UA76012C2 - Легована вуглецева сталь та спосіб виготовлення високоміцної, корозійностійкої, ударнов'язкої вуглецевої сталі - Google Patents

Abstract

Винахід стосується вуглецевих сталей з високими робочими характеристиками, що мають трифазну мікроструктуру, яка складається із зерен фериту (11), сплавлених із зернами, що мають дислоковану рейкову структуру, в котрій рейки мартенситу (13) чергуються з тонкими плівками аустеніту (14). Дана структура містить зерна фериту (11) сплавлені з мартенсит-аустенітними зернами (12), причому кожне мартенсит-аустенітне зерно (12) має дислоковану рейкову структуру, що складається із практично паралельних рейок (13), які являють собою зерна кристалів мартенситної фази, де рейки розділені тонкими плівками (14) залишкової аустенітної фази. Таку мікроструктуру можна одержувати у запропонований спосіб аустенізації з наступним багатостадійним охолодженням таким чином, щоб запобігти утворенню і виділенню бейніту і перліту на міжфазових межах. Бажана мікроструктура може отримуватися за допомогою лиття, термообробки, контрольованого вальцювання, кування та інших видів металургійної обробки і надає кінцевому продукту суміщені механічні і корозійні властивості.

Description

Даний винахід належить до легованих сталей мартенситна структура, оскільки рейкова структу- і, зокрема, сталей високої міцності, ударної в'язко- ра має більшу ударну в'язкість. У перелічених ви- сті, корозійної тривкості і здатності до холодного ще патентах також зазначається, що надлишок формування, а також до техніки обробки легова- вуглецю на рейкових ділянках у процесі охоло- них сталей для створення мікроструктур, що на- дження виділяється, утворюючи цементит (карбід дають сталі особливих фізичних і хімічних власти- заліза РезсС) внаслідок так званого "самовідпуску". востей. У цитованому вище (патенті США Моб,273,968)

Леговані сталі високої міцності, ударної в'язко- зазначається, що самовідпуску можна уникнути, сті і здатності до холодного формування, мікро- якщо обмежувати вибір легувальних елементів структури яких являють собою суміші мартенсит- так, щоб температура Ме початку утворення мар- ної й аустенітної фаз, описані в перелічених нижче тенситу була на рівні не нижче 350"С. У деяких патентах США, включених тут в усій їхній повноті сплавах карбіди, утворені внаслідок самовідпуску, шляхом посилання: додають сталі ударної в'язкості, у той час як в ін-

І4.170,497 (Сагемй Тпотавз, Вапдаги М.М. Нао), ших, карбіди ударну в'язкість обмежують. виданий 9 жовтня 1979р. за заявкою від 24 серпня Дислокована рейкова структура дає високомі- 1977р.|; цну сталь, що є як в'язкою, так і ковною - якості,

І4.170,499 (Сагемй Тпотавз, Вапдаги М.М. Нао), що потребуються для забезпечення стійкості до виданий 9 жовтня 1979р. за заявкою від 14 верес- розтріскування і достатньої здатності до форму- ня 1978р., що частково продовжує вищезазначену вання, а отже й успішного виготовлення елементів заявку, подану 24 серпня 1977р.|; механічних конструкцій із цієї сталі. Одним із най-

І4,619,714 (Сагешт Тротав5, дає-Нужап АнНп, більш ефективних засобів одержання потрібних

Маск-уооп Кіт), виданий 28 жовтня 1986р. за зая- рівнів міцності і в'язкості є регулювання мартенси- вкою від 29 листопада 1984р., що частково продо- тної фази таким чином, щоб створювати дислоко- вжує заявку від 6 серпня 1984р.|; вану рейкову, а не двійникову структуру зі збере-

І4,671,827 (Сагєш Тпотав5, Маск 9. Кіт, женими в ній тонкими плівками аустеніту, що

Кататоопйпу Катезі), виданий 9 червня 1987р. надають матеріалу ковності і здатності до форму- за заявкою, поданою 11 жовтня 1985р.|; вання. Для того щоб отримати таку дислоковану

ІбБ,273,968 ВІ (Сагешй Тпотав5), виданий 14 рейкову мікроструктуру, а не менш бажану двійни- серпня 2001р. за заявкою, поданою 28 березня кову структуру, потрібно ретельно підібрати склад 2000р.|. легувальної композиції, що, в свою чергу, впливає

