смещению процесса первичной рекристаллизации относительно процесса распада твердого раствора. В результате в текстуре первичной рекристаллиг чдии- изменяются полюсная плотность ориентировок и их рассеяние. . Магнитные свойства улучаются .(Р1.7/5о = -1.46-0ЛЗ*Р(ггг)/[Р(гоо)+Ри1г)+Р(гг0)+Р1310)+Р(згп1. Г-0,89. Рт-3.97<Ги-4. И), когда перед началом вторичной рекристаллизации достигается наибольшая, полюсная плотность компонента {1Г1)<1№/>. но при условии последующего ее снижения за счет более быстрого роста зерея с ориентировкой (110)[001).

Плотность нитридов алюминия после достижения максимума уменьшается за счет коалесценций.и растворения.В момент начала вторичной рекристаллизации она составляет , 3-10*10'3шт/см3. Такой широ- ' кий интервал плотности нитридов в момент начала вторичной рекристаллизации при близком размере зерна первичной рекристаллизации (например, в стали'одной плавкп-18,5-20 мкм) свидетельствует, что за начало вторичной рекристаллизации ответственно не достижение какого-то определенного предела плотности частиц Фазы-ингибитора, т.е. степени стабилизации,матрицы, а. текстурные изменения, проис-ходящиз при собирательной, рекристаллизации.Одним из главных условий начала вторичной рекристаллизации с Формирование совершенной ребровой текстуры, как видно," является создание определенной текстурной композиции в матрице при собирательной рекристаллизации. Достигаемая в данном случае композиция позволяет проводить вторичную рекристаллизацию.- формированием только зерен (110)1001].

Получению совершенной ребровой текстуры в процессе нагрева при высокотемпературном отжиге 'предшествуют следующие закономерности:

- Ло начала вторичной рекристаллкзздаш происходит '.собира-'

- 17 V"

тельная рекристаллизация, приводящая к увеличений среднего размера верна первичной рекристаллизации на 2-20 мкм (до 100%).

- Начало увеличения среднего размера зерна при собирательной рекристаллизации совпадает с началом выделения нитридов алюминия.

- В период собирательной рекристаллизации нитриды алюминия выделяются только в объеме зерен,. Они наблюдаются на подвижных границах, ■ о чем свидетея:.ствует кривизна границ, только в конце собирательной перед началом вторичной рекристаллизации.

Сопоставление существующих представлений о роли фазы-ингибн-тора в торможений роста зерна с данными закономерностями свидетельствует о их несоответствии: главное - прохождение собирательной рекристаллизации- при увеличении дисперсности и объемного содержания нитридов алюминия. Установлено, что в сплавах Ге+3%31 алюминий (0,007-0,036%), растворенный в твердом растворе является эффективным средством торможения роста зерна первичной рекристаллизации до температур 900-940''. Предполагается, что тормозящее действие алюминия возникает или в результате его сегрегации на границах зерен (исследованием с помощью Оже-спектроскопин сегрегации не выявлено), или в результате снижения подвижности атомов основного компонента. При выделении нитридов алюминия алюминий' удаляется из твердого раствора и начинается рост зерен . первичной рекристаллизации. Нитриды алюминия, выделяясь в объеме зерен, нэ оказывают заметного тормозящего действия на- рост зерен до тех пор. пока границы зерен в процессе движения не соберут какое-то определенное их количество. . ..

■ При увеличении степени холодной пластической деформации дисперсность и плотность нитридов алюминия увеличиваются. Это свидетельствует, как известно, о,, влиянии дефектов кристаллического строения на лроиесс выделения." Подтверждается ?то и тек. что яри

Л- - .18 - •

нагреве стали. обезуглерШенной в конечной толщине (скорость наг- ■ рева около 400°С/мин.) и имеющей:в результате этого гораздо мень-. шее количество дефектов, плотность нитридов алюминия всегда меньше . Медленный нагрев холоднодеформированной.стали при высокотем-. пературном.отжиге позволяет реализовать большее количество/дефектов. как предпочтительных мест выделения нитридов алюминит.

Установлено, что выделение нитридов алюминия в зернах различг пых ориентировок происходит неодинаково. Большая плотность нитридов наблюдается в зернах с ориентировкой {lil)<uvw>, После холод- . ной прокатки с наиболее часто применяемыми обжатиями 50-60% самым сильным компонентом текстуры деформации является компонент (ill) <uv»/>, а компонент {110X001} самым слабым. Основной объем деформированной стали занимают . деформационные полосы с ориентировкой (i.il}.<112>,разделенные переходными полосами с ориентировкой (110) Ч001> р центре. Первичная рекристаллизация в этих двух видах полой полос проходит по Двум различным механизмам, в переходных полосах . зерна (110)[001]" возникают путем образования зародыша и его роста за счет окружающей матрицы, ■ В деформационных полосах зерна (ill) ■ <uvw> формируются путем образования субзерен'« .последующей их ко-' алесценции. Зерна, формируемые яо Первому механизму, имеют меньшее количество дефектов кристаллического строения и в последствий наименьшую плотность нитридов алюминия, по, второмунаоборот.

В процессе нагрева при высокотемпературном отжиге наибольшая плотность нитридов алюминия в зёрнах till)<uvw> определяет их рост за счет зерен др\'гих ориентировок. Границам, зерен энергетически выгоднее двигаться 'в бторону меньшей плотности нитридов алюминия. По-видимому, на грашцн действует Поле упругих напряжений. вызванное частицами нитрилов, и они предпочитают двигаться в сторону меньших.напряжений:-•'; '.'- ' ,•

Причиной начала вторичной рекристаллизации с формированием совершенной ребровой текстуры является•неоднородное распределение нитридов алюминия по зернам различных ориентировок, т.е. различный энергетический уровень этих зерен; Вследствие меньшей плотности нитридов наименьшей энергией обладают зерна (ilD)[001). Эти зерна до определенных- температур.не могут расти за счет окружающих зерен из-за большей плотности нитридов алюминия в последних. С ростом температуры по мер? увеличения плотности нитридов алюми->-ния интенсифицируется рост зерен (UIKuywx Эти зерна, поглощая соседние с меньшим уровнем энергий. Понижают уровень своей энергии. В какой-то момент времени'они получают размерное преимущество п начинают расти более интенсивно.. При этом подвижные грани-и зерен (111)11121 или (111)[1121 прорастают до зерен (llO)iOOl] и последние приобретают способность быстрого роста. Способность быстрого роста определяется следующими факторами; 1. Разориёнтн-ровкой с соседним зерном, обеспечивающую максимальную подвижность границ. 2. йалым количеством нитридов алюминия в участках зерен Ш1Н112]. проросших до зерен (110) [001]. '3.- Общим снижением плотности, нитридов алюминия.в этот период. 4, Меньшей энергией зерен (110) [001) по сравнению, с зернами (1Ш<112>. Эти условия необходимы и достаточны- для превращения отдельных зерен {110}<001> в центры вторичной рекристаллизации. Чем выше исходная полюсная плотность ориентировки {lllKuvw> в текстуре, деформации, а затем в текстуре первичной рекристаллизации, тем выше темпера- , •тура начала вторичной рекристаллизации. Это говорит о том. что при увеличении количества зерен (111Kuvw> й точности их ориентировки . усиливается текстурное торможение этих- зерен друг другом и композиция, необходимая, для начала вторичной рекристаллизации.' достигается позже, -При.увеличении скорости- нагрека с 10''С/час дс

400-600°€/мйн в интервале первичной "рекристаллизации в полнйй мере не успевают реализоваться отдельно друг от друга два вышеуказанных, механизма образования зерен этих ориентировок. Полигониза-пия преходит, ■ но наряду с образованием зерен (по) 1001] по механизму образования зародыша к его роста за счет движения границ, таким же образом образуется часть зерен (111)<uvw>. Неоднородность распределения.нитридов алюминия по зернам различных ориентировок уменьшается. Это подтверждается меньшим приростом размера зерна первичной рекристаллизации и полюсной плотности ориентировки (lil}<uvw>, , уменьшением совершенства ребровой текстуры и размера зерна вторичной рекристаллизации. При вторичной рекристаллизации реализуется большее количество зерен (110)[001] с большим отклонением.от.идеального положения (110)[ООН. как центров вто-ри1 чой рекристаллизации. При равномерном' распределении нитридог, выделившихся в объеме зерен, собирательная рекристаллизация тормозится, .потвидимоиу, в результате действия.полей упругих напряжений. создаваемых нитридами. В этом случае вторичная рекристаллизация начинается при уменьшении плотности нитридов алюминия и достижении определенного предела в стабилизации.

