Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Аналитический обзор литературы 10
1.1 Динамика требований к технологическим свойствам, химическому составу и структуре проката из высокоштампуемой низкоуглеродистой стали 10
1.2 Технология производства низкоуглеродистой стали для холодной штамповки. Ключевые технологические параметры, определяющие уровень свойств 18
1.3 Обработка проката в непрерывных агрегатах. Влияние режимов горячей прокатки и термической обработки на структурообразование раскисленных алюминием низкоуглеродистых сталей
1.3.1 Термодинамика и кинетика образования выделений нитрида алюминия и сульфида марганца в низкоуглеродистой стали. Возможности связывания азота и серы в условиях горячей прокатки и смотки полос в рулоны 40
1.3.2 Закономерности формирования перлита и цементита в процессе горячей прокатки и рекристаллизационного отжига в непрерывных агрегатах 46
1.4 Технология горячей штамповки высокопрочных сталей. Ключевые технологические
параметры, определяющие уровень свойств 50
1.4.1 Влияние химического состава на прокаливаемость и закаливаемость стали 53
1.4.2 Влияние режима аустенизации на структуру и комплекс механических свойств высокопрочных сталей 56
1.4.3 Влияние режима деформации при горячей штамповке на структуру и комплекс механических свойств высокопрочных сталей 59
1.5 Постановка цели и задач работы 61
Глава 2. Материал и методики исследования 65
2.1 Материал для исследования 65
2.2 Методики исследования
2.2.1 Термодинамический анализ областей существования фаз в низкоуглеродистых и низколегированных сталях 69
2.2.2 Методика металлографического исследования микроструктуры 70
2.2.3 Электронномикроскопическое исследование структуры 71
2.2.4 Дифференциальная сканирующая калориметрия (ДСК) 72
2.2.5 Исследование состояния твердого раствора методом внутреннего трения 72
2.2.6 Методика проведения механических испытаний 75
2.2.7 Методика лабораторного моделирования режимов рекристаллизационного отжига 75
Глава 3. Разработка оптимальной технологии производства холоднокатаного проката из низкоуглеродистой стали, подвергаемого термической обработке в агрегате непрерывного отжига (АНО), предназначенного для получения изделий методами холодной штамповки 77
3.1 Исследование влияния степени суммарного обжатия полосы при холодной прокатке и температуры отжига на формирование структуры и комплекс механических свойств 77
3.2 Изучение влияния времени выдержки при термической обработке на формирование микроструктуры стали 08Ю
3.3 Исследование влияния температуры начала ускоренного охлаждения при непрерывном отжиге на структуру и комплекс механических свойств 82
3.4 Определение оптимального режима перестаривания 85
3.5 Электронномикроскопическое исследование скоплений цементита в стали 08Ю после непрерывной термической обработки 88
Выводы к главе 3 95
Глава 4. Разработка химического состава и оптимальной технологии производства оцинкованного проката из низкоуглеродистой стали, термообрабатываемого в агрегате непрерывного горячего цинкования (АНГЦ) на базе управления формированием выделений избыточных фаз 97
4.1 Исследование влияния содержания серы и марганца на структуру и комплекс свойств низкоуглеродистой стали 98
4.2 Термодинамический анализ возможности образования избыточных фаз в низкоуглеродистой стали с различным содержанием серы 100
4.3 Электронномикроскопическое исследование структуры низкоуглеродистой стали после термической обработки в АНГЦ 103
Выводы к главе 4 110
Глава 5. Разработка способов достижения оптимального структурного состояния холоднокатаной низколегированной стали, обеспечивающего высокий и стабильный комплекс свойств изделий, получаемых методами горячей штамповки 112
5.1 Исследование эволюции структурного состояния и свойств проката из
микролегированной ниобием стали в зависимости от технологических режимов 112
5.1.1 Исследование эволюции структурного состояния и свойств стали в зависимости от технологических режимов горячей прокатки 113
5.1.2 Исследование эволюции структурного состояния и свойств холоднокатаного проката при рекристаллизационном отжиге 116
5.2 Исследование эволюции структурного состояния и свойств горячекатаного проката микролегированной ванадием стали в зависимости от технологических режимов горячей прокатки и колпакового отжига 120
5.2.1 Исследование эволюции структурного состояния и свойств проката в зависимости от технологических режимов горячей прокатки 120
5.2.2 Исследование эволюции структурного состояния и свойств проката в зависимости от технологических режимов колпакового отжига 129
Выводы к главе 5 136
Глава 6. Опытно-промышленное опробование разработанных рекомендаций по химическому составу и технологии производства холоднокатаного и оцинкованного проката из низкоуглеродистой стали при термообработке в непрерывных агрегатах 138
6.1 Анализ результатов выпуска партий холоднокатаного проката из низкоуглеродистой стали в условиях АНО в ОАО «ММК» 138
6.2 Анализ результатов выпуска партий оцинкованного проката из низкоуглеродистой стали в условиях АНГЦ в ПАО «Северсталь» 141
Выводы к главе 6 143
Выводы 145
Список использованных источников 147
- Обработка проката в непрерывных агрегатах. Влияние режимов горячей прокатки и термической обработки на структурообразование раскисленных алюминием низкоуглеродистых сталей
- Термодинамический анализ областей существования фаз в низкоуглеродистых и низколегированных сталях
- Изучение влияния времени выдержки при термической обработке на формирование микроструктуры стали 08Ю
- Исследование эволюции структурного состояния и свойств стали в зависимости от технологических режимов горячей прокатки
Введение к работе
Актуальность проблемы. Развитие отечественного и мирового автомобилестроения, эволюция дизайна кузова автомобиля, возрастающие требования к повышению безопасности и снижению массы автомобиля, а также к повышению его экономичности, диктуют необходимость повышения качества и снижения стоимости стального листа для элементов автомобиля, в частности изготавливаемых методами холодной и горячей штамповки.
Несмотря на освоение производства сверхнизкоуглеродистых сталей, основной маркой стали, предназначенной для получения изделий методами холодной штамповки, по-прежнему остается низкоуглеродистая сталь типа 08Ю. В настоящее время освоено производство холоднокатаной низкоуглеродистой стали высших категорий вытяжки, отжигаемой в колпаковых печах. Себестоимость холоднокатаного проката, отжигаемого в скоростных непрерывных агрегатах, значительно ниже, чем получаемого в колпаковых печах, однако из-за сокращения длительности отжига выход высших категорий качества (ОСВ, ВОСВ, ВОСВ-Т) нередко плохо управляем и иногда обеспечивается только селекцией: отбором плавок или рулонов. Поэтому актуально создание технологии и освоение производства холоднокатаной, в том числе горячеоцинкованной низкоуглеродистой стали высших категорий вытяжки, со стабильным комплексом механических свойств после отжига в непрерывных агрегатах.