Мікроструктура відіграє ключову роль у визна- на величину М». ченні властивостей легованої сталі, міцність і уда- У деяких випадках практичного застосування рна в'язкість якої залежить, таким чином, не тільки потребуються леговані сталі, що зберігають свою від вибору і кількості легувальних елементів, але міцність, пластичність, ударну в'язкість і корозійну також від наявних у ній кристалічних фаз та їх упо- тривкість у дуже широкому діапазоні умов експлу- рядкування. Сплави, призначені для застосування атації, включаючи дуже низькі температури. Отже, у певних навколишніх умовах експлуатації, потре- даний винахід спрямований на вирішення цих та бують більшої міцності і пластичності, а в загаль- інших проблем виготовлення сталі високої міцності ному випадку -об'єднання в собі властивостей, й ударної в'язкості, що є також корозійнотривкою. часто взаємносуперечливих, оскільки одні легува- Авторами було виявлено, що вуглецеві лего- льні елементи, що сприяють одній властивості, вані сталі з трифазною кристалічною структурою можуть погіршувати іншу властивість. мають високі робочі характеристики і корозійну

У перелічених вище патентах описані сплави, тривкість в широких межах умов експлуатації. За- якими є вуглецеві леговані сталі, мікроструктури значена трифазна кристалічна структура являє яких складаються із рейок мартенситу, що чергу- собою унікальну комбінацію феритної, аустенітної і ються з тонкими плівками аустеніту, а |в патенті мартенситної кристалічних фаз, де кристали фе-

США Мо4,619,714| описані низьковуглецеві двофа- риту сплавлені з кристалами, що містять дислоко- зні леговані сталі. В деяких описаних у цих патен- вану рейкову структуру, описану в перелічених тах сплавах мартенсит містить дисперговані в вище патентах, тобто рейок мартенситу, що чер- ньому дрібні зерна карбідів, утворених внаслідок гуються з тонкими плівками аустеніту. Така трифа- явища самовідпуску. Структурне упорядкування, в зна структура може утворюватися різномантіними котрому рейки однієї фази розділені тонкими плів- шляхами, існувати в широкому діапазоні складів і ками іншої фази зветься ,дислокованою рейковою" формуватися за допомогою різноманітних спосо- структурою й утворюється процесом обробки, бів обробки, включаючи різноманітні типи лиття, першою стадією якого є нагрів сплаву до області термообробки і вальцювання або кування. Вихід- аустеніту, за чим йде охолодження сплаву до рів- ний матеріал, в якому створюється трифазна стру- ня нижче температури фазового переходу в об- ктура, має склад, температура початку мартенсит- ласть, де аустеніт перетворюється на мартенсит, ного перетворення якого є не нижчою, ніж при супроводженні процесу вальцюванням або приблизно 300"С, а в кращих варіантах здійснення куванням, механічних обробок, застосовуваних - не нижчою, ніж приблизно 350"С. У такому мате- для одержання бажаної форми продукту, і змен- ріалі дислокована рейкова мартенситна структура шення зерна структури, в котрій чергуються вище- включена як частина загальної мікроструктури. згадані рейки з тонкими плівками. Така мікрострук- Для одержання такої мікроструктури вміст вуглецю тура є кращою, ніж альтернативна їй двійникова повинен складати не більше 0,3595(мас).

