Диплом, курсовая, контрольная работа
Помощь в написании студенческих работ

Структуро-и текстурообразование в электротехнической анизотропной стали, изготовляемой с использованием процесса азотирования

Диссертация: Структуро-и текстурообразование в электротехнической анизотропной стали, изготовляемой с использованием процесса азотирования
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

Зафиксировано, что местоположение химико-термической обработки в технологическом цикле производства ЭАС нитридно-медного варианта оказывает заметное влияние на уровень ее конечных магнитных свойств. Причиной этому служит образование различных текстурных состояний первичнорекристаллизованного металла в зависимости от комбинации операций обработки. Наиболее благоприятным с точки зрения конечных… Читать ещё >

Содержание

  • 1. Аналитический обзор
    • 1. 1. Требования, предъявляемые к химическому составу электротехнической анизотропной стали
    • 1. 2. Основные технологии производства электротехнической анизотропной стали
    • 1. 3. Горячая прокатка. ь
    • 1. 4. Отжиг после горячей прокатки
    • 1. 5. Преобразование текстуры электротехнической анизотропной стали при холодных деформациях и рекристаллизационных отжигах
    • 1. 6. Гипотеза Харасе о протекании вторичной рекристаллизации при производстве электротехнической анизотропной стали методом приобретенного ингибитора
    • 1. 7. Постановка задачи исследования
  • 2. Материалы и методики исследований
    • 2. 1. Материалы для исследований
    • 2. 2. Методики исследований
  • 3. Формирование структуры электротехнической анизотропной стали при использовании процесса азотирования. ж
    • 3. 1. Структура азотированного слоя технического сплава Ре-3% и идентификация находящихся в нем нитридных фаз
    • 3. 2. Влияние типа окисной пленки на кинетику процесса азотирования технического сплава Ре-3%
    • 3. 3. Поведение азота в техническом сплаве Ре-3% Б! в процессе высокотемпературного отжига
    • 3. 4. Выводы к главе 3
  • 4. Формирование структуры и магнитных свойств электротехнической анизотропной стали, производимой по методу приобретенного ингибитора
    • 4. 1. Влияние исходной обработки на конечные магнитные свойства * готовой электротехнической анизотропной стали, производимой по методу приобретенного ингибитора

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

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

    4.4. Выводы к главе 4.

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

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

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

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

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

    А

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

    5.6. Выводы к главе 5.

Структуро-и текстурообразование в электротехнической анизотропной стали, изготовляемой с использованием процесса азотирования (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

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

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

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

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

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

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

ЭАС — электротехническая анизотропная сталь;

ГП — горячая прокатка;

ВПО — выкуумно-плазменная обработка;

ОГП — отжиг после горячей прокатки;

ХП — холодная прокатка;

ОХП — однократная холодная прокатка;

00 — обезуглероживающий отжиг;

ХТО — химико-термическая обработка;

НРО — отжиг для нормального роста зерен;

ВТО — высокотемпературный отжиг;

ПР — первичная рекристаллизация;

СР — собирательная рекристаллизация;

ВР — вторичная рекристаллизация;

МПИ — метод приобретенного ингибитора;

