Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние вопроса 8
1.1. Текстурам ее связь с анизотропией свойств 8
1.1.1. Влияние анизотропии на характеристики глубокой вытяжки 9
1.1.2. Экспериментальные методы определения способности к глубокой вытяжке 18
1.1.3. Методы расчета коэффициента Ланкфорда из текстурных данных 19
1.2. Формирование текстуры в сталях для глубокой вытяжки 26
1.2.1. Текстуры деформации, рекристаллизации и фазовых превращений в сталях 27
1.2.2. Исследования текстурообразования в IF сталях 31
1.3. Нержавеющие аустенитные стали 46
1.4. Аустенитные стали, легированные азотом 51
1.5. Заключение по литературному обзору и постановка задачи исследования 57
Глава 2. Материалы и методы исследования 60
2.1 Материалы для исследования 60
2.2 Методы исследования 61
2.2.1. Рентгеноструктурный анализ 61
2.2.2. Высокотемпературный рентгеноструктурный анализ ... 61
2.2.3. Определение коэффициента Ланкфорда 66
Глава 3. Разработка методов исследования и контроля структурного состояния аустенитных и малоуглеродистых сталей 68
3.1 Метод количественного фазового анализа текстурированиых двухфазных сталей 68
3.2 Развитие методов исследования текстуры 69
3.3 Определение содержания азота в субзернах азотистых сталей 73
3.4 Изучение кинетики роста аустенитного зерна методом высокотемпературной рентгенографии 75
3.5 Остаточные напряжения в азотсодержащих сталях 79
3.6. Расчет деформации решетки при у-»а превращении для различных текстур аустенита 87
Глава 4. Исследование влияние деформации и термической обработки на фазовый состав, текстуру и микроструктуру аустенитных и двухфазных сталей 95
4.1. Изучение фазовых и структурных превращений в азотосодержащих сталях с аустенитной и двухфазной структурой методом высокотемпературной рентгенографии 95
4.2. Исследование фазового состава и параметров решетки для стали 08Х14АН4МДБ при в/т съемке при температуре 20 1200С 101
4.3. Исследование влияния степени обжатия при холодной прокатке и термообработки на фазовый состав и текстуру листовых полуфабрикатов из аустенитных сталей 106
4.4. Исследование влияния листовой штамповки и отжига на фазовый состав и текстуру у- и (y+ct) сталей 116
4.5. Исследование влияния отжига на фазовый состав и механические свойства штамповки из стали 12X18Н1 ОТ 126
Глава 5. Изучение текстуры и анизотропии механических свойств сталей с низким и сверхнизким содержанием углерода 130
5.1 Исследование влияния содержания углерода и технологии прокатки на текстуру и механические свойства сталей МСГВ. 130
5.2 Рентгеновские исследования холоднокатаной стали марки DC05 (типа IF), микролегированной бором 137
5.3 Исследования IF-стали с повышенной способностью к глубокой вытяжке 139
5.4 Анализ влияния текстуры на анизотропию механических свойств и характеристики глубокой вытяжки малоуглеродистых сталей 143
Основные выводы 153
Список литературы 155
Приложения 168
- Экспериментальные методы определения способности к глубокой вытяжке
- Высокотемпературный рентгеноструктурный анализ
- Изучение кинетики роста аустенитного зерна методом высокотемпературной рентгенографии
- Исследование фазового состава и параметров решетки для стали 08Х14АН4МДБ при в/т съемке при температуре 20 1200С
Введение к работе
Актуальность работы. Листовая штамповка является одной из самых сложных видов обработки давлением, прежде всего из-за неоднородности напряженно - деформированного состояния в различных зонах изделия. Это обуславливает особые требования, предъявляемые к структурному состоянию листовых полуфабрикатов, используемых в операциях формовки, которые кроме листовой штамповки включают также гибку и отбортовку. Для всех сталей для глубокой вытяжки регламентируют такие показатели как коэффициент нормальной анизотропии (коэффициент Ланкфорда - КЛ) и показатель деформационного упрочнения. Величина КЛ определяется кристаллографической текстурой, а деформационное упрочнение структурным состоянием. Высокие значения КЛ, а следовательно и повышенные характеристики вытяжки листов получают за счет формирования выраженной {111}
Таким образом, исследования и разработки, направленные на исследование формирования фазового состава, структуры и текстуры в листовых полуфабрикатах из малоуглеродистых и аустенитных сталей при прокатке и термической обработке и влияние этих характеристик на показатели штампуемости являются актуальными.
