Управление структурой и свойствами горячекатаных высокопрочных низколегированных сталей для автомобилестроения тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Рыбкин, Николай Александрович

• Рыбкин, Николай Александрович
• кандидат технических наук
• 2010

Оглавление диссертации кандидат технических наук Рыбкин, Николай Александрович

Введение.

Глава I. Аналитический обзор литературы.

1.1 Классификация высокопрочных сталсй для автомобилестроения и области их применения.

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

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

1.3.1 Основные легирующие элементы.

1.3.2 Примесные элементы.

1.3.3 Микролегирующис элементы.

1.3.4 Влияние ниобия на процессы структурообразования в сталях.

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

1.4 Постановка цели и задач работы.

Глава 2. Материал и методики исследования.

2.1 Материал для исследования.

2.2 Методики исследования.

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

2.2.2 Методика металлографического исследования микроструктуры.

2.2.3 Электронномикроскопическое исследование микроструктуры.

2.2.4 Исследование состояния твердого раствора методом внутреннего треиия.

2.2.5 Методика проведения механических испытаний.

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

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

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

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

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

4.4 Микрорентгепосиектральпый анализ.

4.5 Металлографические исследования.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Управление структурой и свойствами горячекатаных высокопрочных низколегированных сталей для автомобилестроения»

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

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

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

В работе решались следующие задачи:

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

Практическая значимость работы состоит в следующем:

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

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

На защиту выносятся следующие положения:

• Способы управления структурой и свойствами горячекатаных высокопрочных низколегированных сталей

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

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

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

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

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

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Рыбкин, Николай Александрович

выводы

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

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

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

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

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

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

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Рыбкин, Николай Александрович, 2010 год

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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