5.6. Выводы к главе 5.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

Показать весь текст

Список литературы

  1. Л.Б., Шитов В. В., Соколова И. Л. Влияние условий горячей прокатки на формирование текстуры подката электротехнической стали // Сталь. 1994. № 10. С. 71. 74.
  2. В.Я., Пащенко С. В., Гражданкин С. Н. и др. Структурообразование при горячей прокатке сплаваFe-3%Si // ФММ. 1980. Т.50. Вып.6. С. 1213.1217
  3. И.Б., Самарин Б. А. Физическое металловедение прецизионных сплавов. Сплавы с особыми магнитными свойствами. М.: Металлургия, 1989. 486 с.
  4. В.В. Магнитные свойства электротехнических сталей. М.: Энергия. 1974.240 с.
  5. Фазовые превращения и свойства электротехнических сталей/ Миронов Л. В., Дубров Н. Ф., Гольдштейн М. И. и др.- Свердловск- Металлургиздат. 1962. 35 с.
  6. Холоднокатаные электротехнические стали. Справочник / Молотилов Б. В., Миронов Л. В., Петренко А. Г. и др. М.: Металлургия, 1989. 168 с.
  7. М.Л. Влияние у-фазы на формирование структуры электротехнической анизотропной стали нитридного варианта ингибирования /В сб. Фазовые и структурные превращения в сталях. Выпуск 3. Магнитогорский дом печати. 2003. С. 243.274.
  8. Сера в электротехнических сталях / Молотилов Б. В., Петров А, К., Боревский В. М. и др.: М.:Металлургия, 1973. 176 с.
  9. Koizumi М., Kikuti Т., Bando S. Study of Method of Controlling the Precipitation Behaviour of MnS and A1N in Unique Manufacturing Process of Grain Oriented 3% Silicon Steel // TetsutoHagane. 1980 V.66. № 9. P. 1351. 1360.
  10. Температуры растворения ингибиторных фаз в кремнистом железе / Емельяненко Л. П., Кононов А. А., Могутнов Б. М. и др.: Сталь. 1981. № 8. С. 61.62.
  11. Производство электротехнической холоднокатаной анизотропной стали. Технологическая инструкция. Министерство металлургии СССР. Новолипецкий металлургический комбинат. ТИ 118-ПХЛ-13−1-94.: Липецк, 1995. 65 с.
  12. J.G., Влияние серы на магнитные свойства текстурованной 3,25% кремнистой стали при высоких индукциях, Appl.Phys. 1967. № 3. Р.1100. 1101.
  13. Suzuki Т., Abe Н. The Mn Concentration in Cementite as a Factor Controlled the Annealing Texture in a Low Carbon Steel, // Proc. 6th Int.Conf.Textures Materials. Tokyo. 1981. V.2. № 4. P. 160. 183.
  14. Luo Y., Li W.L., Cheng M.C., Li Y.F., Cheng Y.Z. Mechanism for Effects of A1 on Magnetic Properties of Grain-Oriented 3%Si-Fe, // J.Appl.Phys. 1981. V.52. № 3 (March). P.2416.2418.
  15. Couderchon C., Brissonneau P. Magnetic Properties of Fe-Si Sheets with Goss Texture Containing Aluminium // IEEE Trans, on Magnetics. 1974. V.10. № 2. P. 170. 172.
  16. Н.Ф., Лапкин Н. И. Электротехнические стали. М.: Государственное научноисследовательское издательство черной и цветной металлургии, 1963. 384 с.
  17. Т.А., Цейтлин A.M. Влияние содержания углерода на формирование структуры в сплаве Fe-3%Si при деформации и термообработке // ФММ. 1984. Т.58. Вып. 1. С. 149. 153.
  18. Физическая химия процессов обработки электротехнических сталей / Могутнов Б. М., Емельяненко Л. П., Кононов А. А. и др. М.: Металлургия, 1990. 168 с.
  19. М.Л., Курносов С. Ю., Первушина О. В., Шабанов В. А. Влияние алюминия и углерода на конечную структуру ЭАС // Тезисы докладов. Десятое международное совещание по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов. Липецк. 1995. С. 55.62.
  20. Дз., Такасима К., Мацумура Е. и др. Некоторые соображения, касающиеся характера рекристаллизации во время горячей прокатки анизотропной электротехнической стали//Тэцу То Хаганэ. 1981. С. 1200.1239.