Научная новизна:
Показано, что снижение содержания углерода в сталях для глубокой вытяжки приводит к усилению текстуры {111 }
Установлено, что при листовой штамповке сплавов с ГЦК решеткой в зоне фланца формируется компонент текстуры сдвига {lll}
Показано, что в аустенитных сталях системы Fe-Cr-Ni существует дополнительный резерв технологичности при глубокой вытяжке за счет распада механически нестабильного аустенита, при этом наиболее интенсивное формирование мартенсита деформации (до 90%), осуществляется в зоне стационарной вытяжки в верхней части стенки штамповки.
Разработана методика количественного фазового анализа текстурированных двухфазных сталей, позволяющая определить фазовый состав сталей с механически нестабильным аустенитом, для которого невозможно получить бестекстурный порошковый образец для количественного анализа без изменения фазового состава.
Практическая значимость.
Разработан эффективный метод расчета коэффициента нормальной анизотропии (коэффициента Ланкфорда), основанный на определении одной обратной полюсной фигуры для нормали к плоскости листа, который может быть использован в заводских лабораториях для оптимизации контроля технологии при производстве автолиста.
Усовершенствована методика построения обратных полюсных фигур для сплавов с кубической решеткой, позволяющая увеличить количество экспериментальных точек на ОПФ за счет использования «двойных» и «тройных» рефлексов.
3. Предложен способ повышения технологичности сплавов с ГЦК решеткой при листовой штамповке, основанный на обнаруженном эффекте формирования при деформации фланца текстуры {111}
Экспериментальные методы определения способности к глубокой вытяжке
В настоящее время для оценки штампуемости листовых материалов существует весьма значительное число технологических испытаний, ни одно из которых, однако, не может быть применено в равной степени для всех видов операций глубокой вытяжки [7, 8]. Это обусловлено тем, что в зависимости от формы штампуемого изделия в значительной степени будет меняться характер напряженно-деформированного состояния в зоне пластической деформации. В связи с этим методы технологических испытаний и проб на штампуемость целесообразно классифицировать по характеру преобладающей деформации.
Одним из основных типов изделий, получаемых глубокой вытяжкой, являются цилиндрические детали с плоским дном. При штамповке таких изделий во фланце заготовки возникают растягивающие радиальные и сжимающие окружные напряжения. В этом случае в качестве критерия штампуемости используется коэффициент предельной вытяжки (Кпр), определяемый по методу Свифта: где d — диаметр пуансона, D — максимальный диаметр заготовки, из которой удается получить колпачок без разрушения. Теоретическое значение Кпр составляет 2,48 [8]. На практике для изотропных материалов Кпр « 2 [6].
При штамповке изделий сферической формы в очаге деформации возникает двухосное растяжение, и наиболее объективную оценку штампуемости дает так называемый «Bulge test» — гидростатическая формовка круглой листовой заготовки с жестко закрепленным фланцем [9]. Близким к нему является и испытание по Эриксену на глубину лунки при выдавливании сферическим пуансоном. Следует отметить, что испытания по
Эриксену в силу достаточной простоты нашли очень широкое распространение для оценки штампуемости тонколистового проката. Однако результаты испытаний по Эриксену часто не согласуются с поведением материала в реальных условиях вытяжки. Это обусловлено тем, что указанный метод (равно как и «Bulge test») применим для оценки способности листового проката к глубокой вытяжке лишь в том случае, когда при штамповке материал испытывает двухосное растяжение (изготовление деталей сферической или сложной пространственной конфигурации), и менее эффективен для оценки штампуемости при вытяжке цилиндрических изделий.
Применительно к деталям более сложной формы, в различных зонах которых при штамповке возникают различные виды напряженно-деформированного состояния, используют комбинированные способы испытаний, например метод Фукуи, заключающийся в вытяжке конической чашки с плоским или сферическим дном.
Между механическими свойствами, определяемыми при стандартных испытаниях на растяжение (ат, ав, 5, \\i), и штампуемостыо удовлетворительной корреляции не наблюдается. В связи с этим обычно определяется ряд дополнительных характеристик материала (равномерное удлинение 5Р, коэффициент нормальной пластической анизотропии R, коэффициент упрочнения п и др.). В частности, на основании большого экспериментального материала в работе [9] впервые было установлено, что улучшению штампуемости листовой низкоуглеродистой стали способствуют высокие значения произведения R-n.