Повышение прочности стали, как правило, приводит к снижению пластичности, что затрудняет изготовление деталей сложной формы с повышенным уровнем прочности. Перспективным путем развития производства таких деталей является использование методов горячей штамповки, совмещенных с закалкой металла, что позволяет из относительно низкопрочных сталей в едином производительном процессе получать высокопрочные изделия. В настоящее время методами горячей штамповки изготавливаются изделия, в основном, из проката средне- и высокоуглеродистых сталей. Однако высокое содержание углерода приводит к недостаточно высоким показателям пластичности, вязкости и свариваемости. Поэтому актуальным является освоение для этих целей производства проката из микролегированных сталей с более низким содержанием углерода. Резервом повышения прочности таких изделий, кроме формирования мартенситной структуры, может быть использование механизмов упрочнения, контролируемых объемными системами выделений избыточных фаз, в том числе наноразмерных, формирующихся с участием микролегирующих элементов.
Целью настоящей работы являлось установление закономерностей формирования
структуры и свойств холоднокатаного и оцинкованного проката из низкоуглеродистой стали,
отжигаемого в непрерывных агрегатах, и на основе этого разработка технологии и освоение
производства проката высоких категорий вытяжки для изготовления изделий методами холодной
штамповки, а также разработка способов достижения определенного структурного состояния
холоднокатаного проката из низколегированной стали, обеспечивающих высокий и стабильный комплекс свойств изделий, получаемых методами горячей штамповки.
В соответствии с поставленной целью решались следующие основные задачи:
1. Исследование влияния химического состава и технологических режимов производства на
структуру и свойства холоднокатаного и оцинкованного проката из низкоуглеродистой стали,
отжигаемого в непрерывных агрегатах, и холоднокатаного проката из низколегированной стали,
отжигаемого в колпаковых печах.
2. Установление закономерностей формирования частиц избыточных фаз, в том числе
сульфида марганца и нитрида алюминия, а также цементита на различных этапах технологии,
изучение их влияния на структуру, состояние твердого раствора и свойства холоднокатаного и
оцинкованного проката из низкоуглеродистой стали, предназначенного для получения изделий
методами холодной штамповки.
3. Установление закономерностей эволюции микроструктуры, выделений избыточных фаз,
в том числе наноразмерных, формирующихся с участием микролегирующих элементов, в
низколегированной стали в процессе горячей и холодной прокатки, а также при
рекристаллизационном отжиге холоднокатаного проката в колпаковых печах.
4. Разработка рекомендаций по химическому составу и технологическим режимам
производства, позволяющих управлять количеством и морфологией частиц избыточных фаз,
состоянием твердого раствора, формированием оптимальной структуры для обеспечения
наиболее высокого комплекса свойств холоднокатаного и оцинкованного проката из
низкоуглеродистой стали, предназначенного для получения изделий методами холодной
штамповки, а именно требований ГОСТ 9045–93 к холоднокатаному прокату категорий вытяжки
ОСВ и ВОСВ, требований EN10130–06 к стали марки DC04, а также требований EN10346–09 к
оцинкованному прокату марок DX53D–DX54D.
5. Разработка технологических способов достижения однородной и дисперсной структуры
холоднокатаного проката из низколегированной стали, а также формирования объемных систем
выделений избыточных фаз, в том числе наноразмерных с участием микролегирующих элементов,
которые обеспечивают наиболее высокий комплекс свойств изделий, получаемых методами
горячей штамповки из холоднокатаного проката низколегированной стали.
6. Выпуск опытных и промышленных партий металлопродукции с обеспечением
требуемого комплекса механических свойств.
Научная новизна работы. В результате выполненных теоретических и
экспериментальных исследований получены следующие новые результаты:
1. Установлено, что ключевыми условиями обеспечения высоких показателей
штампуемости холоднокатаного проката из низкоуглеродистой стали являются формирование
после отжига сравнительно крупного и однородного ферритного зерна, выделений цементита оптимальных размеров и морфологии, а также обеспечение чистоты твердого раствора по примесям внедрения. Впервые показано, что одной из причин снижения штампуемости холоднокатаного проката из низкоуглеродистой стали является образование крупных выделений цементита в процессе смотки горячекатаной полосы при высоких температурах и фрагментация таких выделений в процессе холодной прокатки, сопровождающаяся появлением большого количества микропор и микротрещин. Установлено, что к уменьшению количества образующихся микропор приводит смотка горячекатаных полос в рулоны при температурах не более 730 С и степень суммарного обжатия полосы при холодной прокатке не более 75%.
2. Установлено, что в низкоуглеродистой стали формирование выделений цементита
оптимальной морфологии, равномерно распределенных по объему металла после непрерывного
отжига, обеспечивается высокими температурами отжига (830–860 С), температурой начала
ускоренного охлаждения около 680 С при переохлаждении полосы до 300 С перед камерой
перестаривания с последующим нагревом до 360–380 С в камере перестаривания. Термическая
обработка полосы по указанному режиму обеспечивает растворение скоплений цементитных
выделений, присутствующих в металле после холодной прокатки, а ускоренное охлаждение от
температуры, соответствующей максимальной растворимости углерода в феррите, способствует
максимальному пересыщению феррита углеродом перед перестариванием и интенсивному и
равномерному образованию цементита оптимальной морфологии в процессе перестаривания.
3. Выявлено, что для формирования равномерно распределенных выделений цементита
благоприятной морфологии, повышения чистоты твердого раствора по примесям внедрения и
снижения склонности к старению низкоуглеродистой стали, отжигаемой в непрерывных агрегатах,
оптимальное содержание серы находится в диапазоне 0,012–0,018%. В такой стали в процессе
горячей прокатки формируется большое количество частиц (2–4 частицы на 1 мкм2 площади
микрошлифа) сульфида марганца, размерами 0,2–0,7 мкм, которые являются эффективной
подложкой для выделения наноразмерных частиц нитрида алюминия в процессе горячей прокатки
и охлаждения смотанного рулона, что приводит к более полному удалению азота из твердого
раствора. Кроме того, на таких частицах происходит осаждение цементита как при охлаждении
смотанного рулона после горячей прокатки, так и при перестаривании холоднокатаного проката,
что способствует более полному удалению углерода из твердого раствора в виде равномерно
распределенных выделений цементита благоприятной морфологии.