  21. Shimizu Y., Ito Y., Iida Y. Formation of the Goss Orientation Near the Surface of 3 Pet Silicon Steel During Hot Rolling // Met. Trans. 1986. V.17A. August. P.1323.1334.
  22. Lee H.G., Im H.B., Kim Y.G. Effects of Decarburization and Normalizing Heat Treatment in Boron-Silicon Iron Alloys // Met.Trans. 1986. V.17A. August. P.1353. 1359.
  23. E., Ивамото К, Гото Т. и др. Влияние мелкодисперсных карбидов на текстуру первичной рекристаллизации в 3.3% кремнистой стали. // Тэцу То Хаганэ. 1984. Т. 70. № 5. Р. 2041. 2048.
  24. К., Иида Е., Гото К. и др. Влияние сверхмелких карбидов на рекристаллизацию 3,3%Si-Fe стали // Тэцу То Хаганэ. 1983. Т53. № 5. Р.284.
  25. Азот в металлах. Аверин В В., Ревякин А. В., Федорченко В. И., Козина Л. Н. М., «Металлургия», 1976. 224 с.
  26. О стабилизации размера зерна матрицы в тонкой ленте трансформаторной стали./ И К Счастливцева, В. В. Губернаторов, Б. К. Соколов и др. ФММ 1967. № 5. С. 929.933.
  27. Iwayama К., Tanaka О., Wada Н. Behaviour of MnS and A1N Inhibitors during the Secondary Recrystallization//Tetsu To Hagane. 1980. V.66. № 11. P. 1157.
  28. Sakakura A. et al. Method for producing a high magnetic flux density grain oriented electrical steel sheets // US Patent № 3.841.924 from 04.04.73.
  29. Физическое металловедение: В 3-х т., 3-е изд. Пер. с англ. Т. З /Под.ред.Кана Р. У., Хаазена П.Т.// М.: Металлургия, 1987, 624 с.
  30. Taguchi S., Yamamoto Т., Sakakura A. New Grain-oriented silicon steel with high Permeability «Orientcore Hi-B» // IEEE Trans, on Magnetics. 1974. V.10. № 2. P. 123. 127.
  31. Способ изготовления текстурованной ленты из железокремнистых сплавов. В. В. Губернаторов, В. Д. Садовский, Б. К. Соколов и др. Авторское свидетельство СССР № 198 376 от 28.06.1967.
  32. Способ производства анизотропной стали с высокой магнитной индукцией. М. Кумалзава, М. Окамото, Ё. Суга. Патент Японии 1 50−19 489 от 08.07.1975.
  33. Process for Production of Grain Oriented electrical steel sheet having high flux density. Takahashi, Nobuyuki, Suga et.al. United States Patent 4 938 807. July 3, 1990.
  34. Process for production of grain oriented electrical steel sheet having high flux density. Takahashi- Nobuyuki- Suga et.al. United States Patent 4 994 120. February 19, 1991.
  35. Process for preparing unidirectional silicon steel sheet having high magnetic flux density. Takahashi, Nobuyuki, Suga et.al. United States Patent5049205. September 17, 1991.
  36. Process for production of oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties.. Minakuchi- Masayoshi- Kondo et.al. United States Patent5266129. November 30, 1993.
  37. В.Ф. Прокатка трансформаторной стали. М.: Металлургия. 1975. 200 с.
  38. Shimizu Y., Ito Y. Влияние структуры слитка на текстуру горячей прокатки 3% кремнистой стали, // Tetsu То Hagane. 1984. Т.67. С. 426.
  39. Текстурообразование при горячей прокатке кремнистого сплава / Пащенко С. В., Гольдштейн В. Я., Серый А. В., Гражданкин С. Н. // ФММ. 1984. Т.58. Вып.1. С. 63.68.
  40. Формирование текстуры при горячей прокатке сплава Fe-3%Si / Пащенко С. В., Гольдштейн В. Я., Серый А. В., Гражданкин С. Н. В сб. Прецизионные сплавы в электротехнике и приборостроении. //М. Металлургия. 1984. С. 46.50.
  41. М.Л., Шабанов В. А., Цырлин МБ., Первушина О. В. Влияние температуры горячей прокатки на структуру и свойства электротехнической анизотропной стали // Сталь. 2001. № 7. С. 65.67
  42. М., Синдо Е., Мацумото Ф. Изменение текстуры по толщине в горячекатаном подкате анизотропной электротехнической стали // Тэцу То Хагане. 1981. Т.67. С. 1202. 1204.
  43. И.В., Казаджан В. Б., Барятинский В. П. Достижения в улучшении качества электротехнических сталей на НЛМК // Сталь. 1994. № 10. С. 35.38.