В настоящее время в качестве одного из основных параметров листового проката, предназначенного для глубокой вытяжки, широко используется коэффициент нормальной пластической анизотропии R, характеризующий сопротивление листового материала утонению в процессе вытяжки.
Лэнкфордом [9] предложено определять коэффициент нормальной анизотропии как отношение истинных деформаций по ширине и толщине образца:
Поскольку измерение толщины образцов (особенно в случае тонких листов) может быть сопряжено с достаточно большими относительными погрешностями, авторами [8] в предположении постоянства объема при пластической деформации введено определение R по результатам измерения ширины и длины образца:
В метастабильных материалах при деформации в процессе испытания возможно фазовое превращение. В этом случае Гудшильд и Роберте [10] предлагают определять R по формуле где AV— относительное увеличение объема в процессе превращения. Авторы указанной работы отмечают, что пренебрежение ЛКдаже при малых его значениях может приводить к существенным ошибкам в определении R. Поскольку для ортотропных материалов, имеющих обычно значительную анизотропию физико-механических свойств в плоскости листа, величина R зависит от направления вырезки образцов, среднее значение коэффициента R в плоскости листа вычисляется как На практике R , как правило, принято определять по результатам испытаний под углами 0, 45 и 90 к направлению прокатки
Для изотропного материала /? =/?,=/. Анизотропию пластичности в плоскости листа характеризует величина AR = R —/?,-. Наличие плоскостной анизотропии вызывает образование фестонов при глубокой вытяжке.
Результаты многочисленных исследований, посвященных взаимосвязи способности к вытяжке с различными характеристиками материала, свидетельствуют о том, что влияние величины R на штампуемость листовых полуфабрикатов существенно зависит от вида глубокой вытяжки. В случае штамповки деталей цилиндрической формы величина R оказывает определяющее влияние на способность материала к глубокой вытяжке. Высокие значения R обеспечивают сопротивление утонению стенки штампуемого изделия, а, следовательно, предотвращают локализацию пластической деформации и способствуют достижению более высоких значений вытяжки. По данным работы [11] взаимосвязь между R и Кпр может быть описана следующим соотношением: Коэффициент корреляции между R и результатами, полученными при испытаниях по методу Свифта, составляет 0,95. Следует отметить, что при наличии плоскостной анизотропии предельная степень вытяжки определяется величиной Rmi„, а не R или Rmax. Это обусловлено тем, что локализация деформации, приводящая к образованию шейки, возникает прежде всего в направлениях, имеющих минимальные значения R [8]. В отличие от рассмотренного выше случая при штамповке изделий сферической формы с утонением стенки, когда материал подвергается в основном двухосному растяжению, величина R не оказывает существенного влияния на результаты испытаний [6].
Коэффициент деформационного упрочнения, не оказывая заметного влияния на предельную степень вытяжки при штамповке деталей цилиндрической формы, напротив, играет решающую роль при двухосном растяжении. Это подтверждают как экспериментальные результаты, так и теоретический анализ [6]. В данном случае благоприятное влияние увеличения коэффициента упрочнения заключается прежде всего в том, что задерживается появление неустойчивости, уменьшаются градиенты и повышается однородность деформации. В результате при формообразовании листового материала возрастание его способности к упрочнению означает увеличение предельной глубины получаемой детали и предельных деформаций [6]. Для различных металлических материалов величина п меняется в достаточно широком интервале значений (см. таблицу 1.1.).
Высокотемпературный рентгеноструктурный анализ
Материалами для исследования служили плоские образцы 20x20 мм толщиной 1 мм азотосодержащих сталей 08Х14АН4МДБ с 0,14 мае. % N2 после горячей прокатки и закалки от 1050С и стали Х22А1,2 с 1,2 % N2 в горячекатаном состоянии, а также после закалки от 1200С горячекатаных листов, аустенитных и двухфазных сталей проводили при температурах 20-1200С в высокотемпературной приставке УВД-2000 к дифрактометру ДРОН-3. Определяли качественный и количественный фазовый состав, параметры решетки для а и у-фаз, остаточные напряжения, а также размер и разориентировку субзерен методом кривых качания (со-сканирования). Для определения параметров решетки и количественного фазового состава использовали рефлексы (111)у, (110)а и (002)сггы- Для определения остаточных напряжений в а- и у-фазах использовали рефлексы (200) и (211) а-фазы; (111) и (200) рефлексы у-фазы. Измеренные значения углов дифракции в высокотемпературной камере корректировали на основе значений углов дифракции, полученных на том же образце съемкой при комнатной температуре на гониометрической приставке ГП-2, прошедшей полную процедуру юстировки. Точность определения параметра решетки составила 0,002 А для всех измерений, за исключением измерения остаточных напряжений для а-фазы. В этом случае точность измерения параметра решетки составила 0,001 А. При определении количественного фазового состава при высокотемпературной съемке использовали рефлексы (111)у, (110)а и (002)CrJv. Относительную интенсивность рефлекса (002)CrV оценивали расчетным методом, исходя из измерения состава у-фазы (по изменению параметра решетки) и изменения интенсивностей рефлексов а, у и Cr2N фаз в закаленном и горячекатаном образцах. В результате расчета относительные интенсивности фаз составили: Необходимо отметить, что использовавшаяся методика количественного фазового анализа сталей основана на ряде допущений. Прежде всего, при расчете относительных объемов фаз использовали интенсивности трех рефлексов (по одному на каждую из фаз), которые могут изменяться не только при вариации объемов фаз, но и изменений текстуры.