Кращий спосіб утворення вищеописаної мікро- винаходом, що демонструє надзвичайно високу структури включає у себе металургійну обробку низькотемпературну ударну в'язкість. прокатної композиції вуглецевої легованої сталі в Отже, згідно з викладеним вище трифазна процесі постадійного охолодження від аустенітної кристалічна структура за даним винаходом містить фази. На першій стадії охолодження згідно з цим зерна двох типів - феритні зерна і мартенсит- способом відбувається часткова рекристалізація аустенітні зерна, сплавлені разом у суцільній масі, аустенітної фази до виділення феритних кристалів де мартенсит-аустенітні зерна містять рейки мар- і цим самим утворення двофазної кристалічної тенситу з дислокованою структурою. При цьому структури із кристалів аустеніту і фериту. Темпе- величина зерна не є критичним параметром і мо- ратура, що досягається на цій першій стадії охо- же варіювати в широких межах. Для одержання лодження, визначає співвідношення аустеніту з найкращих результатів величина зерна в діаметрі феритом, що можна бачити на фазовій діаграмі (або в інших характеристичних лінійних розмірах), відповідного сплаву. При досягненні цієї темпера- у загальному випадку, лежить у межах, приблизно, тури сталь піддають механічній обробці в гарячому від 2 мікронів до 100 мікронів, а в кращому варіанті стані для надання матеріалу більшої гомогенізації - межах, приблизно, від 5 мікронів до 30 мікронів. й обтиску, а також формуванню відповідно до кін- Усередині мартенсит-аустенітних зерен рейки ма- цевого виробу. Гаряче формування вихідного ма- ртенситу (сусідні рейки, розділені тонкими плівка- теріалу може проводитися шляхом контрольова- ми аустеніту), в загальному випадку, є завширшки, ного вальцювання, якщо кінцевим продуктом є приблизно, від 0,01 мікрона до 0,3 мікрона, а кра- круглий профіль або листовий прокат, або шляхом ще - від 0,05 мікрона до 0,2 мікрона. Кількість фе- ковання для надання матеріалу особливих форм, ритної фази відносно мартенсит-аустенітної фази наприклад, для виготовлення лопатей, сільського- також може змінюватися в широких межах і не є сподарського знаряддя, шоломів, сидінь для гелі- критичною для даного винаходу. Проте, у більшо- коптерів і т.п. Після гарячого формування при цій сті випадків найкращі результати одержуються, проміжній температурі йде друга стадія охоло- коли мартенсит-аустенітні зерна складаються із, дження, у котру аустенітна фаза перетворюється приблизно, від 590(мас.) до 9595(мас.) трифазної на дислоковану рейкову структуру внаслідок пере- кристалічної структури, в кращому варіанті - приб- ходу більшості аустеніту в мартенсит при збере- лизно від 1595(мас.) до 6095(мас.), а в найкращих - женні частини аустеніту у формі тонких плівок, що приблизно від З095(мас.) до 40905(мас). чергуються з рейками мартенситу. Цю стадію здій- Вміст вуглецю в сплаві може варіювати також снюють з високою швидкістю охолодження для у межах максимум до 0,3595(мас). У більшості ви- запобігання утворенню бейнітної і перлітної фаз, а падків кращі результати одержуються з рівнями також, у загальному випадку, міжфазових виділень вуглецю в межах, приблизно, від 0,0195(мас.) до (тобто виділень уздовж міжфазових меж, що роз- 0,3595(мас), у кращому варіанті - в межах прибли- діляють сусідні фази). Для досягнення цього міні- зно від 0,03905(мас.) до 0,390б(мас), і в найкращому мальна швидкість охолодження може змінюватися варіанті - в межах приблизно від 0,0595(мас.) до різним чином залежно від складу вихідного мате- 0О,290(мас.). Як зазначалося вище, винаходом до- ріалу і легко визначається по загальним фазовим пускається наявність внутрішньорейкових виді- діаграмам типу ,перетворення-температура-час", лень карбідів або карбонітридів, тобто виділень відомим для всіх сплавів. Одна з таких діаграм розташованих усередині мартенситних рейок, а не подана тут як приклад на фіг.З і розглянута нижче. уздовж меж рейок, у той час як міжфазових виді-

Отримувана в результаті легована сталь з лень (уздовж фазових меж) краще уникати. У де- вищеописаною трифазною кристалічною структу- яких варіантах здійснення винаходу до складу за- рою має чудові властивості, що є вищими, ніж у пропонованих сталей входять також інші відомих сталей в тому, що стосується характерис- легувальні елементи. Одним з них може бути, на- тик напруга-деформація, енергія удару - темпера- приклад, кремній, який у кращих варіантах здійс- тура, корозійних властивостей і в'язкості утомного нення винаходу міститься в кількості, приблизно, руйнування. У поданому нижче докладному описі від 0,190(мас.) до З9о(мас), а в кращих варіантах - винаходу ці та інші його особливості, ознаки і пе- в кількості, приблизно, від 19о(мас.) до 2,595(мас). реваги розглядаються більш детально. Що стосується такого легувального елемента, як

На Фіг.1 схематично зображена мікроструктура хром, то він у сталі за даним винаходом може бути сплавів за даним винаходом. чи то повністю відсутнім (як у безхромних Ре-51і-С0-