  44. TaokaT., Furubayashi Е., Takeyshi S. Formation of cold-rolled texture and rekrysallized texture in single crystals of 3%-silicon iron. Trans. Nat. Research Inst, for Metals. 1967. v9 '4. P. 155.207.
  45. В.Ю. Исследование изменений текстуры при отжиге холоднокатаного монокристалла (110)001. кремнистого железа. / В сб. Структура и свойства текстурованных металлов и сплавов // М.: Наука. 1969. С. 61.67.
  46. Э., Кикучи Т. Поверхностная текстура холоднокатаного и рекристаллизованного монокристалла кремнистого железа // Тэцу То Хаганэ. 1977. Т.63. № 3. С. 1202.
  47. С.И., Тихонов A.C., Дубровин А. К. Деформируемость структурно неоднородных сталей. M.: Металлургия. 1975. 352 с.
  48. С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1978. 568 с.
  49. М.Т., Зайцева Т А., Цырлин М Б. Исследование текстуры по сечению горячекатаной полосы электротехнической стали, //Девятое всесоюзное совещиние по физике и металловедению электротехнических сталей и сплавов. Минск. 1991. 112 с.
  50. A.A., Дюкова Е. В. Калинин В.Н. Оптимизация структуры анизотропной электротехнической стали // Сталь. 1993. № 11. С. 63.67.
  51. Nakashima S., Takashima К., Harase J. Effect of Thickness on Secondary Recrystallization of Fe-3%Si // Acta Met. Mater. 1994. V.42.1 2. P. 539.547.
  52. Ю.А., Соколов Б. К., Цейтлин A.M. Самоделкина И. В. Влияние условий нормализующей обработки на структуру и свойства сплава Fe-3%Si // ФММ. 1975. Т.40. Вып.4. С. 778.785.
  53. Г. А., Бородкина М. М., Крылова Л. М. О формировании текстуры и структуры высокопроницаемой анизотропной электротехнической стали // МиТОМ, 1990, № 9, С. 4.7.
  54. Р. Пластическая деформация металлов. Пер. с англ. М.: Мир. 1972.408с.
  55. Новиков И И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия, 1986.480с.
  56. Я.Д., Бабарэко A.A. Теория образования текстур в металлах и сплавах. М.: Наука. 1979. 343с.
  57. И.В., Соколов Б. К., Печкурова И. П., Жигалин А. Г. Преобразования текстуры при рекристаллизации сплава Ре-3%5г Известия АН СССР, сер. физическая, 1982. Т.46, № 4, С. 669.674.
  58. Inagaki H. Fundamental aspekt of texture formation in low carbon steel. ISIJ International., 1994. v.34. '4. P.313.321.
  59. И.В. Закономерности текстурных преобразований и роль мезоструктурных неоднородностей в процессах деформации и рекристаллизации ОЦК и ГЦК металлических материалов: Автореф. дисс. док. физ.-мат. наук. Екатеринбург, 2004. 40 с.
  60. В.Я. О некоторых возможностях управления текстурой рекристаллизации // В кн. Структура и свойства электротехнической стали. Свердловск: УНЦ АН СССР. 1977. С. 33.39.
  61. М.П., Адамеску Р. А., Гельд П. В. Влияние деформации на текстурообразование в кремнистом железе // В сб. Структура и свойства текстурованных металлов и сплавов. М.: Наука. 1969. С. 48.52
  62. Sanak М., Darmann С., Lucke К. New Information on Texture Development in Regular and High-Permeability Grain-Oriented Silicon Steels // Met. Trans. 1986. V.17A. № 8. P.1301.1312.
  63. Влияние дорекристаллизационного отжига в процессе деформации на структуру и текстуру сплава Fe-3%Si / Губернаторов В. В., Гервасьева И. В., Григорьев Л. Г., Медведева А. Ф. //ФММ. 1994. Т.78. № 1. С. 89.93.
  64. Влияние способов деформирования на текстуру рекристаллизации в сплаве Fe-3% Si / Губернаторов B. B, Брышко H.A., Соколов Б. К. и др. // ФММ. 1982. Т.53. Вып.6. С. 1122.1126.
  65. В. Я, Савинская А. А. Исследование структурных и текстурных изменений при отжиге кремнистого железа, деформированного с малым обжатиями //ФММ. 1983. Т. 56. Вып. 5. С. 956.961.