Однако в нашем случае это не должно приводить к существенным ошибкам. В исходном состоянии текстура сталей слабовыраженная и практически не меняется в результате фазовых превращений при в/т съемке. Последнее обусловлено многовариантностью ориентациопных соотношений (ОС) между ГЦК и ОЦК решетками, а также выбором для измерения подходящих рефлексов. В соответствии с ОС по Курдюмову-Заксу: {111}у//{110}а и отношение их интенсивностей не зависит от изменения текстуры, если эти изменения, как в нашем случае, связаны только с превращением и при этом реализуются все варианты сс -»у превращения. Более серьезные допущения приняты при количественной оценке объема нитридных фаз. Для этого использовали условие постоянства общего содержания азота в трехфазной смеси. Величину интенсивности рефлекса (002)г, Л,, соответствующую 100% концентрации Cr2N нитрида, находили с учетом изменения концентрации азота в у-фазе и разницы объемов фаз для двух состояний стали 1 и 2: Где: AI(oo2)Cr,jv (1 2)=I(oo2)o-2w (,) " Wit:,., (2) - изменение интенсивности рефлекса (002) Cr2N для двух состояний стали; 10,5 - средняя массовая концентрация азота в Cr2N фазе, которая изменяется от Cr2N до Cr2N0j4; 1,2 -массовая концентрация азота в стали; ANy(l,2) = ACyN(l 2,(Vy(l)- Vy(2)) -изменение содержания азота в у-фазе; ANa(1 2) = 0,1 (Va(l)- Va(2)) - изменение содержания азота в a-фазе (для упрощения принято, что содержание азота в сс-фазе составляет 0,1 мае. %. Предложенный подход имеет ряд погрешностей, связанных прежде всего с возможным присутствием рентгеноаморфной (размер частиц менее 10 нм) нитридной составляющей, не дающей вклада в интенсивность дифракционных максимумов. При использовании в расчетах экспериментальных результатов, полученных при в/т съемке, существенное значение приобретает неопределенность связанная с зеличиной ТКЛР для у-фазы. Тем не менее, точность количественного метода может быть повышена по мере накопления экспериментальных фактов, для чего и приведен такой подробный анализ его погрешностей. Для измерения остаточных напряжений использовали оригинальную рентгеновскую методику [78, 79], которая по сравнению со стандартным методом «sin \/ дает возможность избежать ошибок в измерении параметров решетки, связанных с концентрационной неоднородностью твердого раствора внедрения азота в а- и у- Fe. При измерении остаточных напряжений методом «sin у» величина деформации решетки рассчитывается из следующего соотношения: где: v - коэффициент Пуассона; Е - модуль Юнга; ці - угол между нормалью к поверхности образца и нормалью к плоскости отражения (вектором дифракции). В работе [78] было показано, что для оценки остаточных напряжений можно анализировать параметры решетки зерен, в которых разные плоскости отражения параллельны поверхности образца, т.е. при v/=0. В этом случае соотношение (7) сводится к следующему:
Изучение кинетики роста аустенитного зерна методом высокотемпературной рентгенографии
Метод количественного фазового анализа текстурированныхдвухфазных сталей. В настоящее время все большее внимание уделяется сталям с механически нестабильным аустенитом, к которым относятся как нержавеющие, так и высокопрочные конструкционные стали, пластифицированные фазовым превращением (TRIP стали) [80-83]. Для этих сталей количественное соотношение фаз во многом определяет их служебные свойства. Однако при рентгеновском фазовом анализе этих сталей возникают серьезные проблемы, связанные с тем, что кристаллографическая текстура может изменять более чем на порядок интенсивность дифракционных линий и приводить к соответствующим ошибкам в количественном фазовом анализе. Механическая нестабильность аустенита не позволяет получить порошковый бестекстурный образец аналогичного состава.
