Легована вуглецева сталь та спосіб виготовлення високоміцної, корозійностійкої, ударнов’язкої вуглецевої сталі

1. Легована вуглецева сталь, що містить залізо і максимум 0,35мас.% вуглецю, яка відрізняється тим, що вона має трифазну мікроструктуру, що складається із кристалів фериту, сплавлених з мартенсит-аустенітними кристалами, причому зазначені мартенсит-аустенітні кристали містять рейки мартенситу, що чергуються з тонкими плівками аустеніту. 2. Сталь за п.1, яка відрізняється тим, що зазначені мартенсит-аустенітні кристали не містять карбідних виділень на межах поділу фаз. 3. Сталь за п.1, яка відрізняється тим, що зазначені мартенсит-аустенітні кристали складають, приблизно, від 20 до 40мас.% зазначеної трифазної мікроструктури. 4. Сталь за п.1, яка відрізняється тим, що вміст вуглецю складає, приблизно, від 0,05 до 0,2мас.% трифазної мікроструктури. 5. Сталь за п.1, яка відрізняється тим, що вона містить також кремній у концентрації, приблизно, від 1 до 2,5мас.% від складу сплаву. 6. Сталь за п.1, яка відрізняється тим, що вміст вуглецю складає, приблизно, від 0,05 до 0,2мас.% зазначеної трифазної мікроструктури, де зазначена легована вуглецева сталь містить також кремній у концентрації, приблизно, від 1 до 2,5мас.% 2 (19) 1 3 Даний винахід належить до легованих сталей і, зокрема, сталей високої міцності, ударної в'язкості, корозійної тривкості і здатності до холодного формування, а також до техніки обробки легованих сталей для створення мікроструктур, що надають сталі особливих фізичних і хімічних властивостей. Леговані сталі високої міцності, ударної в'язкості і здатності до холодного формування, мікроструктури яких являють собою суміші мартенситної й аустенітної фаз, описані в перелічених нижче патентах США, включених тут в усій їхній повноті шляхом посилання: [4,170,497 (Gareth Thomas, Bangaru V.N. Rao), виданий 9 жовтня 1979p. за заявкою від 24 серпня 1977p.]; [4,170,499 (Gareth Thomas, Bangaru V.N. Rao), виданий 9 жовтня 1979p. за заявкою від 14 вересня 1978p., що частково продовжує вищезазначену заявку, подану 24 серпня 1977р.]; [4,619,714 (Gareth Thomas, Jae-Hwan Ahn, Nack-Joon Kim), виданий 28 жовтня 1986p. за заявкою від 29 листопада 1984p., що частково продовжує заявку від 6 серпня 1984р.]; [4,671,827 (Gareth Thomas, Nack J. Kim, Ramamoorthy Ramesh), виданий 9 червня 1987p. за заявкою, поданою 11 жовтня 1985p.]; [6,273,968 Bl (Gareth Thomas), виданий 14 серпня 2001р. за заявкою, поданою 28 березня 2000р.]. Мікроструктура відіграє ключову роль у визначенні властивостей легованої сталі, міцність і ударна в'язкість якої залежить, таким чином, не тільки від вибору і кількості легувальних елементів, але також від наявних у ній кристалічних фаз та їх упорядкування. Сплави, призначені для застосування у певних навколишніх умовах експлуатації, потребують більшої міцності і пластичності, а в загальному випадку -об'єднання в собі властивостей, часто взаємносуперечливих, оскільки одні легувальні елементи, що сприяють одній властивості, можуть погіршувати іншу властивість. У перелічених вище патентах описані сплави, якими є вуглецеві леговані сталі, мікроструктури яких складаються із рейок мартенситу, що чергуються з тонкими плівками аустеніту, а [в патенті США №4,619,714] описані низьковуглецеві двофазні леговані сталі. В деяких описаних у цих патентах сплавах мартенсит містить дисперговані в ньому дрібні зерна карбідів, утворених внаслідок явища самовідпуску. Структурне упорядкування, в котрому рейки однієї фази розділені тонкими плівками іншої фази зветься „дислокованою рейковою" структурою й утворюється процесом обробки, першою стадією якого є нагрів сплаву до області аустеніту, за чим йде охолодження сплаву до рівня нижче температури фазового переходу в область, де аустеніт перетворюється на мартенсит, при супроводженні процесу вальцюванням або куванням, механічних обробок, застосовуваних для одержання бажаної форми продукту, і зменшення зерна структури, в котрій чергуються вищезгадані рейки з тонкими плівками. Така мікроструктура є кращою, ніж альтернативна їй двійникова 76012 4 мартенситна структура, оскільки рейкова структура має більшу ударну в'язкість. У перелічених вище патентах також зазначається, що надлишок вуглецю на рейкових ділянках у процесі охолодження виділяється, утворюючи цементит (карбід заліза Fe3C) внаслідок так званого "самовідпуску". У цитованому вище [патенті США №6,273,968] зазначається, що самовідпуску можна уникнути, якщо обмежувати вибір легувальних елементів так, щоб температура Ms початку утворення мартенситу була на рівні не нижче 350°С. У деяких сплавах карбіди, утворені внаслідок самовідпуску, додають сталі ударної в'язкості, у той час як в інших, карбіди ударну в'язкість обмежують. Дислокована рейкова структура дає високоміцну сталь, що є як в'язкою, так і ковною - якості, що потребуються для забезпечення стійкості до розтріскування і достатньої здатності до формування, а отже й успішного виготовлення елементів механічних конструкцій із цієї сталі. Одним із найбільш ефективних засобів одержання потрібних рівнів міцності і в'язкості є регулювання мартенситної фази таким чином, щоб створювати дислоковану рейкову, а не двійникову структуру зі збереженими в ній тонкими плівками аустеніту, що надають матеріалу ковності і здатності до формування. Для того щоб отримати таку дислоковану рейкову мікроструктуру, а не менш бажану двійникову структуру, потрібно ретельно підібрати склад легувальної композиції, що, в свою чергу, впливає на величину Ms. У деяких випадках практичного застосування потребуються леговані сталі, що зберігають свою міцність, пластичність, ударну в'язкість і корозійну тривкість у дуже широкому діапазоні умов експлуатації, включаючи дуже низькі температури. Отже, даний винахід спрямований на вирішення цих та інших проблем виготовлення сталі високої міцності й ударної в'язкості, що є також корозійнотривкою. Авторами було виявлено, що вуглецеві леговані сталі з трифазною кристалічною структурою мають високі робочі характеристики і корозійну тривкість в широких межах умов експлуатації. Зазначена трифазна кристалічна структура являє собою унікальну комбінацію феритної, аустенітної і мартенситної кристалічних фаз, де кристали фериту сплавлені з кристалами, що містять дислоковану рейкову структуру, описану в перелічених вище патентах, тобто рейок мартенситу, що чергуються з тонкими плівками аустеніту. Така трифазна структура може утворюватися різномантіними шляхами, існувати в широкому діапазоні складів і формуватися за допомогою різноманітних способів обробки, включаючи різноманітні типи лиття, термообробки і вальцювання або кування. Вихідний матеріал, в якому створюється трифазна структура, має склад, температура початку мартенситного перетворення якого є не нижчою, ніж приблизно 300°С, а в кращих варіантах здійснення - не нижчою, ніж приблизно 350°С. У такому матеріалі дислокована рейкова мартенситна структура включена як частина загальної мікроструктури. Для одержання такої мікроструктури вміст вуглецю повинен складати не більше 0,35%(мас). 5 76012 6 Кращий спосіб утворення вищеописаної мікровинаходом, 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 мартенситспособом відбувається часткова рекристалізація аустенітні зерна, сплавлені разом у суцільній масі, аустенітної фази до виділення феритних кристалів де мартенсит-аустенітні зерна містять рейки марі цим самим утворення двофазної кристалічної тенситу з дислокованою структурою. При цьому структури із кристалів аустеніту і фериту. Темпевеличина зерна не є критичним параметром і моратура, що досягається на цій першій стадії охоже 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 темперау 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 кінУсередині мартенсит-аустенітних зерен рейки мацевого виробу. Гаряче формування вихідного мартенситу (сусідні рейки, розділені тонкими плівкатеріалу може проводитися шляхом контрольовами аустеніту), в загальному випадку, є завширшки, ного вальцювання, якщо кінцевим продуктом є приблизно, від 0,01 мікрона до 0,3 мікрона, а кракруглий профіль або листовий прокат, або шляхом ще - від 0,05 мікрона до 0,2 мікрона. Кількість фековання для надання матеріалу особливих форм, ритної фази відносно мартенсит-аустенітної фази наприклад, для виготовлення лопатей, сільськоготакож може змінюватися в широких межах і не є сподарського знаряддя, шоломів, сидінь для гелікритичною для даного винаходу. Проте, у більшокоптерів і т.