  66. Рекристаллизация металлических материалов / Под ред. Ф.Хесснера. Пер. с англ. М.: Металлургия, 1982. 352 с.
  67. В.Ю. Вторичная рекристаллизация. М.: Металлургия, 1990. 128 с.
  68. И.В. Использование количественных характеристик текстуры для прогнозирования структуро-ориентационных преобразований при отжиге // ФММ. 2004. Т.98. Вып.З. С. 80.89.
  69. Barnett M R, Kestens L, Formation of {111 }<110> and {111 }<112> Textures in Cold Rolled IF Sheet Steel // ISIJ International. 1999. V. 39. № 9. P. 923. 929.
  70. Гольдштейн В. Я, Вербовецкая Д. Э. Рекристаллизация по границам зерен кремнистого железа//ФММ. 1977. Т.44. Вып.З. С. 558.565.
  71. Мацуо М, Танино М, Синдо Т. и др. Влияние формы выделений и степени деформации при холодной прокатке на текстуру первичной рекристаллизации высокопроницаемой анизотропной электротехнической стали // Тэцу То Хаганэ. 1981. Т.67. № 5. С. 578.
  72. В.Я., Термер ЭР. Особенности влияния дисперсной фазы на текстурные изменения при первичной рекристаллизации сплава Fe-3%Si // ФММ. 1986. Т.61. Вып.З. С. 554.560.
  73. Yoshitomi Y., Harase J., Takahashi N. Relationship between Primary Recrystallized Structure with Texture and Secondary Recrystallization Kinetics of Fe-3%Si Alloy // Proc. Mater. Science Forum. 1996. V.204−206. P.635.640.
  74. Yoshitomi Y., Y. Ushigami, T. Nakagama, H.Masui. Coincidence grain and role of Primari Recrystallized grain growt on Secondary Recrystallization Texture Evolution in Fe-3%Si Alloy // Proc. Mater. Science Forum. 1996. V.42. № 8. P.2593.2602.
  75. Iwayama K., Tanaka O. Effects of Decarburizing Annealing Conditions on the Properties of High Permeability Grain Oriented Silicon Steel // Tetsu To Hagane. 1984. V.70. № 13. P. 1470
  76. Production of grain oriented silicon steel and continiuos decarburized annealing equipment. / Shigenobu K. «Nippon Steel Corporation «// Filed 22.04.1994- Appl. No 06−85 092- Date 07.11.1995.
  77. Process for producing grain oriented silicon steel sheet, and decarburized sheet. / Ishitobi, Hirotake, Suzuki. Assignee «Kawasaki Steel Corporation» // Filed Sept. 3, 1996- Appl. 707,122- Date Mar. 10, 1998.
  78. О. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа. Справочник (перевод с англ.). М.: Металлургия, 1985. 184 с.
  79. Yoshitomi Y., Kawasaki K., Harase J., Takahashi N. Texture Change during Primary Recrystallized Grain Growth in Fe-3%Si Alloy // Proc. Mater. Science Forum. 1996. V.204.206. P.527.532.
  80. Губернаторов В В., Гервасьева И. В., Владимиров JI.P. и др. Управление текстурой листовых материалов условиями деформации // ФММ. 1992. № 12. С. 99. 103.
  81. П.И., Горелик С. С., Воронцов В. К. Физические основы пластической, деформации // М., Металлургия, 1982, 584 с.
  82. Г. С., Губчевский В. П., Златоустовский Д. М. и др. Образование сложной текстуры при деформации металлов с ОЦК решеткой, // ФММ. 1982. Т.54. Вып.З. С. 518.523.
  83. В.Я. Конспект лекций по курсу «Металловедение и термическая обработка металлов» Вып.З, Свердловск, УПИ, 1970. 50 с.
  84. В.Ф., Гольдштейн В. Я. Ингибиторная фаза в трансформаторной стали конвертерной выплавки, //ФММ. 1977. Т.44. Вып.2. С. 288.293.
  85. A.A., Могутнов Б. М., Сумин A.B. и др. Фазовые превращения в кремнистом железе и их влияние на формирование ингибиторных фаз // Изв. АН СССР. Сер. физическая. 1982. Т.46. № 4. С. 710.713.
  86. В.Я., Гершман P.JL, Комиссарова Т А., Савинская A.A. Влияние структурного состава матрицы на развитие и совершенство ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации в сплаве Fe-3%Si // Изв. АН СССР. Сер.физич. 1982. Т.46. № 4. С. 675.678.