4. Показана возможность достижения оптимального структурного состояния
холоднокатаного проката из низколегированной стали путем регулирования размера зерна для
обеспечения оптимальной дисперсности и однородности микроструктуры посредством
управления режимами колпакового отжига: в процессе отжига холоднокатаного проката из
микролегированных ниобием сталей существует возможность укрупнения размера зерна, а в микролегированных ванадием сталях – уменьшения размера зерна.
5. Выявлено, что дополнительным резервом повышения прочности готовых изделий, получаемых методами горячей штамповки из холоднокатаного проката, кроме обычно применяемого структурного упорядочения, является дисперсионное твердение, контролируемое объемными системами наноразмерных выделений избыточных фаз с участием микролегирующих элементов ниобия или ванадия. Показано, что в микролегированной ниобием стали наноразмерные выделения карбонитрида ниобия, образовавшиеся в прокате, сохраняются при аустенизации (950 С), а в стали, микролегированной ванадием, формирование системы наноразмерных выделений обеспечивается в металле готовых изделий в процессе горячей штамповки.
Практическая значимость работы состоит в следующем:
1. Разработаны рекомендации по оптимальному химическому составу и параметрам
технологии производства холоднокатаного и оцинкованного проката из низкоуглеродистой стали,
подвергаемого термической обработке в непрерывных агрегатах, предназначенного для получения
изделий методами холодной штамповки.
2. Рекомендации работы были использованы при выпуске в ОАО «ММК» и в
ПАО «Северсталь» опытных и промышленных партий холоднокатаного и горячеоцинкованного
проката из низкоуглеродистой стали марок: 08Ю по ГОСТ 9045–93, DX52D–DX54D по EN10346–
09, DC01–DC04 по EN10130–06 Разработанные рекомендации позволяют производить
холоднокатаный и оцинкованный прокат высоких категорий вытяжки, предназначенный для
получения изделий методами холодной штамповки, не из сверхнизкоуглеродистых сталей типа IF,
которые используются для указанных целей в настоящее время, а из более экономичных
низкоуглеродистых сталей.
3. Разработаны технологические приемы, обеспечивающие формирование однородной и
дисперсной структуры холоднокатаного проката из низколегированной стали, с объемными
системами выделений избыточных фаз, в том числе наноразмерных, которые позволят получить
наиболее высокий комплекс свойств изделий, производимых методами горячей штамповки из
холоднокатаного проката низколегированной стали.
На защиту выносятся следующие положения:
– Закономерности формирования структуры и свойств холоднокатаного и оцинкованного проката из низкоуглеродистой стали и холоднокатаного проката из низколегированной стали в процессе производства.
– Обоснование механизмов достижения оптимальных характеристик микроструктуры,
чистоты твердого раствора по содержанию элементов внедрения. Ключевая роль управления
количеством и морфологией выделений избыточных фаз в холоднокатаном и оцинкованном прокате из низкоуглеродистой стали, не склонной к старению, который предназначен для получения изделий методами холодной штамповки.
– Обоснование механизмов влияния микролегирующих элементов на формирование оптимальных характеристик дисперсности и однородности структуры, выделений избыточных фаз и состояния твердого раствора в исходном горячекатаном и холоднокатаном прокате из низколегированной стали.
– Обоснование оптимального химического состава и режимов сквозной технологии, обеспечивающих формирование благоприятной структуры и высокого комплекса свойств холоднокатаного и оцинкованного проката из низкоуглеродистой стали, подвергаемого термической обработке в непрерывных агрегатах и предназначенного для получения изделий методами холодной штамповки.
– Обоснование разработанных технологических приемов, обеспечивающих формирование однородной и дисперсной структуры холоднокатаного проката из низколегированной стали, а также формирование объемных систем выделений избыточных фаз с участием микролегирующих элементов, в том числе наноразмерных, для достижения наиболее высокого комплекса свойств изделий, получаемых методами горячей штамповки.
Апробация работы. Результаты работы доложены и обсуждены: на III научно-технической конференции по термической обработке «Новые стали для машиностроения и их термическая обработка», г. Тольятти, 2011 г.; на III международной научно-технической конференции «Перспективы развития металлургических технологий», Москва, 2012 г.; на международном научно-техническом конгрессе ОМД «Фундаментальные проблемы. Инновационные материалы и технологии», Москва, 2014 г.; на V конференции молодых специалистов «Перспективы развития металлургических технологий», Москва, 2014 г.; на VI международной конференции «Кристаллофизика и деформационное поведение перспективных материалов», Москва, 2015 г.; на VI конференции молодых специалистов «Перспективы развития металлургических технологий», Москва, 2015 г.; на X Конгрессе прокатчиков, г. Липецк, 2015 г.; на форуме «Современные направления развития сталеплавильной технологии и вопросов металловедения высококачественной стальной металлопродукции», г. Ухань, провинция Хубэй, Китай, 2015 г. Работа отмечена серебряной медалью на ХX Международной промышленной выставке «Металл-Экспо 2014», а также дипломом лауреата конкурса «Молодые ученые» на ХXI Международной промышленной выставке «Металл-Экспо 2015».
Публикации. По материалам диссертации опубликовано восемь работ, из них пять статей в журналах из перечня ВАК РФ, получено три патента.
Достоверность результатов подтверждается сходимостью результатов теоретических и экспериментальных исследований, а также результатами выпуска промышленных партий продукции, представленных в работе.
Личный вклад автора. Автор лично выполнил основной объем теоретических и
экспериментальных исследований, в том числе лабораторное моделирование различных режимов
прокатки и отжига, обработал результаты экспериментов, проанализировал и обобщил
полученные результаты. Основные положения диссертационной работы изложены автором лично.
При участии соавторов Мишнева П.А., Жиленко С.В., Адигамова Р.Р. и Жадановского Э.И.