Таким образом, для получения совершенной ребровой текстуры вторичной, рекристаллизации при высокотемпературном отжиге необхо-. дим интенсивный . распад твёрдого раствора: получение плотности нитридов алюминия с размером 10-30.нм не менее 5»1013шт/см3 при температурах 880-900вС. Низкое совершенств ребровой текстуры при производстве стали.по технологиям А', Б, В (см.стр.12) связано с нарушением этой закономерности в формировании нитридов алюминия.

Во второй главе изложены результаты исследования влияния химического состава.■ режимов термообработок и холодной прокатки на формирование нитридов; , способ воздействия на формирование нитри-

: дов алюминия. •, • .' ■ • ' ,\Л-..

'.. По литературном данным" с увеличением обжатий яри холодной прокатке, и уменьшение).* толщины отжигаемой отали для проведения вторичной рекристаплизациис форм^ойанием/сорершёкКоП. текстуры необходимо усиливать стабилизации катрица. Ло достигается • за счет увеличения плотности и дисперсноотичастиц'фазу-кнгибитсрн ' ■путем введения дополнительных фазообразующчх-' элементов '. или, при' выплавке стали,; или.' спеш!альным:г Х11(«ико-терМ!1чёскйМй. обработкам^ ■ при. проведении окончательного высокотемпературного отжига, . ..

В_данной работе попытка, добиться, отого" га'счет выплавки ста-. . ли существующего химического-еортава/ (НЛМк);.- иб.с повышенным <зо-: держанием. алминюг .-{0.0'1£1--0.020*)^': этой

стали.азотом при конечном высокотемпературном отжиге не дала . положительного, результата; ....-'

Показано, что процессы выделения нитридов в кремнистой феррите : зависят не только'от содержания алийши .и азота,- .яо и от соотношения .содержания этих элементов, - Ё нитриде алетлшия ст^хио-. метрическое-осртношение содержаний алюминия.к азоту равпо В стали с соотношением содержаний этах.эленрнтов бо.чьюо - предпочтительно Формируются1 нитриды айвминкя, т.к., алвминий более: сильный нятридообразующий элемент., чем кремний. В атящус .смтнги шением меньше 1,9 наряду с нитридами алюминия формируется нитриды крешгя п нитриды на основе влвмиш и крекнкя - в комплексе; .

При соотношениях больше 3 и меньше 0,5 ьормамзацкя горяча-• катаных-полос приводит к.повышении плогнсстИ и уменьшению, среднего размера нитридов. При обработке стай! по технология« А' И '< В (см. стр. 1.2) пблучённая. плотность нитридов (около Ю'^щт/сн3) ийо-;'ледованннх типов, не ебеспзчивала Формирования. соперйекнйй текстуры.^ По технологии з полупив'магмикад индукция прч

.. - 22 - ■

содержании в стали 0,008-0,019% алюминия и соотношении содержаний . алюминия к азоту не менее 0,5-0,7. В противном случае Формируются нитриды кремния.не обеслячиваюаие необходимых изменений текстуры и структуры При собирательной рекристаллизации и прохождение вторичной рвчристаллизашш.. . .

Исследовано влияние режимов различного вида термообработок промышленной стали после горячей прокатки на выделение нитридов. После любого взда термообработки плотность нитридов не превышала Ю^шт/см3.. При любой из использованных технологий.' кроме технологии А. добиться высокого совершенства текстуры не удалось. ■ •

Чредложен способ воздействия, на формирование .нитридов алкмп-ния и кремнистом; феррите, заключающийся в следующем: 1. Выплавляется. сталь с соотношением содержаний алюминия к азоту более 1,9. Прг горячей прокатке и обезуглероживающем отжиге нитриды формируются. за счет алюминия и азота, содержащихся в стали. При соотношении больше 1.9'на Формирование нитридов расходуется весь азот, а алюминий частично. 2. При конечном высокотемпературном отжиге Формирование нитридов происходит за счет избыточного ..алюминия в стали и азота из печной атмосферы. • Отмечено, что не менее 15-202 (от обцег.о количества) .нитридов в виде игл,* Формируемых этим способом. определенным образом ориентированы относительно решетки зерен.. Еыплавляя сталь с различным содержанием алюминия и -азота и соотношением этих элементов можно получать различное количество нитридов и алюминия в твердом растворе прг горячей Прокатке или обезуглероживающем отжиге. Посредством этого можно регулировать однородность, размер зерна.и текстуру первичной рекристаллизации при этих операциях. Нитридами, формируемыми за счет избыточного ллкмшп'.я и азота из печной, атмосферы, можно осуществлять воздей-стг-ке на формирование структуры и текстуры первичней рекристаллп- .

зации и обеспечивать прохождение вторичной рекристаллизации в процессе нагрева при высокотемпературном отжиге. '

На монокристаллах {110) 10013 Ге+ЗЗКЬ содержащих 0,016? алюминия и 0.005% азота этот способ проверен и исследовано влияние 'режимов охлаждения после. термообработки исходных образцов (1300°с. 1час) и обжатий при холодной прокатке (20-80%) на выделение нитридов к конечной толщине при.нагреве образцов в атмосфере 52Нг «-95Я1г +0,00ШШ3, Плотность нитридов увеличивается до 10*4 шт/смя с уменьшением скорости охлаждения, понижением температуры закалки и увеличением .обжатий. Опробование этого способа в промышленном производстве показалб, что он позволяет регулировать плотность нитридов от Ю,г до 10''шт/см3.

Только сочетание таких технологических операций, как холодная деформация и последующая термообработка, позволяет погасить плотность (болпе ю!3шт/смэ) и дисперсность (менее 50 нм) нитридов. Используемые .-поташ стали обеспечивает малую отепепь пересыщения твердого раствора элементами, входясшми в состав нитридов. В этом случае в формировании нитридов большую роль играют дефекты решетки. служащие предпочтительным местом гнд^ления нитридов.Чем больше степень деформации, тем больше дефектов содер.-кит ркшетка, тем большее количество дефектов реализуется в качестве мест образована«] ш нитридов, тем больше плотность и дисперсность нитридов.

Следует отметить, что после завершения первичной рекристаллизации количество дефектов существенно снижается. Нитриды алюми- . <шя при температурах 600-650°С и скорости нагрева 10-30°/час еще не выделились, а начинают выделяться, при нагреве выше 700-750'.С. ИХ плотность выше, чем плотность дефектов в стали. По-видимому,, уж« при белее низких-температурах на дефектах образуются области, обогащенные элементами,. входящими, в состав нитридов. Эти области.

' • -"у 24 - '

не видимые в электронный микроокоп, служат местом образования нитридов. С другой стороны, . в зависимости от состава стали при температурах 550-65Û4' эыдэляются нитриды кремния или медьсодержащая фаза (если содержание меди в стали более 0.35-0,40;?). Выделение нитридов алюминия начинается только при растворении йтих фаз в процессе дальнейшего нагрева. Эти Фазы также могут служить предпочтительным местом скопления элементов, входящих в состав, нитридов алюминия, и последующего выделения нитридов алюминия. Низкотемпературные фазы фиксируют дефекты решетки для последующего выделения более высокотемпературных фаз.

отмечено. Что после второй холодной прокатки и нагрева стали сразу же после завершения Первичной рекристаллизации плотность нитридов меньше,. чем перед прокаткой после обезуглероживающего от.кига. По-видимму. это связано с частичным растворением нитри-. до в. После деформации сталь находится в.структурно неустойчивом состоянии. При растворений нитридов уменьшается поверхность раздела частица-матрица и энергия систёмы уменьшается. Кроме того, уменьшение энергии.продолжается при адсорбции атомов, входящих в-■состав нитридов* на дефектах. .Этот.вывод подтверждается тем, что при обработке стали количество крупных нитридов, образовавшихся при горячей прокатке, уменьшается. '

В третьей главе изложены результаты исследования формирования структуры, текстуры- и фазы-ингибитора в анизотропной стали , текущего производства НЛМК, связи их параметров с магнитными свойствами, возможности улучшения магнитных сбойств за счет варьирования режимов , технологических операций.., . - .