п. Після гарячого формування при цій сті випадків найкращі результати одержуються, проміжній температурі йде друга стадія охолоколи мартенсит-аустенітні зерна складаються із, дження, у котру аустенітна фаза перетворюється приблизно, від 5%(мас.) до 95%(мас.) трифазної на дислоковану рейкову структуру внаслідок перекристалічної структури, в кращому варіанті - прибходу більшості аустеніту в мартенсит при зберелизно від 15%(мас.) до 60%(мас.), а в найкращих женні частини аустеніту у формі тонких плівок, що приблизно від 30%(мас.) до 40%(мас). чергуються з рейками мартенситу. Цю стадію здійВміст вуглецю в сплаві може варіювати також снюють з високою швидкістю охолодження для у межах максимум до 0,35%(мас). У більшості визапобігання утворенню бейнітної і перлітної фаз, а падків кращі результати одержуються з рівнями також, у загальному випадку, міжфазових виділень вуглецю в межах, приблизно, від 0,01%(мас.) до (тобто виділень уздовж міжфазових меж, що роз0,35%(мас), у кращому варіанті - в межах приблиділяють сусідні фази). Для досягнення цього мінізно від 0,03%(мас.) до 0,3%(мас), і в найкращому мальна швидкість охолодження може змінюватися варіанті - в межах приблизно від 0,05%(мас.) до різним чином залежно від складу вихідного мате0,2%(мас.)· Як зазначалося вище, винаходом доріалу і легко визначається по загальним фазовим пускається наявність внутрішньорейкових видідіаграмам 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.3 і розглянута нижче. уздовж меж рейок, у той час як міжфазових видіОтримувана в результаті легована сталь з лень (уздовж фазових меж) краще уникати. У девищеописаною трифазною кристалічною структуяких варіантах здійснення винаходу до складу зарою має чудові властивості, що є вищими, ніж у пропонованих сталей входять також інші відомих сталей в тому, що стосується характерислегувальні елементи. Одним з них може бути, натик напруга-деформація, енергія удару - темпераприклад, кремній, який у кращих варіантах здійстура, корозійних властивостей і в'язкості утомного нення винаходу міститься в кількості, приблизно, руйнування. У поданому нижче докладному описі від 0,1%(мас.) до 3%(мас), а в кращих варіантах винаходу ці та інші його особливості, ознаки і пев кількості, приблизно, від 1%(мас.) до 2,5%(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 Fe-Si-CНа Фіг.2 наведена фазова діаграма з познасталях), чи то бути наявним у кількості, приблизно, ченням кристалічних фаз, що існують при різних від 1 в кількості, приблизно, від 1%(мас.) до температурах і концентраціях вуглецю в даній вуг13%(мас), у кращих варіантах - приблизно від лецевій легованій сталі за даним винаходом. 6%(мас.) до 12%(мас), а в найкращих - приблизно На Фіг.3 наведена кінетична діаграма типу від 8%(мас.) до 10%(мас). Винаходом передбача"фазове перетворення - температура - час", де ється включення до складу запропонованих стазазначені способи обробки та умови охолодження лей також одного або комбінацій інших легувальдругої стадії згідно з даним винаходом для конкрених елементів, таких як марганець, нікель, тної Fe-Si-C-сталі. кобальт, алюміній і азот. Мікролегувальні елеменНа Фіг.4 показані криві графіку залежності нати, 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 AISIA706. Кращі трифазні кристалічні структури за даним На Фіг.5 показаний графік залежності енергії винаходом практично не містять карбідів. Як заудару Шарпі від температури для сплаву за даним значалося вище, карбіди та інші виділення вини 7 76012 8 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 тривохолодження 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 500Å в діаметрі. здійснення даного винаходу швидкість охолоЦі міжфазові виділення фактично можуть збільшудження є достатньо високою, щоб уникнути утвовати ударну в'язкість. Проте, в загальному випадку рення бейніту і перліту, а також нітридних і карбовиділення можуть приводити до зниження корозійнітридних виділень, залежно від складу сплаву, а ної тривкості сталі. Таким чином, у кращих варіантакож утворення будь-яких виділень уздовж міжтах практичного здійснення даного винаходу сафазових 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. Викостосуються 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 роздіу 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 виділенодержувати 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 самостадією є гомогенізація (тобто "витримування") відпуску, легко визначаються за діаграмою "темвихідного матеріалу протягом часу і при темперапература перетворення - час" для даного сплаву. турі, достатніх для одержання однорідної аустеніВздовж 