В настоящей работе предложен метод фазового анализа двухфазных (сс+у) сталей, позволяющий учитывать вклад текстуры в интенсивность измеряемых рефлексов [84]. Методика включает съемку рентгеновских спектров в МоКа-излучении с целью получения максимального количества рефлексов у и а фаз, построение обратных полюсных фигур и вычисление количественного соотношения фаз из следующего уравнения: где: IY hlkl", Ia h2k212 экспериментальные значения интенсивностей рефлексов (h]kili) и (Ь2к2І2), соответственно для у и сс-фаз; Kyhlkl" , Kah2k212 -теоретические значения интенсивности соответствующих рефлексов у и сс-фаз с учетом температурного множителя, значения которых представлены в таблицах (см. приложение А). Эта методика позволила оценить количество мартенсита деформации, который выделяется из аустенита в различных зонах штамповки. Развитие методов исследования текстуры
Метод обратных полюсных фигур эффективно используется в заводских и исследовательских лабораториях для количественного определения текстуры МСГВ [85-87]. При использовании для съемки молибденового излучения число экспериментальных точек на ОПФ вполне достаточно для получения количественной информации о текстуре деформированных листовых полуфабрикатов. Однако для IF сталей, в которых финишная текстура формируется в результате рекристаллизационного отжига наиболее выраженные компоненты текстуры характеризуются отклонением от ориентировки {lll} uvw , чаще всего к ориентировке {554) 225 [88]. В этом случае необходимо максимально увеличить число экспериментальных точек на ОПФ. При съемке в Мо излучении можно увеличить число экспериментальных точек на ОПФ за счет «двойных» или даже «тройных» дифракционных линий (рис. 3.1), которые обычно игнорируются, поскольку в их интенсивность вносят вклад отражения от различных плоскостей решетки, имеющие одинаковые межплоскостные расстояния (одинаковая сумма h +1 +k). Однако в большинстве случаев эта проблема может быть решена, если для одного из рефлексов величина полюсной плотности известна. Эту полюсную плотность можно определить, если этот рефлекс является отражением более высокого порядка и отражение более низкого порядка существует. Например, для двойного рефлекса (330)/(411) полюсная плотность рефлекса (330) известна, поскольку на рентгенограмме присутствуют «одинарные» рефлексы (220) и (ПО). В некоторых случаях можно с достаточной точностью определить полюсную плотность одного из рефлексов с помощью интерполяции полюсных плотностей близлежащих соседних рефлексов. Если полюсная плотность одного из рефлексов, скажем (330) известна, то величина полюсной плотности второго рефлекса, скажем (411) находим из элементарного соотношения, поскольку соотношение интенсивностей этих рефлексов для бестекстурного образца легко вычисляется. Для ОЦК и ГЦК решеток с одинаковыми значениями структурного фактора для всех рефлексов это отношение равно отношению факторов повторяемости (Nhki).Стандартный стереографический треугольник для кубической решетки, на котором указаны экспериментальные рефлексы для ОЦК-Fe в Mo-излучении (а) и экспериментальная ОПФ для IF-стали (б)ф - двойные рефлексы;(Ш) -тройные рефлексы.