Влиянию режимов технологических операций на структуру и Mai1- . ' кчткие свойства стада посвящено большое количество работ.. С точки зрения получения, оптимальной текстуры, деформации при. окойчатеяь-

ной холодной прока+к'е очевидно, 'что в. текстуре после горячей' про-

■ катки и, . особенно. Обезуглероживающего отжига необходима . иметь большее Количество .компонента Ш0)<001>.-. Данных о, вдиянйн режимов горйчей прокатки и обезуглероживающего отжига на его .голи-, чество нет; Кроме того, "в данной, работе сделан вывод о Необходимости интенсивного распада твердого.раствора'при конечном рысоко-Температурном отжиге. Предпосылкой, для этого будет" сохранение фа-зообразующих (алюминий и азот) в. твердом растворе .при горячей прокатке и обезуглероживающем отжиге-за счет сокращения длительности этих операций. К началу вторичной рекристаллизации в процессе нагрева при высокотемпературном отжиге, вбей технологией од -

, повременно формируются параметры Трех факторов: структуры. туры и Фазы-ингибитора, определяющих совершенство.получаемой реб-

■ ревой текстуры, Неизвестно, как сокращение продолжит'5льности горячей, прокат! и обозуглерокиваюшего отжига повлияет на параметры

■ структуры и текстуры..' Возможно такое изменение параметров,..которой в отрицательном действии на согериенство конечной ребровой Текстуры перекроет положительной' дейстгие интенсивного распада. В отсутствии промышленного произведете* сщчи fo.йй^mr)й 0,1.0-0.23 мм с ребровой тгкетурой вторичной рйкрнг.тч'ллиляци« Целесообразно было исследовать ?тпзакономерности на стали существующего производства толщиной 0,30-0,35 мм.

Формирование структуры.' После горячей прокатки структура по толщине • полос, неоднородна. Чаше-всего она представлена поверху . ностиой зоной толщиной 400-700 мкн с равноосным рекрнсталлизован-ным зерном размером 17-30 мкм и внутренней зоной с частично поли-генизованным вытянутым вдоль направления прскаткк зерном1. При тслаше этого зерна 25-60 мкм, длина «от^т даст?тть 2600 якм. Пог.пе обезуглероживающего отжига й в процессе когревз ?трй высоко

/ - 26-

температурном отжиге зерно равноосное. Наибольшим размером зерно обладает после горячей прокатки, наименьшим - после обезуглероживающего отжига (11-17 мкч). Отмечено, что в стали текущего производства магнитные свойства улучшаются с уменьшением среднего размера зерна .первичной рекристаллизации при высокотемпературном отжиге от 25 до 15 мкм. В стали толщиной 0.30мм исследованной группы плавок размеру зерна (при 700°С) 15-18 и 19-25 мкм соответствовали следующие магнитные свойства: Р,_ 7/5„ = 1,16-1.22 (в среднем 1,19) Вт/кг, . В,0о а 1.72-1.74 (В среднем 1.73) Т.п и . 1.17-5,28 (1.24) Вт/кг, 1,67-1,73 (1,71) Тл, соответственно.

В рилу существования механизма размерного наследования • структуры (при постоянной технологии и ее-режимах) . когда .меньшему размеру зерна в -горячекатаных полосах, соответствует меньший размер зерна'после обезуглероживающего отжига и в процессе нагрева при высокотемпературном отжиге, опробованы режимы горячей прокатки и обезуглероживающего отжига, ведущие к уменьшению размера зерна и улучшению магнитных свойств. Конкретноэто увеличение обжатий и скорости, снижение температуры смотки при горячей про-, катке, увеличение скорости прохождения полос через башенную печь при обззуглероживающем отжнге. ' ,

Формирование текстуры. В горячекатаных п*.часах в.поверхностной зоне с равноосным рекриг.таллизованным зерном наблюдается ма-лотекстурованное состояние, а во внутренней зоне текстура близкая к текстуре деформации. Между поверхности', .'i и внутренней зонами находится переходная'зона, В этой зоне формируются участки.структуры с зерном (110)<001>- различной степени.совершенства, которпе . при высокотемпературном отжиге стали конечной толщины превращаются г. .грчч.рн вторичной рекристаллизации. Показано..' что -решающей . стоякй пгзл-Пстш'я н? качество. центров 'mopimw рёкриеталли-

■ , е

~ 27 - '•

задан является горячая.прокатка. Увеличение количества центров за •счет изменения режимов других операций технологии, например, обезуглероживающего или высокотемпературного отжига, чаще всего ведет к ухудшению магнитных свойств стали. Магнитные свойства стали улучшаются с увеличением обжатий при горячей прокатке, особенно в последнем проходе. При этом в поверхностной зоне.увеличивается количество ориентировок (ШКютХ Ш2)<т>«> и' (321 Хитло, а остальных уменьшается, в переходной зоне . увеличивается -«■ Ш0}<ют> и (321)<иу«>, а остальных уменьшается, во внутренней зоне уменьшается - ШОКипЛ и ШОКютХ а остальных увеличивается, средний размер зёрна вторичной рекристаллизации уменьшается. Например, при прокатке стали одной половины плавки с обчр-тлями.в последнем проходе 35,9%, а второй половины с обжатиями 45,735. в первой половгае помучено 14% марки 3407, 86Ж 3408 и федний размер зерна вторичной рекристаллизации 11-13 мы. во второй половине - 100% марки 3408 и размер зерна 9-12 мм. Магнитные . свойства улучшаются с увеличением скорости горяччй прокатки с 2.8 до 6,5 м/сек.. При этом толщина Поверхностной зоны уменьшается и переходная зона приближается к поверхности. Центры вторичной рекристаллизации в стали конечной толщины формируются в слоях, соответствующих переходной зоне горячекатаных полос. При холодной прокатке наиболее интенсивная и острая компонента текстуры дефор- • мании {1Ш<112> формируется в приповерхностной зоне. Увеличение скорости горячей прокатки приближает потенциальные центры вторич- . ной рекристаллизации. (110)<001> к этой компоненте текстуры дефор-, мации. что позволяет, реализовать при вторичной рекристаллизации более точно ориентированные центры.

Характер влияния холодных прокаток (с- 72. 57.1, 50%') и термообработок на количество, исследованных компонентов текстуры яе-

■•'/-.'..-.' • •'.'-' w '..'• v......

.^т иЯ Ы дш грушш: ;. i U'liKuvW!?.''-. (4i.2).<uyvo и jii00Kuvw> -нр!", холодных прокзтках яч количезтво увеличивается/' я при тгрмо-1 обработка*. уменьшается;:.ь* - {i 10>:<uvw>;- .{310)<uv»>. и {321Hi!vw> -

при холодных прокатках их.количество уменьшается.Vа при термообработках' уеэллчкваггоя. Кошюнекгы {110)<иук> л llil}<im> в текстуре первичной рмоистгледашя,'-:'''получаемой' при • высоюггемпе-:..' •'^аг^зйом.о-рргге; .я8ляйтсй.во(с/ю?1яАей:й^.зтого правиле.' ; . В существующее производства' стали в процессе нагрева при вы-, сокотекйературном,отжиге'техстура деформации перекодит в гекстуру первичной рекристаллизации почти без изменений. Только'в 3-4 раза ослгОллеч'ся компонент ii00) <uvy>; ; с увеличением обжатий при вто-,'рой Уолольой .прокатке-(50'.-• 57.1$) и увеличением содержания в с.гзли ш и йп-количество ориентировок (iJ2}<uvw> и, особенно. (HlKuvvf* в.текстуре.первичной рё^иетаплизации-при высокотемпе-. рутурноЯ-отжиге увеличивается. а. остальных уменьшается. -Разница в количестве ориенгь'-а^к. достигнутая в текстуре деформации, сох' рлнл'лол в текстуре пзрвичнрй рекристаллизации при высокотемпературном отзшге; -Для*" получения соверве!щоЯ текстурм вторичной рек-Гйсталкиээтш н текстуре, деформации необходимо иметь максимальное •' • коЛ1«еотвс ориен'ти'роеки {lll)<uyw> й минимэльног количество дру--' '.-..глх ориентировок. Естественно, что при Формировании во время етО-. ..' рой холодной прокатки текстуры Деформации большое влияние оказк-■вае'т текстура-пёрвачаай рекристаллизации.^ .полученная в,стали, при ' 'р&езугл»р.1*иваодси отжиге: - -При; выработке 'крйтерил ; оценки опти-малыисти этой текстуры- ориентировки разделены на две группы: 1 — ■-{i00}Uiv»->, (il2j<uyw>;. - пикfiVW>; ч {33fcKuy»>'{~ ЪрИ0НЩ)ОШ; . кртория. -c.npiir.ifr -или' невозможно гдри холодной прокг.тке.превратиться

ь. ориентировку- {11 li'<ttvwh - 2 f'•'(110) <UVW>, {210}.<UVV>, . (31<»}<ttvw> : . - opHo?;riiposK;i. ^стррым' легкЬ или'сравнительно легко", превратиться/

- 29 -'.;-■ ....