На Фіг.2 наведена фазова діаграма з позна- сталях), чи то бути наявним у кількості, приблизно, ченням кристалічних фаз, що існують при різних від 1 в кількості, приблизно, від 195(мас.) до температурах і концентраціях вуглецю в даній вуг- 13950мас), у кращих варіантах - приблизно від лецевій легованій сталі за даним винаходом. боо(мас.) до 1290(мас), а в найкращих - приблизно

На Фіг.3 наведена кінетична діаграма типу від 8Уо(мас.) до 1095(мас). Винаходом передбача- "фазове перетворення - температура - час", де ється включення до складу запропонованих ста- зазначені способи обробки та умови охолодження лей також одного або комбінацій інших легуваль- другої стадії згідно з даним винаходом для конкре- них елементів, таких як марганець, нікель, тної Бе-51-С-сталі. кобальт, алюміній і азот. Мікролегувальні елемен-

На Фіг.4 показані криві графіку залежності на- ти, такі як молібден, ніобій, титан і ванадій, також пруження від деформації, де порівнюються сплав можуть бути включені до складу даних сталей. згідно з даним винаходом і відома сталь АІБІА7Об. Кращі трифазні кристалічні структури за даним

На Фіг.5 показаний графік залежності енергії винаходом практично не містять карбідів. Як за- удару Шарпі від температури для сплаву за даним значалося вище, карбіди та інші виділення вини-

кають внаслідок явища самовідпуску. Вплив цих ній області) сплав піддають гартуванню шляхом виділень на ударну в'язкість сталі залежить від різкого охолодження в діапазоні мартенситного їхньої морфології в мікроструктурі сталі. Якщо ці переходу для перетворення кристалів аустеніту на виділення розташовані по межах між фазами, то дислоковану рейкову мікроструктуру. Швидкість вони знижують ударну в'язкість і корозійну трив- охолодження при цьому повинна бути достатньо кість матеріалу. Виділення, розташовані усередині високою для того, щоб практично уникнути змін у самих фаз, не погіршують ударної в'язкості за феритній фазі. Але, крім того, в кращих варіантах умови, що розмір їх не перевищує 500А в діаметрі. здійснення даного винаходу швидкість охоло-

Ці міжфазові виділення фактично можуть збільшу- дження є достатньо високою, щоб уникнути утво- вати ударну в'язкість. Проте, в загальному випадку рення бейніту і перліту, а також нітридних і карбо- виділення можуть приводити до зниження корозій- нітридних виділень, залежно від складу сплаву, а ної тривкості сталі. Таким чином, у кращих варіан- також утворення будь-яких виділень уздовж між- тах практичного здійснення даного винаходу са- фазових меж. Терміни "міжфазове виділення" і мовідпуск може мати місце за умови, що "міжфазові виділення" використовується тут для виділення не будуть утворюватися на поверхнях позначення виділень уздовж міжфазових меж і поділу між різними кристалічними фазами. Вико- стосуються утворення дрібних відкладень сполук ристовуваний тут термін "практично не містить на межі поділу мартенситної й аустенітної фаз, карбідів" означає, що навіть при наявності карбідів тобто між рейками і тонкими плівками, що розді- у матеріалі кількість їх є настільки малою, що вони ляють ці рейки. Термін "міжфазові виділення" не не погіршують робочих характеристик і, зокрема, стосується самих аустенітних плівок. Утворення корозійних характеристик кінцевої сталі. всіх цих різноманітних типів виділень, включаючи