Исследование фазового состава и параметров решетки для стали 08Х14АН4МДБ при в/т съемке при температуре 20 1200С
Изучение фазовых и структурных превращений в азотосодержащих сталях с аустенитной и двухфазной структурой методом высокотемпературной рентгенографии. На рис. 4.1 приведены результаты рентгеновской съемки сплава в закаленном состоянии при 20-1000С. В исходном состоянии сталь имеет однофазную аустенитную структуру. До 400С фазовый состав сплава не изменяется и только при 500С начинается распад аустенита, который завершается при 700С. Нитридную фазу обнаружили рентгенографически только при 600С, её максимальное количество увеличивается до 13 % при 900С. При этой температуре начинается обратное ос-»у превращение и при температуре 1000С сталь содержит -12 % а-фазы, остальное - аустенит. Изменение параметров решетки при нагреве (рис. 4.1.6) дают возможность уточнить некоторые особенности процессов, протекающие в стали при нагреве. При температурах выше 400С для обеих фаз наблюдали положительные отклонения экспериментальных значений параметров от прямолинейной зависимости. Это свидетельствует о повышении концентрации азота в а- и у-фазах. Этот процесс завершается при 600С, после чего изменение параметра решетки а-фазы имеет линейный характер, причем наклон прямой соответствует сс=12,7-10" град"1, что близко к значениям коэффициента линейного расширения для сталей. Изменение фазового состава (а) и параметров решетки (б) стали Х22А1,2 в закаленном состоянии при съемке в в/т рентгеновской камере при 20- 1000С. В интервале температур обратного ос-»у превращения (900-1000С) выделившийся из а-фазы аустенит обеднен азотом, о чем свидетельствует отрицательное отклонение величины параметра решетки от прямой, экстраполированной от 600С и с учетом теплового расширения Нагрев до 1000С приводит к некоторому повышению концентрации азота, при этом в стали происходит увеличение содержаниеаустенита и снижение объема нитрида и феррита. Охлаждение в камере приводит к распаду аустенита и в результате сталь при комнатной температуре состоит из пересыщенного твердого раствора азота в нитрида. На рис. 4.2. показаны аналогичные зависимости фазового состава и параметров решетки в процессе нагрева в высокотемпературной камере в интервале температур 20-1200С стали Х22А1,2 в закаленном состоянии. Единственным отличием этого образца от предыдущего является отсутствие в нем остаточного мартенсита после закалки. Тем не менее, это оказывает влияние на процессы фазовых превращений. В отличие от образца, имеющего остаточный мартенсит ( 3%), распад аустенита начинается не при 500С, а при 600С, соответственно введение нитрида также сдвигается на 100С и он наблюдается рентгенографически только при 700С (рис. 4.2.а), тогда как в предыдущем случае уже при 600С (рис. 4.1.а).
Характер изменения параметра решетки аустенита не меняется при этом (рис. 4.2.6) -положительные отклонения от прямолинейной зависимости также наблюдали при 500-600С. Однако для феррита в области температур 600-800С отклонения от прямой (рис. 4.2.6) отрицательные, тогда как в первом случае они были также положительными. В интервале температур обратного а- у превращения (800-1100С) происходит увеличение содержание азота а аустените. В интервале температур 900-1100С происходит растворение нитридной фазы и ее количество снижается от 13 до 6%. Полное растворение Cr2N происходит при 1200С, при этом имеет место выделение азота из образца, у- а превращение и интенсивный рост зерна (рис. 4.3.), о чем также свидетельствует наличие пиков на кривых качания Рентгеновские исследования холоднокатаной стали марки DC05 (типа IF), микролегированной бором. Исследовали структуру, и механические свойства образцов марки DC05 (типа стали IF) четырёх плавок после холодной прокатки и окончательной термообработки толщиной 0,72 - 1,5 мм. В таблице 5.1 приведены данные по химическому составу, а в таблице 5.2 -технологические параметры горячей, холодной прокаток и рекристаллизационного отжига, а также механические свойства сталей.Таблица 5.1
Химический состав стали разных плавок Технологические параметры горячей прокатки и механические свойства IF стали марки ДС05 с различным содержанием бора Образцы партий холоднокатаного листа, микролегированных бором в количестве 0,0010 - 0,0012%, характеризовались в толщинах 1,2 - 1,5 мм не достаточно высоким для такого класса сталей коэффициентом пластической анизотропии (R9o = 2.14 - 2,20) и высоким пределом текучести (от 150-166 МПа), выпадающими за пределы норм EN 10130 для марки DC05 (R90=2,20-2,89, ат=131-160 МПа). Образцы холоднокатаного листа толщиной 0,7-0,8 мм двух других плавок, не содержащих бор, по механическим свойствам соответствовали уровням требованиям стандарта EN 10130 для стали марки DC05 (R90 =2,55- 2,70, ст=134 - 138 МПа). На рис. 5.10 приведены кривые качания для этих сталей, которые показывают, что наиболее существенные изменения текстуры при увеличении содержания бора происходят для ориентировки (554), которую нельзя обнаружить при съемке ОПФ. Увеличение содержания бора от 0,0003 до 0,0015% приводит к снижению полюсной плотности благоприятного для глубокой вытяжки компонента текстуры (111) от 5,2 до 4,5 (рис. 5.11 и усилению неблагоприятного для глубокой вытяжки компонента (001) от 0,3 до 0,8, что способствует снижению КЛ от 2,7 до 2,2