при холодной прокатке в эту ориентировку. Отношение.суммы количества ориентировок первой.группы ко вторым додаю быть минимальным. Установлено, что для стали большинства плавок это отношение увеличивается с .ростом Длительности обезуглероживающего отжиге, т.к. проходит не только первичная, но начинается и собирательная рекристаллизация. Предложено увеличить скорость прохождения полос через печь при этом отжигч. ■ . .

Формирование (базнчогпгбктовз. -Фазой-ингибитором в стали дан-, ной технологии (HJ1MK) являются нитриды алюминия. В процессе обработки стали- их плотность увеличивается, а средний размер уменьшается. Максимума плотность нитридов достигает в процессе нагрева при' высокотемпературном отжиге в температурной интервале 850-900°С. -Это происходит в результате того, что длительность технологических операций (горячай прокатка и обезуглероживающий отжиг) ,' предшествовавших высокотемпературному' отжигу, не.позволяет пройти полному распаду твердого раствора.•

В существующем производстве лучше магнитные свойства." стали обеспечиваются, более интенсивный распадом твердого раствора при высокотемпературном отжиге, когда плотность нитридов достигает максимума около 10,4шт/см3 при температурах 880-900°С. Большой разброс химического состава стали, и режимов технологических операций влияет на кинетику распада твердого раствора в процессе нагрева при высокотемпературном' отжиге - изменяет, величину максимума. сдвигает его по температуре. Это отражается на свойствах „готовой стали. Рекомендовано сократить длительность технологических операций, предшествующих высокотемпературному отжигу., при которых возможно выделение нитридов. '

Уточнение механизма одного из видов влияния химического-состава на свойства стали. Твердость и .энергии .Дефектов-кристалл«-

ческой решетки определяет химический состав стали. При постоянной . • технологии I! ее режимах более.твердой стали после.выплавки соответствует более твердая -таль после горячей и холодной прокатки, термообработки.. В. более твердой стали после холодной деформации и термообработки получается более мелкое зерно. Это связано с тем. что при сдноЯ и той же степени^деформации в более ТЕэрдой стали химический состав.увеличивает Энергию: дефектов кристаллической решетки, т.е. уровень внутренней энергии, .накапливаемой сталью при холодной деформации. Более.высокая энергия реализуется при нагреве в большем количестве центров первичной рекристаллизации, т. е. получении более мелкого зерна. Большой разброс химического состава стали существующего производства приводит к получению различного уровня внутренней энергии, т. ё;: получению в стали разных Плавок различного.рзэмера зерйа. Кроме того, с увеличением • . твердости стали при второй холодной прокатке уменьшается' полюсная плотность компонента Ш1)<и\т»>. Это свидетельствует о том. что химический состав стали. • влияя на энергию дефектов кристаллической решетки, изменяет степень развитая той. или иной системы скольжения при деформации. При изменении энергии дефекта должно изменяться.. его ' максимально возможное . количество в плоскости сколькения.: '.'-.'" •• - . /У

' Влияние, состояния поверхности стали на магнитные.свойства, с уменьшением толщины готовой стали степень влияния состояния поверхности и приповерхностных слоев на: магнитные свойства возрастает. В. отсутствии промышленного производства, стали . толщиной 0.10-0.23- мм . целесообразно-и необходимо изучить степень и меха-, низын влияния состояния поверхности в стали существующего'. произ- . рплс.трз-(КЛМЮ толщиной.0,30 мм./ ■ •'. ";.' . -.-'".-'-'.

.'Стравливание поверхностных слоев.с образцов ' готогой. стали

приводит к-улучшению магнитных свойств.' При стравливании около 5 'мкм удельные потери Р,'<т/80- уменьшаются на. 1.5-6,5% (например, с . 1.22 до 1,14 Вт/кг);, а магнитная индукция В2500 возрастает на 0,5-1,535 (например, с 1.96 до 1.99 Тл). Повышение магнитной индукции показывает, что улучшение магнитных свойств происходит не за счет уменьшения толщины образцов. Причиной является повышенное количество неметаллических включений и большой.разброс химического состава в поверхностных слоях. В создании таких слоев участвуют все.операции технологии. Йри прокатках в поверзшость внедряются окислы и другие примеси, при термообработках создается окиснаи пленка и зона внутреннего окисления; '•■ -.

Не менее важным является то, что состояние поверхности полос • при производстве стали влияет на формирование текстуры деформации. Если с горячекатаных полос стравить поверхностней слой толщиной до 10 и даже до 90 мкм, то в текстуре деформации после второй холодной прокатки возрастает полюсная плотность ориентировки 11Ш<1ш»>, что ведет к получению более совершенной ребровой текстуры в готовой стали. Например, при стравАивйнии с полос после горячей прокатки и обезуглероживающего отжига поверхностного слоя толщиной около ю мкм удельные потери ?, . в готовой стали снижаются на 1-10% (в среднем на 7.855), а магнитная индукция В(00 увеличивается на 1-5% (в среднем на 4.12).

В четвертой главе рассмотрены результаты использования нового способа воздействия на формирований нитридов алюминия, йх.влй-.'яние на структуро- и текстурообразование в технологиях производства стала толщиной 0,10-0.23 мм с двукратной холодной, прокаткой и стали толщиной 0,23-0,35 мм с однократной Холодной прокаткг.1; результаты оптимизации'химического состава, режимов технологических операций и структурных параметров при производстве стали по этим

технологиям.

Технология.с двукратной холодной прокаткой.Данная технология отрабатывалась в промышл.иных условиях НЛМК. Она основана на изложенном выше способе воздействия на формирование нитридов алюминия.

Выплазкз. Для реализации нового способа воздействия на . формирование нитридов, алюминия необходимо выплавлять сталь с содержанием азота не более 0,01035. предпочтительно 0,004-0.006?. На НЛМК выплавка анизотропной стали производится в электродуговых печах. Технология-выплавки стали с.содержанием азота.0..004-0.006-% ке разработана. Основная масса азота поступает в расплав при продувке его кислородом за счет инжекции воздуха. В результате содержание азота в стали изменяется от 0,009 до 0,01655. Предложена конструкция фурмы, защищающая струю кислорода от контакта с воздухом инертным газом, и технология выплавки стали. Эта технология , выплавки даже без применения новой фурмы может гарантировать содержание азота в стали Не более 0.010%. Гарантировать содержание азота о, 004-0,ООоХ может выплавка стали в конверторе. Тогда, отпадает необходимость введения титана и увеличения содержания алюминия более 0.020%. . : ' . ;

К высокотемпературному отжигу -.необходимо иметь в твердом растворе не менее 0.004? алюминия. Для этого необходимо, чтобы • после выплавки-химический состав стали удовлетворял условию, которое выражено следующей формулой:

[%А11 -([ЗШг] .-". [ГШ/3.4) * 1.9 )■ 0,004%, где 3.4 -^.те'хчомртрическре соотношение содержаний .титана к азоту, в нитриде ■ титана. 1.9 - алюминия к азоту в. нитриде атакния: Это .условие обе^пачиеается с педущим содержанием компонентов: 0.020-0.025Ш. 0. ОГ>в-0. 012%Т1.-и <0.010»Н.., При гарантированном содержании азота не более о. 010'?. оптимальным - содержанием алюминия- является- .