Трифазні сталі за даним винаходом можна бейнітні, перлітні, нітридні і карбонітридні виділен- одержувати способом, першою стадією якого є ня, а також міжфазові виділення, узагальнено сполучання відповідних компонентів, потрібних зветься тут "самовідпуском". Мінімальні швидкості для утворення сталі бажаного складу, наступною охолодження, потрібні для уникнення явища само- стадією є гомогенізація (тобто "витримування") відпуску, легко визначаються за діаграмою "тем- вихідного матеріалу протягом часу і при темпера- пература перетворення - час" для даного сплаву. турі, достатніх для одержання однорідної аустені- Вздовж вертикальної осі цієї діаграми відкладена тної структури з усіма елементами і компонентами температура, а вздовж горизонтальної осі - час. в стані твердого розчину. Умови такої гомогенізації Криві такої діаграми окреслюють області, де кожна можуть бути легко визначені фахівцем у даній га- з фаз існує сама по собі або у сполученні з іншою лузі для типового температурного діапазону від фазою або фазами. Діаграми такого типу показані 10507С до 120070. У відповідності із загально- в цитованому вище (патенті США Моеб,273,968 В1 прийнятою практикою після операції витримування (ТПпотав)|, а інша типова діаграма показана тут на при певній температурі йде вальцювання вихідно- Фіг.3 і розглянута нижче. На таких діаграмах міні- го матеріалу з обтиском її до 1095 і більше, а в мальна швидкість охолодження окреслює діагона- багатьох випадках - до ступеню, приблизно, від льну лінію зниження температури в часі, яка при- 3095 до 6095. Це сприяє дифузії легувальних еле- лягає до лівої сторони С-подібної кривої. Справа ментів і утворенню гомогенної аустенітної криста- від цієї кривої лежить область наявності карбідів. лічної фази. Отже прийнятні швидкості охолодження проходять

Після утворення аустенітної фази вихідний по лініях, що залишаються зліва від кривої, причо- матеріал охолоджують до температури в міжкри- му лінія найнижчої швидкості має найменшу крути- тичній області, що визначається як область, у кот- зну і прилягає до кривої. рій аустенітна і феритна фази існують у рівновазі. Залежно від складу сплаву швидкість охоло-

Отже, внаслідок охолодження частина аустеніту дження, достатньо велика для задоволення зазна- рекристалізується у зерна фериту, залишаючи ченої вимоги, може потребувати для її досягнення решту нерекристалізованого аустеніту. Відносні охолодження водою або досягатися при охоло- кількості кожної з цих двох фаз у стані рівноваги дженні повітрям. У загальному випадку якщо вміст змінюються з температурою, до якої заготовка певних легувальних елементів у складі сплаву, що охолоджується на цій стадії, і залежать також від охолоджується повітрям і має достатньо високу рівнів вмісту легувальних елементів. Розподіл вуг- швидкість охолодження, є зниженим, то для утри- лецю між цими двома фазами (так само у стані мання здатності сталі до охолодження повітрям рівноваги) також змінюється з температурою. Як потрібно піднімати рівні інших легувальних елеме- було зазначено вище, відносні кількості двох фаз нтів. Наприклад, зниження вмісту одного з таких не є критичними для даного винаходу і можуть легувальних елементів, як вуглець, хром або кре- варіювати в певних, встановлених для кращих мній, може компенсуватися підвищенням рівня варіантів межах. Що стосується температури, до такого елементу, як марганець. якої аустеніт охолоджують для одержання двофа- Кращі склади сплаву для цілей даного вина- зної феритно-аустенітної структури, то кращий ходу лежать у межах, приблизно, від 0,0595(мас.) діапазон її лежить у межах, приблизно, від 75070 до 0,190(мас.) вуглецю, приблизно, від 0,395(мас.) до 950"С, а в кращому варіанті - у межах, прибли- до 59(мас.) нікелю і приблизно 295(мас.) кремнію, зно, від 7757С до 900"С, залежно від складу вихід- решта - залізо. Нікель може бути замінений марга- ного матеріалу. нцем у концентраціях, принаймні, приблизно

Після утворення двофазної феритно- 0,590(мас), краще - 1-2 9о(мас). Або ж використо- аустенітної структури (тобто після досягнення рів- вуватися можуть обидва ці елементи. Гартування новаги при встановленій температурі у міжкритич- краще здійснювати шляхом охолодження водою.

Кращими складами сплаву є також такі, що мають лецю в цих двох фазах будуть відповідати точкам температуру початку мартенситного перетво- перетину лінії Т-1 з двома кривими діаграми. У рення, приблизно, 300"С і вище. випадку, зображеному на Фіг.2, вміст вуглецю цих