организованы и проведены промышленные эксперименты; при участии Зайцева А.И.,
Шапошникова Н.Г., Дунаева С.Ф., Ефимовой Т.М., Чиркиной И.Н., Мельниченко А.С., Захаровой
Д.Н. и Ящука С.В. выполнен ряд экспериментальных и теоретических исследований, в том числе
статистическая обработка экспериментальных данных, термодинамические расчеты
температурно-концентрационных областей существования основных и избыточных фаз в исследуемых сталях; при участии Ковалева А.И, Вайнштейна Д.Л. и Рашковского А.Ю. выполнены тонкие, в том числе электронно-микроскопические исследования.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, выводов и списка литературы. Работа изложена на 158 страницах машинописного текста, содержит 97 рисунков, 25 таблиц. Список использованной литературы включает 159 наименований отечественных и зарубежных авторов.
Обработка проката в непрерывных агрегатах. Влияние режимов горячей прокатки и термической обработки на структурообразование раскисленных алюминием низкоуглеродистых сталей
Основными химическими элементами, определяющими механические свойства низкоуглеродистой листовой стали, являются углерод, азот, марганец, сера и алюминий, хром, никель, медь, кремний и фосфор.
Содержание углерода влияет и на механические свойства стали и на качество поверхности. В настоящее время содержание углерода в раскисленных алюминием низкоуглеродистых сталях, предназначенных для получения высокоштампуемого проката при использовании рекристаллизационного отжига в колпаковых печах, составляет 0,03-0,05%. При более высоком содержании углерода увеличиваются прочностные характеристики, снижается пластичность и штампуемость [5-6, 11, 16,17]. При содержании углерода менее 0,03 %, в случае отжига металла в колпаковых печах, может формироваться крупнозернистая структура феррита (номер зерна менее 6) с цепочками выделений цементита по границам зерен. В этом случае при штамповке возможно образование поверхностного дефекта «апельсиновая корка» [5]. В то же время, в случае отжига в проходных печах в низкоуглеродистой стали формируется мелкозернистая микроструктура и возникает противоположная проблема - необходимость укрупнения зерна, хотя бы до 9 номера. Поэтому ряд исследователей считают, что требование к содержанию углерода должно быть ограничено уровнем 0,04 % [8, 18-20]. Однако, следует учитывать, что для предупреждения склонности к старению проката из низкоуглеродистой стали после непрерывного отжига, подкат обычно сматывают при высоких температурах (более 700 С). В этом случае, при низком содержании углерода и азота в поверхностных слоях подката может сформироваться аномально крупное зерно (то есть не при отжиге, а при охлаждении смотанного рулона) [5]. Поэтому, при освоении производства проката из низкоуглеродистых сталей при использовании отжига в проходных агрегатах, также необходимо учитывать закономерности влияния содержания углерода на возможность образования дефекта «апельсиновая корка». Помимо этого, в процессе отжига необходимо удалить углерод из твердого раствора, так как углерод является элементом, вызывающим деформационное старение стали. Если в колпаковых печах в процессе длительного охлаждения углерод полностью выделяется из твердого раствора, то в непрерывных агрегатах из-за малого времени отжига существует опасность неполного выделения углерода [5-8]. Поэтому производство нестареющей высокоштампуемой низкоуглеродистой стали в непрерывных агрегатах возможно только при подборе оптимальных температурно-временных параметров отжига. При этом ряд исследователей [19, 20] считают, что для стали, отжигаемой в непрерывных агрегатах, снижение содержания углерода до 0,02 % положительно влияет на свойства, приводит к снижению балла цементита и повышению штампуемости.
Азот является элементом, вызывающим деформационное старение стали [21-26]. В [27] установлено, что склонность низкоуглеродистой стали к старению подавляется, когда содержание азота в твердом растворе готового проката 0,0002%. Для борьбы с явлением старения проката при его хранении в сталь вводят легирующие добавки (Al, V, В, Ti, Nb и др.), эффективно связывающие азот, а также углерод в устойчивые соединения. Чаще всего в промышленных условиях используют алюминий, реже бор и ванадий. Исследователи из Детройта [19] установили, что введение бора в концентрации, десятикратно превышающей содержание азота, обеспечивает полное связывание азота в BN даже при низкой температуре смотки (около 520 С) (см. рисунок 1.3). Однако, известно, что бор, не связанный в нитриды (содержащийся в твердом растворе), отрицательно влияет на коэффициент нормальной пластической анизотропии [11, 28,29].
Алюминий в низкоуглеродистой стали является наиболее сильным раскислителем и стабилизатором, связывающим азот. Введение более 0,03-0,04% Аl в низкоуглеродистую сталь обеспечивает ингибирование стали против старения вследствие связывания растворенного в стали азота в нитриды алюминия. В этом случае сталь затвердевает как спокойная. Важно обеспечение определенного соотношения между содержанием кислоторастворимого алюминия, то есть алюминия, не входящего в состав Al2O3, и концентрацией азота в металле. В случае колпакового отжига оно находится в диапазоне 6-10 [8, 30, 31], при отжиге в непрерывных агрегатах более 10 [32, 33].
В последнее время появилась тенденция к максимальному снижению содержания азота в низкоуглеродистых сталях. Ряд исследователей [11, 19] пришли к выводу, что снижение содержания азота приводит к уменьшению неравномерности механических свойств концевых участков и середины полосы, смотанной при высоких температурах (740 С и выше) (рисунок 1.4). Однако при снижении содержания азота снижается стимул к реакции выделения фазы AlN, а при определенных условиях частицы нитрида алюминия могут вообще не выделиться. Более подробно закономерности и механизмы формирования частиц AlN и их влияние на структуру и комплекс механических свойств описаны ниже.
В соответствии с требованиями [7], содержание марганца и серы в стали 08Ю не должно превышать соответственно 0,35 и 0,025 %. В последние годы при производстве сталей такого типа наблюдается тенденция к снижению содержания серы. Однако, как было показано недавними исследованиями, снижение содержания серы ниже определенного предела (0,010 - 0,015 %), при неизменной технологической схеме, приводит к снижению штампуемости [9, 32, 34].