0.020-0,025%. Считается, что-при больших содержаниях увеличивает-'ся вероятность его окисления при обработке, стали и получения бракованного металла. Для увеличения количества алюминия в твердом растворе в сталь вводится.0,008-0,OiZX титана. В обычной стали он является случайной . примесью, содержание которой . не превышает 0,003-0,004%; По литературным данным содержание ' титана до о. 012-0,014% не; ухудшает свойства стали. Титан более .сильный нит-ридообразующий элемент, чем алюминий. В-данном-случае его функция-заключается в том, что в процессе криоталлизашт и горячей про-, катки он связывает часть азота, содержащегося в стали, в нитриды титана, не давая азоту соединяться с-алюминием.

Горячзя прокатка' и ".. обезуглероживающий отжиг. Промышленное эксперименты показали, что режимы горячей прокатки и обезуглероживающего отжига, используемые в-настоящее, время на 'НЛЯН, обеспечивают получение стали с высоким совершенством•ребровой текстуры. Исключение составляет температура смотки, при горячей прокатке: необходимо ее повышение до 620-650°С. Также необходимо при обезуглероживающем отжиге использовать максимально возможную' скорость прохождения полос через печь, обеспечивающую получение, бо-' лее мелкозернистой матрицы и достаточное. обезуглероживание' (не менее 50 м/мин).

Холодная прокатка. Исследование влияния обжатий при второй холодной прокатке, т. е. промежуточной и конечной толщин на свойства стали показало, что для конечных толщин 0.23-0,35 мм опти-'мальной промежуточной является толщина 0.80 мм. В этом случае удельные потери ..Pli1/50 самые низкие и изменяются соответственно толщине, например, в стали одной плавки от 1,28 до 1.11Лтл:г. При получении стали Толщиной менее 0.23 мм оптимальной определена толщина 0.60 мм. Она обеспечивает. высокий уровень магнитных

' . ';.. ~ 34 ■ своМстп стали, возможность пропуска стали через башенную печь при обезуглероживающем отжиге. без обрыва полос за. счет сваривания с близкими по Тилщиие-0.65-0. 70 ми полоса)«! стали текущего' производства. возможность.! холодной-прокатки с относительно небольш ой нагрузкой на привод стана. Например. при про;сатке за два г.рохода по схеме 0,60 0.27-0.30 0.15 мм нагрузка составляла 0,30-0.45 и 0.30-0.35 ка.: соответственно. Скорость прокатки лимитируется только состоянием поверхности и кромки полос. Натяжение в первоГ! и втором проходах необходимо поддерсюгаать на уровне 6-8 т - заднее и 5-6 т - переднее/'. .;..'

'Высокотемпературный: отжиг.■ оптимальным режимом высокотемпературного отжига, - является следующий: нагрев - гроизвольный до. 400°С. от 400 до 1100-1150°С со скоростью 12,5°С/час. выдержка при этой температуре 10-30 .часов и охлаждение с печью. Такая скорость нагрева обеспечивает следующее: 1-формирование оптимальных , параметров структуры, •текстуры и фазы-ингибитора в температурных интервалах первичной, собирательной и вторичной рекристаллизации. 2-отсу.тствие • градиента в скорости нагрева внешней и внутренней частей рулона даже весом 10 т. что обеспечивает получение однородных свойств но объему рулона, 3-вывод гидратнойвлаги из меж-' виткового. пространства, получение более однородной атмосферы в этом пространстве, улучшение условий насыщения стали азотом и последующей ее рафинировки,. ¿-технологичность режима отжига.

Невозможность создания необходимой атмосферы отжига остановила внедрение разработанных способов.производства стали. Садка печ!! , составляет около 40 т. 'Для нормального течения процессов : текстура- и структуросбразовання необходима в интервале температур 600-900®С; для Формирования нитридов алюминия насытить сталь азотом и.для ,тпго подать в' печь 256 м3 аммиака. . Чтобы это -осу-.

' - 55 -

¡дествить необходимо. провести реконструкцию газовой системы,; В настоящее время в применяемом азотном защитном газе содержится менее О,001% аммиака. В большинстве случаев вторичная рекристаллизация проходит только по кромке --полос, на глубину 50-150 мм. Не хватает азота для связывания алюминия, находящегося в твердом растворе, ■ в нитриды, алюминия. Другой сложностью при -'производстве стали толщиной менее 0.23 мм явилась свариваемость-витков рулонов при отжиге выше 1000°С. Предложено перед отжигом распускать поло-■ сн с одновременной обрезкой кромки -на ленты шириной не более 250 • мм. Это позволит следующее: 1-повысить контроль за качеством кромки, 2-уменьшить нагрузку на кромку при отжиге рулонов шириной . не 790, а 250 мм. 3-повысить однородность.температурно-временно^о и газового режимов отжига, 4-ускорить процессы насыщения стали азотом и рафинировки. 5-Проводить отжиг, стали толщиной менее 0.23 мм при температурах 1100-1150°С.

Нитриды алюминия! формируемые новым способом, обеспечивают при этой технологии.(А') структурный и текстурные изменения подобные изменениям при технологии А. Отличие заключается в том. что при высокотемпературном отжиге температурный интервал этих изменений и вторичной рекристаллизации сдвинут в область более высоких температур на 50-100°С. Если при скорости нагрева 30°с/час для стали, большинства плавок по технологии А интервал вторичной рекристаллизации составляет 900-97й°С. то для стали плавок технологии А' он составляет 1000-l060°C. Это связано о-..большим размером зерна первичной, рехристаллйзации. Если в первом случае размер зерна даже при начале вторичной, .рекристаллизации нё, ' превышает 30 мкм (предпочтительно 18-25 мкм), то в данном случае он.составляет 30-44 мкм. ■ Кроме того, в стали, - полученной по.технологи«- А. .средний размер' зерна, вторичной рекристаллизации, состав-.

йял 8-15 ш, то но технологии А' 20-30.uk. Новый способ формйрог вания нитридов,Солее-универсален, чем существующей. Универсальность заклянется в том, - что он по-зв'оляет проводить процесс вТо-рччной рекристаллизации после очень широкого диапазона обжатий лги холодной прокатке и.в большом диапазоне конечных толщин ста-, •та. Например» после- холодной прокатки с промежуточной толщины 0.70 ми до конечных толщинС„10-0.30 ни стали одной и той же . плавки 'вторичная' рекристаллизации протекала во всех образцах и сбеснгчилз слйдуюЩ1Й уровень магнитных свойств:■

Т0/.ЩИНа, №.; 0,10 0,15 0.10 0,20 0,23 . 0,25 0,27 0,30 Pj,7,B0.fiT/№ t,£0 1,18 i. Ii 1,12 -1.13 1.15 1,16 1.23 Ъ,ео. ТЛ 1,63 1,70- 1,74 1.74 1,72 1.72 1,72 1,70 Бшущьна онытно-промышленная партия стали высшей иаркй-3425 (ГсСТ 21427,7-78) толщиной 0,15 мм (15 партий), пошедшая на изготовление маишопроводов высокочастотных машин. На всех партиях стала получены: Хорошая адгезия покрытия толщиной менее 5 мкм , электросопротивление покрытия 20-40. Ом/см2, пластичность стали ■более 10 гибое. магнитные свойства Р,.7/400=14,5~17,ОВт/кг, . Ею« 1.17-1.53 ТЛ." ^!soo* 1.'87-1,94. Тл. В толщинах О'. 15-0,23 КМ получена , сталь - с удельидаи потерями -0.95-1*00 Вт/kr и

В1бо=1.80.Тл Сталь, имеет крупнозернистую структуру вторичной рек- . риоталлизации (средний размер зерна 20-30 им), поэтому нанесение структурных барьеров с помощью плазменной обработки • позволило снизить удельные потери, до 0, 84-0.90 Вт/кг. .-'- >

Технология с однократной холодной прокаткой. Из-за отсутствия необходимого оборудования (печи для высокотемпературного отжига с подачей аммиака) на ШШ .данная технология опробована . в условиях экспериментального завода ЦНИИЧМ.