  87. Ларионова К В., Лобанов М Л. Попов A.A. Прогнозирование температуры полного растворения A1N в зависимости от количества аустенита в трансформаторной стали // Изв. Высших учебных заведений. Черная металлургия. 1998. № 3. С. 73.74.
  88. A.B., Кононов A.A., Могутнов Б. М. и др. Образование аустенита при горячей прокатке кремнистого железа, // Изв. АН СССР. Сер.физическая. 1985. Т.49. № 8. С. 1649. 1651.
  89. Лобанов М. Л Влияние у-фазы на формирование структуры электротехнической анизотропной стали нитридного варианта ингибирования / В сб. Фазовые и структурные превращения в сталях. Магнитогорский дом печати. 2003. Выпуск 3. С.
  90. Т.Н. Условия. выделения дисперсных фаз A1N в зависимости от термической обработки перед холодной прокаткой кремнистого железа // В сб. Прецезионные сплавы в электротехнике и приборостроении. М.: Металлургия, 1984.С.56.59.
  91. Harase J., Shimizu R., Takashima К., Watanabe T. Effect of A1N on the Secondary Recrystallization of3% Si-Fe Alloy //Trans. 1S1J. 1987. V.27. P.965.973.
  92. B.M., Густомесов В. А., Цырлин М. Б., Цейтлин А. М. Основные условия формирования совершенной ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации в кремнистом железе//Изв. АН СССР. Сер.Физическая. 1982. Т.46. № 4. С. 679.683.
  93. Homkma H., Hutchinson В. Orientation dependence of secondary recrystallisation in silicon-iron // Acta Materiala. 2003. № 51. P. 3795.3085
  94. .К., Гервасьева И. В., Жигалин А. Г. Образование острой ребровой текстуры при вторичной рекристаллизации в железокремнистых сплавах / Изв. АН СССР. Сер.физич. 1985. Т.49. № 8. С. 1612. 1617.
  95. .К., Губернаторов В. В. О вкладе ориентированного зарождения в текстурообразование при вторичной рекристаллизации в сплаве Fe-3 Mac.%Si // ФММ. 1992. № 10. С. 139. 147.
  96. Harase J., Shimizu R., Dingley D J. Texture Evolution in Presence of Precipitates in Fe-3%SI Alloy // Acta Met. et Mat. 1991. V.39. № 5. P.763.770
  97. Harase J., Shimizu R., Takahashi N. Coincidence Grain Boundary and (100)001. Secondary Recrystallization in Fe-3%Si // Acta Met. Mater. 1990. V.38. № 10. P. 1849. 1856
  98. Границы зерен и свойства металлов. Кайбышев O.A., Валиев Р. З. М.: Металлургия, 1987. 214 с.
  99. Губернаторов В В., Титоров Д. Б., Соколов Б. К. Текстурные барьеры роста зерен //ФММ. 1978. Т.45. Вып. 1. С. 216.218.
  100. В.В., Соколов Б. К., Брышко H.A. и др. Влияние текстуры рекристаллизованной матрицы на кинетику вторичной рекристаллизации в сплаве Fe-3%Si // ФММ. 1981. Т.52. Вып.1. С. 136.140.
  101. М.М., Самарина Н. М., Савочкин В. М. и др. Склонность холоднокатаной трансформаторной стали к вторичной рекристаллизации с образованием текстуры (110)001. // Изв. АН СССР. Сер. физич. 1975. Т.39. 7. С. 1478. 1482.
  102. В.Ю. О некоторых факторах, влияющих на текстуру вторичной рекристаллизации // ФММ. 1981. Т.52. Вып.6. С. 1257. 1262.
  103. A.A., Гаврилюк С. И. Влияние скорости нагрева в интервале первичной рекристаллизации на текстурообразование в сплавах Fe-3%Si, содержащих алюминий и азот//Изв. АН СССР. Металлы. 1989. № 5. С. 103. 106.
  104. О.В., Лобанов В. А., Шабанов В. А. и др. Влияние параметров промежуточных отжигов на формирование структуры электротехнической анизотропной стали нитридного варианта ингибирования // Изв. ВУЗов. Черная металлургия. 2000. № 2. С. 38.45
  105. Д.Б., Сбитнев А. К., Титорова Д. В. и др. Текстуры, формирующиеся при нормальном росте зерен в сплавах Fe-3%Si с различными текстурами первичной рекристаллизации // ФММ 1999. Т. 87. № 1. С. 52.56.
Заполнить форму текущей работой

На отлично!