Известно, что в процессе рекристаллизации рост зерна замедляется в присутствии серы, растворенной в феррите [35] или сегрегированной по границам зерен [36]. Сегрегации серы по границам аустенитных зерен инициируют красноломкость [20]. Находящийся в стали марганец связывает серу, образуя соединение MnS [37]. Причем введение в низкоуглеродистую сталь типа 08Ю марганца необходимо лишь для связи серы, так как марганец увеличивает прочность и снижает пластические свойства материала [19]. Кроме того, известно [19-20], что марганец, находящийся в твердом растворе, замедляет диффузию углерода. Из рисунка 1.5 видно, что увеличение содержания марганца приводит к снижению показателя пластичности – коэффициента r, причем данное влияние ослабляется с уменьшением содержания в стали углерода. Поэтому для эффективного связывания серы и формирования выделений MnS оптимальной морфологии отношение Mn/S должно быть в диапазоне 5-25 [9, 20]. Рисунок 1.5 – Влияние содержания марганца на коэффициент r низкоуглеродистой стали с различным содержанием углерода [19]
Присутствие в стали хрома, никеля и меди, примесей, попадающих в сталь из шихты, приводит к смещению рекристаллизационных процессов в область более высоких температур [19,20]. Если для низкоуглеродистой стали, производимой в колпаковых печах, их отрицательное влияние можно уменьшить повышением температуры промежуточной выдержки при отжиге на 30-40 оС [32], то при отжиге в непрерывных агрегатах такой возможности нет. Поэтому для получения высокоштампуемой стали в непрерывных агрегатах ограничивают суммарное содержание этих примесей [11]. Кроме того, повышение содержания хрома до 0,030-0,035% может приводить к торможению рекристаллизации низкоуглеродистой стали вследствие образования наноразмерных частиц сложных карбидов хрома Cr23C6 [38].
Фосфор в сталях для глубокой вытяжки является вредной примесью, так как увеличивает прочность и долю бракованных изделий. Поэтому содержание фосфора целесообразно ограничить уровнем не более 0,015 % [32].
Содержание кремния в стали для глубокой вытяжки не должно превышать 0,01-0,02 % [22, 39-41]. Увеличение содержания кремния выше 0,02 % приводит к упрочнению и снижению штампуемости стали [42-43].
Кроме химического состава большое влияние на формирование структуры и свойств оказывает прокатный передел. Для горячей прокатки слябов из низкоуглеродистой стали используются широкополосные станы. Слябы нагреваются в методических нагревательных печах до 1100-1300 С и затем подвергаются деформации в клетях черновой группы. После прокатки в черновой группе подкат толщиной 25-50 мм с температурой 1020-1100 С, по промежуточному рольгангу поступает в чистовую группу стана. В клетях чистовой группы полоса находится одновременно во всех или нескольких клетях. Температура конца прокатки может изменяться от 740 до 920 С. Считается, что для формирования однородной структуры феррита прокатку следует завершать в однофазной области [11, 44].
Нагрев слябов под прокатку сопровождается полиморфным превращением , растворением нитридов и сульфидов, а также ростом зерен аустенита [11]. В раскисленной алюминием стали азот находится в слябе в виде нитрида алюминия AlN [8, 45]. Во время нагрева слябов в методической печи стана нитрид растворяется и азот переходит в твердый раствор (рисунок 1.6 а) [19]. Доля растворившегося нитрида алюминия определяется содержанием азота и алюминия в стали и зависит от температуры и времени (рисунок 1.6 б) нагрева слябов.
Термодинамический анализ областей существования фаз в низкоуглеродистых и низколегированных сталях
Изучение субструктуры и частиц избыточных фаз проводили путем исследования фольг на просвет на аналитическом просвечивающем электронном микроскопе JEM200CX (JEOL, Япония) в комплекте со сканирующей приставкой EM-ASID3D2 и приставкой для энергодисперсионного микрорентгеноспектрального анализа LINK SYSTEMS SERJESII при рабочем увеличении от 15 до 30 тыс., ускоряющем напряжении 120 kV и разрешении 1 нм. Микроскоп оснащён боковым гониометром (угол наклона ±60); специальными держателями с комбинацией вращений и наклонов образца.
Из исследуемого металла поперек направления прокатки вырезали образцы толщиной 1 мм. После механического утонения до 0,1-0,15 мм из образцов вырезали диски диаметром 3 мм, которые потом полировали методом «окон» в пинцете с отверстием диаметром 1,5 2 мм при рабочем напряжении 40-50 В, токе 3-4 А и плотности тока 5-8 А/см в электролите из 870 мл H3Р04, 150 мл CrO3 и 10 мл дистиллированной воды.
Дополнительная полировка путем бомбардировки ионами аргона при ускоряющем напряжении до 5 kV проводилась на установка Ш-20 (ГЕСО, Япония), поставленной в комплекте с микроскопом JEM200CX. Такая обработка необходима для улучшения качества тонких фольг, особенно в случае исследования многофазных материалов, содержащих тугоплавкие включения.
Тип включений определялся методом электронной микродифракции. Принадлежность рефлексов тому или иному кристаллу устанавливалась по темнопольным изображениям в свете этих рефлексов.
Для исследования частиц избыточных фаз также использовали растровый электронный микроскоп JEOL JSM-6610 LV, имеющий пространственное разрешение 3 нм, ускоряющее напряжение от 0,3 кВ до 30 кВ, диапазон увеличений от 5 до 300 000. Максимальный размер образца: диаметр до 200 мм, высота до 80 мм.
Методы подготовки образцов идентичны методам подготовки образцов для металлографического исследования.
Для определения температурных интервалов рекристаллизации и фазового превращения использовали метод дифференциально-сканирующей калориметрии. Исследования проводили на термоанализаторе Jupiter STA 449F1 немецкой фирмы NETZSCH-GERAETEBAU GmbH. Датчиками температуры служили струнные платино-родиевые термопары с содержанием родия 10 %, рабочая атмосфера - гелий. Схема эксперимента была следующей. Образцы низкоуглеродистой стали в холоднокатаном состоянии нагревали от комнатной температуры до 1000 С со скоростью 50 С/мин. После охлаждения осуществляли повторный нагрев отожженного металла. При этом фиксировали разность теплового потока от образца и эталона как функцию температуры при нагреве образцов, и строили ДСК-кривые - зависимости теплового потока от температуры. Задачи количественной оценки наблюдаемых тепловых эффектов в настоящей работе не ставилось. Температурные интервалы протекания процессов рекристаллизации и фазового превращения определяли по наличию перегибов на ДСК-кривых, свидетельствующих о тепловом эффекте при протекании исследуемых процессов.
Для определения содержания углерода и азота в твердом растворе горячекатаной полосы производилась специальная «растворяющая» термическая обработка, которая заключалась в нагреве образцов до 550 С, выдержке в течение 10 минут и последующей закалке в воду. После указанной термической обработки углерод, выделяющийся в процессе охлаждения в виде цементита или сегрегаций, переходил в твердый раствор. Для проведения «растворяющей» термической обработки все образцы вырезались под углом 90о к направлению прокатки.