Техислогкя, «,ж>чает.-последовательно Енплавку. горячу про-- .

катку, термообработку, голодную прокатку, обезуглероживающий отжиг, высокотемпературный отжиг. Нитриды алюминия, формируемые предлагаемым способом, обеспечивают при этой технологии- получение совершенной ребровой текстуры, Магннтная индукция В2500 в стали толщиной: 0,23-0,35 мм достигает 1,96-1,98 Тл,

Сталь выплавлялась в 10-кг вакуумной индукционной печи. Нагрев слитков под горячую чрокатку осуществлялся в водородной печи до температур 1100~1350°С. Проводилась как прямая прокатка слит-' ков (сечение 60*60) до толщины полос 1,25-2,90 мм, так и прокатка на сутунку толшиной Ю, 20, 30 мм с последующим ее подогревом и прокаткой на вышеуказанные•толщины, температура конца прокатки составляла 880-960° С. • Охлаждение полос осуществлялось на воздухе и в воде. Прокатка проводилась на стане Дуо за Три прохода.' После травления следовали термообработка' и холодная прокатка! до толщины полос 0.23-0.35 мм на стане Кварто за 5-10 проходов. Ре»ш термообработки заключался в-выдержке' при 850-1200°С в течение 1-5 мин., охлаждении со скоростью 100-400°С/мин до 650-950°С и закалке в воде. В конечной толщине проводился Обезуглероживающий отжиг при 800°С в течение 3-10 минут и высокотемпературный отжиг по различным температурно-вреыенным и газовым режимам.

Оптимальные технологические режимы й параметры структуры для условий обработки стали.на экспериментальном заводе ЦКИИЧМ следующие: 1-Содержание кислоторастворимого алюминия - 0,014-0,018%. алюминия связанного в- окислы не более 0,003%, азота - 0,004-. •0.006?. углерода -'0.030-0.0502. 2-Температура нагрева под горячу».прокатку -1250-1280°С. температура конца .прокатки ~9<i0-960°c, охлаждение после прокатки до 400°С в течение 4-30 мин. З-Толиина горячекатаной полосы-'2.1-2.4 мм. 4-Режим термообработки' горячена- .■ таной полосы: iÍ500с. 1 мин, охлаждение до 830-860°С со скоростью

;,' :. '■-■ - за - • \

окбло 100"с/мин. затеи закалка в воде. 5-Твердооть углеродосодер-жащей фазы после термообработки горячекатаной полосы - 420-500 кгс/мм2. количество -5 10Й. З-Обезуглеротевающий отжиг: .780-800° С ■ б^течение 3-5 мин. 7-Размер зерна первичной рекристаллизации после обезуглероживающего отжига - 0.015-0,020 мы". 8-Режим высокотемпературного отжига: • Нагрев произвольный до 400°С. от 400.до 1100-1150°С со скорость» 12,5°С/час, выдержка'при 1100-1150°С 510 часов, охлаждение со:скоростью не более 10°С/мин. Атмосфера отжига: до 700-720° азотный завдиный газ с содержанием аммиака не менее 20Х„ дальнейший нагрев, выдержка и охлаждение в сухом водороде: 9 7 Максимум плотности нитридов алюминия .в процессе нагрева при высокотемпературном отжиге в температурном интервале 850 -POP'1 с не нте 5» 10''от/см3,

Плотность нитридов алюминия после горячей прокатки, термооб-. . 'работки и обезуглероживающего отжига fie прёвшает i'oV'kt/cm3 . В процессе напева гфн высокотемпературном отжига она достигает 10'4шг/см® и более. Наблюдается почти полное подобие изменения параметров структуры. ; текстуры, нитридов алюминия, itx изменениям ■в промышленной стали при .технологии .А (см. стр. 12).

При-технологии (В) с однократной холодной прокаткой существенно возрастает роль углеродосодеркащей фазы (перлит-мартенсит), Для Формирования совершенной'текстуры Перед холодной прокаткой в стали должно содержаться- 5-10% .этой Фазы с твердостью .420-500 кгс/мм2. При обработке стали, содержащей.с. 0062 углерода (углеро-досодержащая фаза отсутствовала), магнитная индукция B2SQ0 не пре-еышала if68 Тл, . а стали без.термообработки горячекатаной полосы. . содержащей. около 4% перлита - 1.70-1.,85 тл.. С повышением твердости углеродосодержащой фазы ' уменьшается - размер; зерна первичной рекристаллизации, а совершенство текстуры возрастает. lipii холод-

; ■. - 39 - ' ■

ной деформации Фаза служит дополнительным местом повышения степени искажения решетки, т.е. увеличения количества-центров первичной- рекристаллизации. Эта фаза, воздействуя на системы скольжения . прп деформации, влияет на формирование текстуры деформации и первичной рекристаллизации: увеличивает, остроту текстуры деформации и делает компонент (ШКШ> преобладающим. Она влияет на выделение нитридов алюминия ираспределение.легирующих элементов и-примесей по объему стали, т.к.. растворимость, например',, алюминия в аустените выше. Чем в Феррите. Около продуктов расйада аустенита наблюдается более высокая плотность нитридов, чем в' объеме стали.

. отработка режимов охлаждения полоо■ после горячей прокатки позволила получить-в стали полностью рекристаллизованную струк-v-ру. 6-7% углеродосодержащей фазы с твердостью около 460 кгс/ммг и повысить уровень индукции до 1.93-1.95 Тл. ' При необходимости и заказах на сталь о меньшими требованиями к магнитным свойства это позволяет исключить операцию термообработки горячекатаной полосы и использовать технологию, включающую выплавку, горячую прокатку, холодную прокатку, обезуглероживающий И высокотемпературный отжиги. Режим охлаждения полос после горячей прокатки: температура конца прокатки 940-960°С. охлаждение до 830-860°С на воздухе, затем закалка в воле. Режимы остальных технологических операций подобны режимам технологии В с однократной холодной прокаткой и термообработкой горячекатаных полос..

Получить сталь.толщиной менее 0.23 мм по технологии с одно«-, -ратной холодной, прокаткой возможно,, но при этом существенно возрастают нагрузки на стан холодной прокатки....Подтверждением'возможности. получения служит то, ''что .концы прокатанных полос имели толщину о,,10 мм и менее, а после высокотемпературного отжига в' .них наблюдалась такая же, структура . вторичной рекристаллизации.

- 40 - •/.,•'• чтс и в соседних участках толщиной 0.23-0.35 мм. .

1. Изучены особенности формирования структуры. Текстуры и нитридов é аиизотроюй электротехнической стали существующего tía Ш1МК и опытного химического состава, при ее обработке по технологиям с однократной и двукратной холодной прокаткой.

2. Показано, что при формировании нитридов алюминия в стали исследованного состава наблюдаются следующие закономерности: '

- В силу различной растворимости алюминия в аустените и феррите 'рй превращение способствует повышении плотности и дисперсности нитридов. Около продуктов распада аустенита плотность нитридов достигает 10'V а средняя в стали не превышает 10,3ип7см3. Исгользование *->а не,позволяет получить среднюю плотность нитри-до'.-! в сталях исследованных составов выше 1013шт/си3. • '• •

- При нагреве холоДнодеформйрованной стали выделение другого тина фаз, . предшествующее выделению нитридов, тормозит выделение последних.. Выделение нитридов начинается при растворении этих Фаз. В этом случае оно проходит более интенсивно-достигается •большая величина максимума в плотности нитридов. Эти первые более "низкотемпературные Фазы сохраняют до температур выделения нитридов Дефекты решетюг и служат-основой для образования нитридов.

- При нагреве холодаодеформйрованной стали возможно 'частичное растворение нитридов в температурном интервале, предшествующем первичной рекристаллизации. Для понижения энергии системы уменьшается поверхнос -ь раздела фзза-матрица. а.элементы адсорбируются дефектами решетки- •

-Б сплавах Fe+3S?S1 при температурах-выше 500° С возможно выделение нитридов кремния и алюминия. Вкцелекие того или иного ти-,па нитридов определяется соотношением содержаний алюминия и азота-

- 41- Л

в стали. При соотношении равном или больше-1,9 (стехиометрическое соотношение содержаний алюминия к азоту, в нитриде алюминия) в сплаве Формируются предпочтительно нитриды алюминия, при меньшем как нитриды алюминия! так и кремния.