Способи та умови обробки, зазначені в цито- двох фаз після охолодження до Т-1 складає, при- ваному вище патенті США, і, зокрема, в тому, що близно, 0,00195 С у феритній фазі і 0,1495 в аусте- стосується термообробки, зменшення величини нітній фазі. Співвідношення цих фаз також визна- зерна, ковання в реальному часі і використання чається вибраною температурою. Це прокатних станів для одержання круглого профі- співвідношення, яке дана фазова діаграма оцінити лю, листового прокату та інших форм виробів, мо- не дозволяє, може бути легко визначене фахівцем жуть використовуватися при практичному здійс- у даній галузі. У випадку, зображеному на Ффіг.2, ненні даного винаходу в умовах нагріву композиції співвідношення фаз на рівні Т-1 становить 6095 сплаву до аустенітної фази, охолодженні сплаву аустеніту і 4095 фериту. Якщо сталь охолоджують від аустенітної фази до проміжної фази і наступно- до 800"С ("Т-2"), то концентрації вуглецю в даних го за цим охолодження через область мартенсит- двох фазах будуть відповідати точкам перетину ного перетворення. Вальцювання проводять під прямої Т-2 з двома кривими діаграми і відрізнятися контролем в одну і більше стадій під час процесів від відповідних концентрацій при температурі аустенізації і першої стадії охолодження, напри- 900"С. Те ж саме стосується пропорцій фаз у ста- клад, для сприяння дифузії легувальних елементів лі. У даному випадку рівні вуглецю в двох фазах і гомогенізації аустенітної кристалічної фази, а будуть складати, приблизно, 0,0395 у феритній після цього - деформації кристалічних зерен і збе- фазі і 0,395 в аустенітній фазі. Відносні кількості рігання енергії деформації в цих зернах, у той час двох фаз при цьому будуть становити 25905 аусте- як на другій стадії охолодження вальцювання мо- ніту і 7595 фериту. Таким чином, ця пропорція ви- же служити для заведення заново утвореної мар- значається вибором температури, до котрої відбу- тенситної фази в дислоковану рейкову мікрострук- вається охолодження на першій стадії, і туру із мартенситних рейок, розділених тонкими витримуванням температури М: аустеніту на рівні плівками залишкового аустеніту. Ступінь обтиску вище 30070. при вальцюванні може бути різним і легко визна- По завершенню першої стадії охолодження чається фахівцем у даній галузі. У мартенсит- сталь піддають контрольованому вальцюванню аустенітних дислокованих рейкових кристалах добре відомими способами регулювання розміру плівки залишкового аустеніту можуть складати, зерна при наданню вихідному матеріалу остаточ- приблизно, від 0,595 до 1595 об'єму мікроструктури, ної форми. в кращому варіанті - приблизно від 395 до 1095, а в Після цього проводять другу стадію охоло- найкращому - максимум 595 об'єму мікроструктури. дження, у котру відбувається утворення мартенси-

Частина аустеніту відносно всієї трифазної мікро- тної фази в дислокованій рейковій структурі. Як структури повинна складати максимум 595. Факти- було зазначено вище, це охолодження проводять чна ширина плівки залишкового аустеніту в кра- при швидкості, достатньо великій для запобігання щому варіанті лежить у межах, приблизно, від 50А утворенню як бейніту, так і перліту, а також міжфа- до 250А, а в найкращому варіанті складає, приб- зових виділень. На Фіг.3 показана кінетична діаг- лизно, 100А. Частина аустеніту відносно всієї три- рама типу "перетворення-температура-час", що фазної мікроструктури, в загальному випадку, по- відповідає охолодженню на другій стадії сплаву, винна складати максимум 595. що містить 0,07995 С, 0,57905 Мп і 1,90290 5і. На цій

На Фіг.1 схематично зображена трифазна кри- діаграмі використовуються такі позначення: сталічна структура згідно з даним винаходом. Ця А - аустеніт; структура містить феритні зерна 11, сплавлені з М - мартенсит; мартенсит-аустенітними зернами 12. При цьому Е - ферит; кожне мартенсит-аустенітне зерно 12 має дисло- В - бейніт; ковану рейкову структуру з практично паралель- Ов - верхній бейніт; ними рейками 13, що являють собою зерна крис- І В - нижній бейніт; талів мартенситної фази, розділених тонкими Р - перліт; плівками 14 залишкової аустенітної фази. Ме - температура початку утворення мартен-