Известно, что метод температурной зависимости внутреннего трения (ТЗВТ) является практически единственным методом, позволяющим раздельно определить содержание элементов внедрения в твердом растворе. Наиболее изученными и широко применяемыми при исследованиях максимумы ТЗВТ являются пики Сноека, высота которых пропорциональна содержанию в феррите свободных атомов углерода и азота [148]: [C] = KC(Q-I„,)c (2.2) [N] = KN(Q"1m)N, (2.3) где [С] и [N] - концентрации в % по массе свободных, то есть несвязанных в карбиды и нитриды атомов углерода и азота; Кс и KN - коэффициенты; (Q c и (Q"1m)N - значения высоты пиков Сноека для углерода и азота. Коэффициенты Кс и KN зависят от структурных параметров стали. По данным работы [149] величины Кс и KN составляют 2 и 1,4, соответственно.
Азотный и углеродный пики Сноека при частоте f = 1 сек"1 (1 Гц) расположены при температурах Ті, равных 22 и 39 С, соответственно. С увеличением частоты f, температура пика сдвигается в сторону более высоких значений согласно формулам [150]: Tmaх = -H/[Rln(wi0)] (2.4) и 1/Tmaх =1/Ti - ln(f)R/H, (2.5) где Tmaх - температура пика при частоте w = 2nf; Н - энергия активации процесса диффузии атомов внедрения, то и R - постоянные. Пик Сноека имеет дебаевскую форму и описывается следующим уравнением [150]: Q"1 = Q-1msech[(H )(l/T - 1/Tmaх)], (2.6) где Q" - текущие значения ВТ при температуре Т; Q" m - пик ВТ при температуре Ттах. Содержание элементов внедрения [С] и [N] в феррите оценивали по температурной зависимости внутреннего трения на частоте 4 - 8 с" крутильного релаксатора по схеме обратного маятника. При наличии в феррите атомов углерода и азота на кривой ТЗВТ происходит наложение двух довольно близко расположенных углеродного и азотного пиков Сноека. Разделение пиков вручную является трудоемкой задачей и не позволяет получить точных результатов. В настоящей работе для вычитания фона и разделения углеродного и азотного пиков Сноека применялась программа на основе методики Вепнера [151], разработанная специально для ускорения обработки первичных данных и точного разделения пиков. Алгоритм программы заключается в следующем.
После ввода блока исходных данных, происходит расчет ВТ (расчет затухания свободных колебаний после снятия возбуждающей нагрузки) по формуле:
Q"1 = [1п(Аі/А„)]n, (2.7)
где Аі - начальная амплитуда колебаний, Ап - конечная амплитуда колебаний, п - число колебаний, и на экран выводится первичный график (рисунок 2.3, а). На нем оператор может выбрать две точки, через которые автоматически проводится линия фона, имеющая форму параболы (рисунок 2.3, б). Кривизна линии фона может меняться по усмотрению оператора. После автоматической операции отсечения фона на экран выводится график зависимости Q_110"4 = F(t, С) (рисунок 2.4, а). Разделение полученного экспериментального пика на два дебаевских (рисунок 2.4, б) производится по формуле (2.6) для углерода и азота с использованием соответствующих энергий активаций. Разделение производится методом наименьших квадратов с учетом теоретических температур пиков (формула 2.7), которые нанесены на график в виде вертикальных линий. а – экспериментальные точки; б – разделенный пик Сноека После разделения в правом верхнем углу графика выводятся значения содержания [С] и [N] (ppm), а также расчетные температуры пиков. Использование программного обеспечения для разделения пиков позволяет проводить эту операцию многократно, с корректировкой линии фона.
Результаты статистической обработки данных показали, что стандартное отклонение содержания элементов внедрения составляет приблизительно 0,8-1,2 ppm (0,00008-0,00012 %). 2.2.6 Методика проведения механических испытаний
Механические характеристики исследуемой стали определяли при испытаниях на растяжение на универсальной электромеханической испытательной машине INSTRON-1185 в полуавтоматическом режиме с тензометром продольной деформации. Испытания проводили в соответствии с рекомендациями ГОСТ 11701-84. Использовали образцы длиной 220 мм и шириной 20 мм. Испытывали не менее 2х образцов на каждое направление вырезки относительно направления прокатки (0 и 90). Точность определения предела текучести, предела прочности и относительного удлинения составляла ±1%.
В соответствии с рекомендациями ГОСТ 11701-84 определяли величину условного предела текучести о,2 и величину предела прочности зВ, при наличии на кривой растяжения площадки текучести определяли величину площадки текучести 8пт, % Величину относительного удлинения 84 определяли на базовой длине, равной 80 мм.
Также находили значения коэффициентов нормальной пластической анизотропии г, (при і = 0; 45 и 90) и показателя деформационного упрочнения п, которое определяли в диапазоне деформации от 10 до 15 (17) % (n10.щп)) в соответствие с рекомендациями ГОСТ 11701-84.
Для определения пригодности листовой стали к глубокой вытяжке применяли испытание на вытяжку сферической лунки по ГОСТ 10510-80 (по Эриксену). Категорию вытяжки назначали в соответствии с требованиями ГОСТ 9045-93.
Изучение влияния времени выдержки при термической обработке на формирование микроструктуры стали 08Ю
Микроструктура горячекатаного проката из микролегированной ниобием сталей плавок №2-1 – (а), и №2 -2– (б). 400 Относительно высокие прочностные свойства полученного горячекатаного проката, особенно, в случае металла плавки №2-1 с низким содержанием ниобия, обусловлены, по-видимому, эффективным измельчением зерна (см. таблицу 5.1, рисунок 5.1). В прокате из стали плавки №2-2 зерно характеризуется большим размером и меньшей степенью вытянутости, что может быть связано с более высокой температурой окончания прокатки, повышенным содержанием азота и низкой концентрацией остаточного титана, связывающего азот в нитрид. Последнее обуславливает более высокое относительное содержание азота в карбонитриде ниобия, снижающее эффективность его действия на сдерживание рекристаллизации. В пользу сделанного заключения свидетельствуют результаты определения методом внутреннего трения содержания элементов внедрения в твердом растворе в горячекатаном подкате из сталей исследуемых плавок (таблица 5.2).