- Любой вид Термообработки рекристаллизованной стали иссле-.дйваннЫх составов' приводит К плотности нитридов не выше 1013шт/см3. . Достичь, плотности нитридов 10м-10,5шт/см3 позволяет только сочетание операций Холодная пластическая деформация - термообработка. Дефекты кристаллической решетки уменьшают энергию образования зародышей и служат предпочтительным местом выделения нитридов.. Границы зерен не являются таким местом - выделение происходит в объеме зёрен. Повышение обжатий при холодной деформагчи . увеличивает количество,дефектов и нитридов, дисперсность послед. них. Медленный нагрев позволяет реализовать большее' количество . дефектов, как предпочтительных мест образования зародышей, и повысить плотность и дисперсность нитрилов. .

3. Установлено, что зерна с ориентировкой (1И)<1т»> и зерна

■ '

■ - (110)(001) образуются при первичной рекристаллизации по различ-• ным механизмам. Первые-мехаНизмом формирования субструктуры и , последующего слияния субзерен, вторые-механизмом образования зародышей и их роста за счет окружающей матрицы... Различие механиз-. мой приводит к получению большей плотности дефектов решетки и.соответственно. нитридов алюминия в зернах первой ориентировки. При ■'. увеличении ркоро'сти нагрева. .6 период первичной рекристаллизации, »в полной мере'.не успевают, реализоваться отдельно друг от друга .эти два -механизма и разница в распределении нитридов уменьшается. ',

4.' Установлено, что. неоднородность распределения, нитридов алюминия по зернам; различных ориентировок вызывает рост зерен \ ор;:екг;!р;5ш (Ш).<и'д?>,лрн собирательной . рекристаллизации. При.

неоднородной распределении увеличение среднего размера зерна при собирательной рекристаллизации происходит более интенсивно, чем при однородном.

5. Показано, что для прохождения вторичной рекристаллизация с получением совершенной ребровой текстуры необходим интенсивный распад твердого раствора в процессе нагрева при высокотемпературном отаиге. Максимум в плотности нитридов алюминия (не менее 5*10,3вп7см3 при размере 10-30 нм) должен достигаться при температурах Ш-900°С. Одной из причин получения различного совершенства текстура является изменение кинетики выделения нитридов: увеличение или уменьшение величины максимума плотности, смещение максимума по температуре. При более интенсивном распаде ярче проявляется неоднородность выделения нитридов по зернам различных ориентировок., , Следствием этого является формирование более оптимальной текстуры первичной рекристаллизации при более интенсивной собирательной рекристаллизации.

6. Установлено, что алюминий, находясь в твердом растворе кремнистого феррита, . эффективно тормозит рост зерен первичной • рекристаллизации .до температур 900-940®С, Для получения более мелкозернистой матрицы целесообразно иметь часть алюминия- постоянно ¿> твердом растворе. Это Достижимо за счет увеличения его содержания з стада или за счет уменьшения длительности технологических операция (горячей прокатки, и обезуглероживащего отжига). при которых возможно выделение,нитридов алюминия. - Сокращение дли- . телмюсти этих операций уменьшает также развитие собирательной рекристаллизации. Зачастую.- собирательная рекристаллизация' при этих операциях может, приводить.к развитию нежелательных,компонент текстуры. Сохранение алюминия в твердом растворе является предпосылкой' для интенсивного распада, при высокотемпературном отжиг.

Для нормального протекания вторичной рекристаллизации при атон •отжиге весь алюминий должен быть удален из твердого раствора.

7. Выдвинута гипотеза о механизме образования центров, вторичной рекристаллизации с Формированием . совершенной ребровой текстуры. Вторичная рекристаллизация начинается после достижения в результате собирательной рекристаллизации определенной структурной и текстурной композиция, когда крупные зерна с ориентировкой (111)<112> прорастают до зерен с ориентировкой (110)£001}. Зерна (110) [0013 начинают быстро расти за счет зерен {111)<И2> и превращаются в центры, вторичной рекристаллизации. Способность быстрого роста определяется следующими необходимыми и достаточными условиями: 1-Разори.ентировка между зернами этих ориентировок обеспечивает максимальную подвижность грашшы. 2-Меньшая энергия зерен (110) [001] из-за меньшей плотности нитридов алпминия. ■ 3-f.Ia-лое количество нитридов алюминия в участках зерен {1Ш<112>, проростах до зерен (110)[001). Ч-Общее снижение плотности нитридов алюминия в этот период. Причиной этого является неоднородное распределение нитридов алюминия по зернам различных ориентировок. Оно определяет структурные и текстурные изменения при собирательной рекристаллизации.

Сложность объяснения причин вторичной рекристаллизации в сталях различного состава, обработанных по различным технологиям, заключается в существовании не одного, а нескольких механизмов осуществления этого процесса. Один - превращение зерна в зародыш, вторичной рекристаллизации в силу энергитического приоритета, второй - образование . зародыша за счет слияния зерен близких по ориентировке посредством рассасывания границ между ними.

8; Разработан способ воздействия на формирование-нитридов алюминия, включающий выплавку стали с соотношением' содержания

■ ■ - .44

алюминия к азоту., более 1.9 и высокотемпературный отжиг стали в конечной толщине в атмосфере, обеспечивающей насыщение стали азотом. До высокотемпературного,отжига нитриды формируются за счет алюминия и азота,;; содержащихся в. стали, при отжиге - за счет избыточного по отношению к азоту в стали алюминия и азота из печной атмосферы. На первой стадии плотность.нитридов может достигать Ю13. на .второй - 1014 -1Q15шт/см3. Особенностью формирования нитридов при этом способе является увеличение их плотности и дисперсности -при нагреве холоднокатаной стали при условии уменьшения скорости охлаждения после горячей прокатки или термообработки горячекатаной полосы,

9. Для повышения совершенства текстуры'и упрощения технологий при производстве стали на НЛМК в настоящее время существуют следующие пути: 1. Совершенствование существующей технологии: Повышение содержания.алюминия в стали до 0.016-0,020%. Это усилит стабилизацию и обеспечит интенсивный распад твердого раствора при высокотемпературном отжиге. Уменьшение среднего размера зерна в. стали при высокотемпературном отжиге до. 0, 015 мм и меньше за счет •увеличения скорости, обжатий;И уменьшения температуры смотки при горячей прокатке, сокращения продолжительности обезуглероживающего отжига,увеличения обжатий при.второй холодной прокатке. Эти же технические решения способствуют оптимизации текстуры деформации и первичной рекристаллизации. ^.Использование новых способов производства стали толщиной 0.10-0.35мм по технологиям с'однократной и двукратной холодной прокаткой, разработанных в данной работе.

Основное содержание диссертации изложено в следующих работах: .1. А. А. Заверюха, / Т.Н.Яновская. • Б.В. Молотилов и др. Кинетика старения после введения V азота, и .. углерода- в монокристаллы F«r$.)¡si. Use. АН СССР. Серия физическая;. 1975".'. 39, • И7/с. 1541-1542.

•'■; 45 - - . : ■

2. В.В.Логунов. А. Гвоздев. А.А.Заверюха. Л.Б.Казэджан. Влияние скорости охлаждения при нормализационной обработке на вторичную рекристаллизацию и магнитные свойства трансформаторной стали.- Материалы 6-го Всесоюзного совещания по Физике И металловедению электротехнических сталей и сплавов. М.. Черметинфорыа-ЦИЯ, 1982. Ч. 2, С.21-25.

3. В.М.Куцак. Л.А.Заверюха, В. В. Логунов. В.А.Никитин. И.П.Горбунов. Влияние скорости нагрева и содержания алюминия т рекристаллизацию трансформаторной стали,- Там же. с.42-44.