На Фіг.2 показана фазова діаграма вуглецевої ситу (4207С); сталі з позначенням перетворень, що відбувають- МЕ - температура завершення утворення мар- ся на стадіях охолодження, і впливу на ці процеси тенситу (20070). концентрації вуглецю. Дана фазова діаграма по- Штрихова похила пряма на фіг.3 відповідає будована для вуглецевих сталей, що містять найнижчій швидкості охолодження, при котрій не 290(мас.) кремнію. Область справа від верхньої встигають утворюватися бейніт, перліт і взагалі кривої позначена символом "у" аустенітної фази, у міжфазові виділення. Отже використовуватися тут той час як усі інші області позначені символом "а" може швидкість охолодження, що відповідає даній феритної фази. На стадії аустенізації сплав нагрі- похилій прямій та іншим відповідним прямим бі- вають до у-області, що лежить зверху справа. Ве- льшої крутизни. ртикальна штрих-пунктирна пряма, що відповідає На Фіг.4 показаний графік залежності напру- концентрації вуглецю 0,195, лежить на лінії фаз, ження від деформації де вуглецева легована що виникають під час охолодження 0,195 вуглеце- сталь з трифазною кристалічною структурою за вої легованої сталі (що містить 290 кремнію) від даним винаходом, у котрій мартенсит-аустенітна аустенітної фази. Якщо охолодження зупиняють фаза складає 4095 від усієї мікроструктури, а між- при температурі 90070 ("Т-1"), то концентрації вуг- рейковий аустеніт складає 295 від усієї мікрострук-

тури, з відомою легованою сталлю АЇ5І А706. Для корисними у виробах, що потребують високих міц- сталі за даним винаходом відношення межі міцно- ностей при розтяганні і, особливо, тих, що викори- сті при розтяганні до межі текучості є більшим 1,5, стовуються у високосольових умовах морського і що свідчить про її перевагу над відомим мате- приморського навколишнього середовища. ріалом. Усе викладене вище має лише ілюстративне

На Фіг.5 поданий графік залежності енергії спрямування і не виключає можливих модифікацій удару Шарпі від температури для тієї ж легованої і варіацій різноманітних параметрів композицій вуглецевої сталі за даним винаходом, механічні сплавів, способів і умов їх обробки, що лежать у характеристики якої наведені на Фіг.4. межах ідеї і об'єму даного винаходу.

Леговані сталі за даним винаходом є особливо ах

ЗАЙ принт кої ІЙ їх пи денне рескашь ей -к Й Х м с»; - і у Бе і - і ! АХ г у г й : ші х що 8ю ДИНА в Н ншнн нин швея і я и яких ша Е і ех ДИНВон ЗМ. ц и нн ох ; - і х ва ри ХУ, ж " щі Н В дня пеня 4 у аа ЕК Че сни то ; і ЩЕ

ГАК КТ, ХУ. 5 2 : Н нн х г хі Де Ж: й 1; : ї

ІК хх Щи 3 х тая і і Я 1

КАК і і вд ння меча ене і ЩІ і Й 2 ее ни пис т бр Хиецануранію нргпою КІ

Фіз. ФА.

Яюзохе падієтеюровня - талии - ще ше мо нан в стелю нет тт тенет нетто нене нетто тити тент тт тт тане жжжяннх й - хзаю утрифухнам: вристалнмною струмує й Хибокатонтомем (Ж) (ОТО) МА(ФяРу ВО Ше ше дня ен ВВ я дит ; Н -о ше денти зо - и сіння х ще зе. ня, ра | к- и т - ТОБ я вав - ра АЖЕ рам ! Е й І 1 - лю х ій ї вів 1 5 вої й х, Ї тн, і

З оз - Пк я рани шо Е ; щ Мая 0» Я ви в вав ! Я я

І пдядЕют диня і «ва у Я СЗЗ 25 за - о з В дн м Її

Ме є Тон МА 1 : ер, тент " ! зва ще !

Я ПОН З в ж

Но че щи й? 03 гЙ од поле аль аг чдсо ЖУкаєтьї дюрирмеців тпріг.5 по ПЕТ У тт Кн і то т. !

Ж я й ее

НУ т да : -

Я в Кея І маш Р і У р; Я

Ем мовованннаннмо повинно плнвовсвво кинииивеннни пн пи -хБО -к В «КА - 5 ЕН

Тоююрюа (0)

Комп'ютерна верстка Т. Чепелева Підписне Тираж 26 прим.

Міністерство освіти і науки України

Державний департамент інтелектуальної власності, вул. Урицького, 45, м. Київ, МСП, 03680, Україна

ДП "Український інститут промислової власності", вул. Глазунова, 1, м. Київ - 42, 01601