Как видно из данных таблицы 5.2 в стали плавки №2-2 с более низким содержанием остаточного титана, содержание азота в твердом растворе является несколько более высоким, при примерно эквивалентном содержании углерода, несмотря на существенно более высокую концентрацию ниобия. Это свидетельствует о более высокой концентрации азота в карбонитридных выделениях ниобия, формирующихся в стали второй плавки, что снижает эффективность их влияния на процессы измельчения зеренной структуры. Нельзя исключать и возможность более полного связывания примесей внедрения в карбонитрид ниобия в стали плавки №2-1 из-за более низкой температуры конца прокатки.
С другой стороны, значительно более высокая концентрация ниобия и температура смотки полосы в рулон, привело к существенно более эффективному формированию мелкодисперсных, выделений карбонитрида ниобия, контролирующих упрочнение стали по механизму дисперсионного твердения. Об этом свидетельствуют полученные для горячекатаного проката из металла плавки №2-2 существенно более высокие значения прочностных характеристик, особенно, временного сопротивления, при существенно более низких значениях относительного удлинения, что дополнительно подтверждено результатами прямых исследований методами электронной микроскопии. В металле плавки №2-2 зафиксировано присутствие большого числа карбонитридных выделений ниобия в диапазоне размеров 3-5 до 15 нм (рисунок 5.2).
Результаты расчета условий стабильности всех возможных избыточных фаз в исследуемых сталях: а – плавка №2-1, б – плавка №2-2 Из данных рисунка 5.3 (б) видно, что в процессе горячей прокатки стали плавки №2-2 может происходить интенсивное выделение карбонитрида ниобия, причем при достаточно высоких температурах (1050-1100оС). Этот процесс играет ключевую роль в измельчении зерна при горячей прокатке и конкурирует с выделением нитрида алюминия. Однако это наиболее эффективно реализуется при прокатке в чистовой группе клетей, когда температура металла является уже достаточно низкой и образующиеся выделения эффективно сдерживают рекристаллизацию. Начало прокатки стали плавки №2-2 в чистовой группе клетей происходило при относительно невысокой температуре 978 оС. Как видно из данных рисунка 5.3 б, значительная доля карбонитрида ниобия к этому моменту времени уже могла выделиться, что снизило содержание фазообразующих элементов перед началом прокатки в чистовой группе клетей, соответственно интенсивность их выделения на данной стадии и эффективность сдерживания рекристаллизации. Поэтому в горячекатаном прокате из металла этой плавки получен больший размер зерна, чем в прокате плавки №2-1, в металле которой выделение карбонитрида начинается при более низкой температуре (рисунок 5.3 а) и наиболее интенсивно происходит в температурном интервале наиболее эффективного сдерживания рекристаллизации. Следует отметить, что представленные на рисунке 5.3 количества выделений рассчитаны из условия достижения термодинамического равновесия. Однако, реально образующееся количество выделений, вероятно, несколько меньше из-за существующих кинетических ограничений. Судя по расположению линий растворимости, выделение нитрида алюминия может быть заторможено в большей степени по сравнению с карбонитридом ниобия. По указанной причине его участие в сдерживании рекристаллизации проявляется в существенно меньшей степени, чем карбонитрида ниобия. С другой стороны, связывание азота при образовании АlN при горячей прокатке способствует формированию при смотке полосы в рулон и отжиге проката выделений не Nb(C,N), а практически индивидуальных мелко дисперсных (наноразмерных) выделений NbC, что способствует более эффективному протеканию процесса дисперсионного твердения и увеличению временного сопротивления. Окончание горячей прокатки стали №2-2 было при относительно высокой температуре 865 оС, что стимулировало получение, как относительно большого размера зерна, так и сохранению в твердом растворе микролегирующих и примесных элементов. При этом смотку полосы в рулон производили при 558 оС, что создало благоприятные условия для формирования большого количества наноразмерных карбидных (карбонитридных) выделений ниобия (см. рисунок 5.2). Окончание прокатки и смотка полосы в рулон, в случае стали плавки №2-1, производили при более низких температурах, соответственно, 841 и 545 оС, что практически подавляет формирование наноразмерных выделений в металле смотанного рулона. В соответствии с отмеченными обстоятельствами горячекатаный прокат из стали плавки №2-2 имел больший размер зерна, при значительно более высоких значениях прочностных характеристик, прежде всего, временного сопротивления, которое возрастает в большей степени при реализации механизма дисперсионного твердения.
Следует отметить, что для стали плавки №2-2 с более высоким содержанием ниобия (0,032 %) растворение карбонитрида ниобия начинается при температурах выше 1000 оС (см. рисунок 5.3 б), а при температурах аустенизации ( 950 оС) выделения Nb(C,N) стабильны. Поэтому, возможно дополнительное упрочнение изделий, получаемых методом горячей штамповки, за счет реализации механизма дисперсионного твердения, контролируемого объемными системами выделений наноразмерных частиц карбонитида ниобия (размерами до 15 нм).
Исследование эволюции структурного состояния и свойств стали в зависимости от технологических режимов горячей прокатки
Следовательно, в процессе замедленного охлаждения после отжига проката происходит формирование большого количества близких по размеру наноразмерных выделений карбонитрида ванадия, возможно с участием цементита.
Таким образом, полученные результаты исследования структуры и свойств, свидетельствуют о возможности протекания при замедленном охлаждении процессов аналогичных рекристаллизации, приводящих к снижению степени вытянутости формы зерна, его размеров, снятию напряжений, формированию более равномерного и равновесного состояния. Кроме того, за счет формирования большого количества частиц со средними размерами 10-15 нм реализуется механизм дисперсионного твердения, который обеспечивают повышение прочности, практически, без снижения пластичности.