4. А.Г.Гвоздев. Л.Б.Казадаан. ■ В:М.Куцак, В.В.Логунов. А.А.Заверюха. Влияние алюминия на кинетику вторичной рекристаллизация кремнистого железа.- Физика металлов и металловедение. 1982,-Т. 53. ВЫП. 2. С. 1030-1032. •.' - '

5. А.Г.Гвоздев. В.В.Логунов. А.А.Заверюха. Е.В.Харнн. Изучение процессоз старения в кремнистой стали." Изв.Вузов. Черная ме-

. таллургия, 1087. И 4, с. 90-92.

6. Ю. Е.Кальченко, А.А.Заверюха и др. Влияние неметаллических включений в изотропной стали на процессы текстуро- и структурооб-разования, - Материалы 8-го Всесоюзного совещания по физике и , металловедению электротехнических сталей и сплавов, М., Черметин-формация. 1988, 4.2, с. 107-109.

7. П.Л.Кириллов. А.А.Заверюха. В.Н.Калинин. В.А.Сёргеев. р.И.Гаврилвк. Неоднородность магнитных свойств по Длине полосы анизотропной электротехнической стали в зависимости от условий. высокотемпературного отжига.- Там же, ч.1. с. 87-92.

8. Ю.Л.Кириллов. А.А.Заверюха. А.Е.Бугаков, В.А.Никитин. Л.М.Диденко. исследование связи между неоднородностью магнитных свойств по. длине полосы анизотропной стали и продольной разнотол-щинностью,- Там же. ч.1, С.93-95.

- 4 С -

9.Л.Е.Цветкоба, А.Т.Петренко, А.А.Заверюха. Л.А'.Шварцман. Влияние длительности нагрева на структуру анизотропной, стали. -Там же, ч.1. с. 73-74.'. :

10.' Ä. А.Заверила, С.И. Гаврилюк.. В. В.Шитов и др. Влияние состояния поверхности полос при производстве анизотропной электротехнической стали на магнитные свойства. - Там ке. ч. 1; с. 75-77.

11. А. А. Заверюха. С.И.Гаврилюк и др. Влияние обезуглерозмва-шш в конечной . толщине на текстурообразование в .-анизотропной элоктпотехническоП стали.- Там же. чЛ. с. 37-39.

12. А.А.Заверюха, С. И. Гаврилюк. Влияние скорости, нагрева в, интервале первичной рекристаллизации на текстурообразование в сплавах Fe*3%Si, содержащих алюминий и азот.- Изв.Ali СССР. Металлы. 1939. К 5, с. 103-106.

13. А..Г.Гвоздев. А.А.Заверюха и др. Влияние нормализацнонно!; обработки па текстуру рекристаллизации.динамцой стали.- Изв.Ву-3Gb. Черная металлургия. 1990. И 4. с.75-77.

14. A.A.Заверюха. Е.В.Двкова. И.И.(Маршаков. Формирование зерен (110) ¡001] в. сплаве Fe+3%Sl.~ Изв. Вузов. Черная Металлургия. ■1991. Н 10. С. 50-53. ' • - \

15.' Л.А.Заверюха, С.И.Гаврилюк. Текстурные изменения при собирательной рекристаллизации в сплаве Fe+3?St. - Изв.АН СССР. Металлы; 1991. .Н 5.-с. 111-114. - '

.16. А. А. Заверюха, уточнение механизма влияния алюминия и его нитридов на рекристаллизацию.- Изв, АН СССР. Металлы, 1993. N4. с; 127-330. . ;

17.А.А.Заверюха. Е.В.Дйкова и др.Оптимизация структуры анизотропной электротехнической стали.- СтаЛь. 1993, N11, с.63-67.

1В. А. А. Заверюха. Е. В. Дюкова.С. И. Гаврилюк. и.,М.Шаршаков. Оптимальная текстура деформации и первичной рекристаллизации злек-

- 47 - '

•тротехническол анизотропной стали. - Сталь,. 1994, Н2. с. 71-74.

19. Б.В.Лвкооа, А. А. Заверюха, И.М.Шаршаков. Уточнение механизма влияния химического состава на-свойства анизотропной электротехнической стали. - Сталь. 1994, Н 12. с. 60-53. •

20. А.Л.Заверюха, Е.В.Дюкова,-А.Л.Стегаша. Фаза-ингибитор в текущей производстве анизотропной электротехнической стали. -Сталь, 1995, Кб, ■ с.56-58.

21. А. С. СССР 1042354. Способ производства.. .текстуровшшой ' кр.?мн;:стой стали В.В.Логунов, А.А.Заверюха и др. Не публ: 1983,22.. A.C.СССР 1101458. Способ, производства анизотропной

электротехнической стали. В.П.Барятинский. А.А.Заверюха.. В.В.Ио~ лотилов И Др. Б. И. 1J 25, 1985.

.23. А. С, СССР 1463776. Способ высокотемпературного ртаит-з анизотропной &.,^ктротехнической стали. A.A.Заверюха. Л.Б.Казад-жан. С. И. Гаврилюк И др. Б. И. N 9, 1989.

24. А.С. СССР 1507821. Способ высокотемпературного отяига анизотропной электротехнической стали. В.А.Сергеев, Д.В.Ермаков. А. А.сурнин. А.Т.Гршшев. A.A.Заверюха.-Б.И. N34, 1989. .

25: А.С.СССР 1584390. Способ производства электротехннчьско? анизотропной стали. В.Л.Кириллов, Я.Я-Костромин, А.П.Шаповалов, С.Д.Зуев, А.А.Заверюха и др. Не публ. 1989.

26. А.С.СССР 1585349. Способпроизводства трансформаторной стали. А.А. Заверюха, Л.Б.Казаджан и др. Б. И. Н 30, 19Э0.

27. A.C. СССР 1591496. Способ производства изотропной элект-. "ротехническсП стали. В. Е. Кальченко, В. П. Барятинский, А. А. Заверюха и др. Не публ. 1939. . . '

28. .А. С.СССР1600337.Способ высокотемпературного отжига тран-сФоркаторной стали.А/А.Заверюха. Л.Б.Казаджан и др. Не публ.1389.

■ 29.'-А. С. СССР 1601148. Способ производства изотропной злектрс-

; - 48 -

технической стали. В.В.Логунов. А.А.Заверюха и др. Б.И. N39,1990.

30. Патент 1749261, Способ производства электротехнической стали. А.Д.Завер»ха,-Й.Б.1йза|И1ан^идр. Б.И.И 27, 1991.

31. А.С.СССР 1736918,- Способ производства\ динамной стали. . ВгП.Настич..^И.МйНдда;А.А. Заверюха и др, Б.И. N19, 1992.

32. Патент 1741429. Способ получения электротехнической анизотропной стали толщиной 0,15-0.30 т. Л. Б. Казаджан, А. А. Заверюха. Б.И. Н 10, 1993.

33.. Патент 1759027.Способ получения электротехнической стали толщиной O. lö мм. А. А. Заверюха, Л.Б. Казаджан и др. Не публ. 1991.

34. Патент 1762505. Способ высокотемпературного отжига электротехнической анизотропной стад» толщиной 0,15-0,30 мм. Л.Б.Казаджан,. А. Д.Заверюха. В,С.Ковалевский. Не публ., 1993. '

- 35. Патент 1793975.Способ производства анизотропной электротехнической сташк А, А,.Заверюха, Л.Б.Казаджан и др. Б. И. N5,1993.

36. Патент 2024622. Способ производства электротехнической, енйзотройной стали. И. В,Францё«ок. Л. Б. Каъадеан, А. А. Заверюха и др. Б.И. К, 1S95. '

; , 37. Патент 1801126,Способ производства анизотропной электротехнической стали. А.А.Заверюха, Л,Б.Казаджан и др. D.U. Kt. 1994.

38. Патент 2017837, Способ производства траяпформаторнои стали. А.Л.Заверюха. И.М.Шаршакои и др. E.II N 15, iuü4.•

• 39. Патент 2002820,Способ производства анизотропной олеатро-' технической стали. А.А.Заверюха. А.П.Южаков и др. Б.И. N41. 1993.

Плдписако « 11<чли 28 IU- 85 I- фцмаг 60iM |Ди Буи«и »mwip*4»- fVun[>m«i Меч- л-i.tl 1 Wl in

Ли 5JS 1яя Л1ТУ, 31*141, Л«1Чи>, (