Как следует из анализа данных таблиц 5.7-5.9 на интенсивность развития, описанного благоприятного процесса формирования наноразмерных выделений карбонитрида ванадия при замедленном охлаждении, улучшающего структурное состояние и комплекс свойств проката, определяющее влияние оказывает состояние твердого раствора, формирующееся при горячей прокатке стали. Действительно, при снижении температуры конца прокатки и повышении температуры смотки полосы в рулон эффект диспергирования микроструктуры и повышения прочностных характеристик существенно снижается. Так при самой низкой температуре конца прокатки (815С), и высокой температуре смотки полосы в рулон (640С) при изготовлении горячекатаного проката, замедленное охлаждение после отжига, полученного из него холоднокатаного проката, практически не приводит к изменению механических свойств. При этом происходит не уменьшение, а рост размера зерна при увеличении продолжительности замедленного охлаждения после изотермической выдержки проката при отжиге. Повышение температуры окончания прокатки приводит к появлению явной тенденции к уменьшению размера и вытянутости формы зерна при увеличении продолжительности замедленного охлаждения после изотермического отжига проката. При этом влияние температуры смотки полосы в рулон выражено в меньшей степени. Это находит естественное объяснение в природе происходящих явлений и превращений. Для формирования описанной выше системы наноразмерных выделений карбонитрида ванадия, контролирующих получение благоприятной микроструктуры, необходимо определенное состояние твердого раствора на завершающих этапах колпакового отжига, которое формируется, в значительной степени на стадии горячей прокатки стали. При этом, чем выше температура окончания прокатки, тем меньше будет количество выделившегося карбонитрида ванадия и тем больше фазообразующих элементов сохранится в твердом растворе. Влияние температуры смотки полосы в рулон является противоположным. Чем она выше, тем больше карбонитридной фазы успеет выделиться в процессе охлаждения смотанного рулона, и тем ниже будет остаточная концентрация ванадия, углерода и азота в твердом растворе.
Таким образом, полученные результаты позволяют сделать ряд важных заключений. Во-первых, о взаимосвязанности процессов, происходящих на стадиях горячей, холодной прокатки и термообработки (рекристаллизационного отжига) стали. Во-вторых, эффективность использования замедленного охлаждения (на 20-40 С) после колпакового отжига холоднокатаного проката в определяющей степени зависит от параметров микроструктуры и состояния твердого раствора. В-третьих, управляя указанными характеристиками состояния стали в значительной степени можно улучшать в процессе рекристаллизационного отжига свойства сталей. Для этого целесообразным является некоторое повышение температуры окончания горячей прокатки до 830-845 оС, при снижении температуры смотки полосы в рулон до температур порядка 600 оС и ниже. При этом целесообразно использовать температуру отжига 680 оС.
1) На модельных низколегированных сталях было выполнено детальное исследование закономерностей изменения микроструктуры, механических свойств, системы наноразмерных карбонитридных выделений в зависимости от параметров горячей прокатки, рекристаллизационного отжига, прежде всего, замедленного охлаждения стали. Показана возможность улучшения комплекса свойств холоднокатаного проката из низколегированной стали путем регулирования размера зерна для обеспечения оптимальной дисперсности микроструктуры посредством управления режимами колпакового отжига. В процессе отжиге холоднокатаного проката из микролегированных ниобием сталей существует возможность укрупнения размера зерна, а в микролегированных ванадием сталях – уменьшения размера зерна.
2) Микролегирование сталей, закаливаемых при штамповке, ниобием и ванадием имеет разные целевые назначения. Ниобий интенсивно участвует в процессах достижения необходимой дисперсности микроструктуры и упрочнения проката наноразмерными карбонитридными выделениями до изготовления изделий методом горячей штамповки. При этом система легирования должна быть выбрана таким образом, чтобы образовавшиеся в прокате наноразмерные выделения карбонитрида ниобия сохранялись при аустенизации стали. Микролегирование ванадием должно обеспечить формирование системы наноразмерных выделений уже в металле готовых изделий в процессе горячей штамповки. Учитывая более высокие скорости охлаждения металла после штамповки, целесообразным является использование концентраций ванадия в диапазоне не менее 0,05 -0,07%.
3) В стали, содержащей не менее 0,03 % ниобия, растворение карбонитрида ниобия начинается при температурах выше 1000 оС, а при температурах аустенизации ( 950 оС) выделения Nb(C,N) стабильны. В связи с чем, возможно дополнительное упрочнение изделий, получаемых методом горячей штамповки, за счет реализации механизма дисперсионного твердения, контролируемого объемными системами выделений наноразмерных частиц карбонитида ниобия (размерами до 15 нм).
4) В процессе аустенизации ( 950 оС) проката из микролегированной ванадием стали перед горячей штамповкий происходит полное растворение карбонитридных выделений ванадия, образовавшихся в процессе горячей прокатки и последующего охлаждения, а также при колпаковом отжиге. Повторное выделение частиц карбонитрида ванадия происходит в процессе охлаждения при штамповке, при этом реализуется механизм дисперсионного твердения, который обеспечивает дополнительный вклад в упрочнение изделия, практически, без снижения пластичности.
По рекомендациям, разработанным на основании проведенных исследований, были выпущены опытные партии холоднокатаного проката стали 08Ю категорий вытяжки ОСВ и ВОСВ по ГОСТ 9045-93 и марки DC04 по EN 10130-06 в условиях ОАО «ММК», а также горячеоцинкованного проката марки DX53D - DX54D по EN 10346-09 и стали 05 по ГОСТ Р 52246 в условиях ПАО «Северсталь». Химический состав опытных партий металла представлен в таблице 2.1 (плавки № 6-17; № 19,21,23,24) и в таблице 2.2 (плавки № 2-1, 2-2).
Для производства холоднокатаного проката стали 08Ю категорий вытяжки ОСВ и ВОСВ по ГОСТ 9045-93 и марки DC04 по EN 10130-06 в условиях АНО ОАО «ММК» была использована сталь 12-ти опытных плавок №№ 6 17 (24 партии), химический состав которых приведен в таблице 2.1. Технологические параметры горячей прокатки и отжига, механические свойства проката представлены в таблице 6.1. Температура конца прокатки (Ткп) составляла 860-920 С (для большинства партий 900 С), температура смотки (Тсм) 680-730 С, степень обжатия при холодной прокатке (хд) на превышала 80 %. Температура отжига (Тотж) составляла 830-860 С, при этом скорость движения полосы (Vд.п) менялась в достаточно широких пределах 60-160 м/мин. В таблице 6.1 также приведены значения толщины холоднокатаного проката (hх.к), температуры нагрева полосы в агрегате перед камерой отжига (Тнагр), температуры начала ускоренного охлаждения (Тн.у.о), температуры конца ускоренного охлаждения (Тк.у.о), температура в первой секции камеры перестаривания (начала перестаривания - Тн.пер), температура во второй секции камеры перестаривания (середины перестаривания - Тс.пер), температура в третьей секции камеры перестаривания (конца перестаривания - Тк.пер), а также степень обжатия полосы при дрессировке (др).