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 газ фаз існує сама по собі або у сполученні з іншою лузі для типового температурного діапазону від фазою або фазами. Діаграми такого типу показані 1050°С до 1200°С. У відповідності із загальнопв цитованому вище [патенті США №6,273,968 В1 рийнятою практикою після операції витримування (Thomas)], а інша типова діаграма показана тут на при певній температурі йде вальцювання вихідноФіг.3 і розглянута нижче. На таких діаграмах мініго матеріалу з обтиском її до 10% і більше, а в мальна швидкість охолодження окреслює діагонабагатьох випадках - до ступеню, приблизно, від льну лінію зниження температури в часі, яка при30% до 60%. Це сприяє дифузії легувальних елелягає до лівої сторони С-подібної кривої. Справа ментів і утворенню гомогенної аустенітної криставід 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, причоматеріал охолоджують до температури в міжкриму лінія найнижчої швидкості має найменшу крутитичній області, що визначається як область, у котзну і прилягає до кривої. рій аустенітна і феритна фази існують у рівновазі. Залежно від складу сплаву швидкість охолоОтже, внаслідок охолодження частина аустеніту дження, достатньо велика для задоволення зазнарекристалізується у зерна фериту, залишаючи ченої вимоги, може потребувати для її досягнення решту нерекристалізованого аустеніту. Відносні охолодження водою або досягатися при охолокількості 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 вугшвидкість охолодження, є зниженим, то для утрилецю 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 елемебуло 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 креваріювати 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 двофаКращі склади сплаву для цілей даного виназної феритно-аустенітної структури, то кращий ходу лежать у межах, приблизно, від 0,05%(мас.) діапазон її лежить у межах, приблизно, від 750°С до 0,1%(мас.) вуглецю, приблизно, від 0,3%(мас.) до 950°С, а в кращому варіанті - у межах, приблидо 5%(мас.) нікелю і приблизно 2%(мас.) кремнію, зно, від 775°С до 900°С, залежно від складу вихідрешта - залізо. Нікель може бути замінений марганого матеріалу. нцем у концентраціях, принаймні, приблизно Після утворення двофазної феритно0,5%(мас), краще - 1-2 %(мас). Або ж використоаустенітної структури (тобто після досягнення ріввуватися можуть обидва ці елементи. Гартування новаги при встановленій температурі у міжкритичкраще здійснювати шляхом охолодження водою. 9 76012 10 Кращими складами сплаву є також такі, що мають лецю в цих двох фазах будуть відповідати точкам температуру початку мартенситного перетворенперетину лінії Т-1 з двома кривими діаграми. У ня, приблизно, 300°С і вище. випадку, зображеному на Фіг.2, вміст вуглецю цих Способи та умови обробки, зазначені в цитодвох фаз після охолодження до Т-1 складає, приваному вище патенті США, і, зокрема, в тому, що близно, 0,001% С у феритній фазі і 0,14% в аустестосується термообробки, зменшення величини нітній фазі. Співвідношення цих фаз також визназерна, ковання в реальному часі і використання чається вибраною температурою. Це прокатних станів для одержання круглого профіспіввідношення, яке дана фазова діаграма оцінити лю, листового прокату та інших форм виробів, моне дозволяє, може бути легко визначене фахівцем жуть використовуватися при практичному здійсу даній галузі. У випадку, зображеному на Фіг.2, ненні даного винаходу в умовах нагріву композиції співвідношення фаз на рівні Т-1 становить 60% сплаву до аустенітної фази, охолодженні сплаву аустеніту і 40% фериту. Якщо сталь охолоджують від аустенітної фази до проміжної фази і наступнодо 800°С ("Т-2"), то концентрації вуглецю в даних го за цим охолодження через область мартенситдвох 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, напри900°С. Те ж саме стосується пропорцій фаз у стаклад, для сприяння дифузії легувальних елементів лі. У даному випадку рівні вуглецю в двох фазах і гомогенізації аустенітної кристалічної фази, а будуть складати, приблизно, 0,03% у феритній після цього - деформації кристалічних зерен і збефазі і 0,3% в аустенітній фазі. Відносні кількості рігання енергії деформації в цих зернах, у той час двох фаз при цьому будуть становити 25% аустеяк на другій стадії охолодження вальцювання моніту і 75% фериту. Таким чином, ця пропорція виже служити для заведення заново утвореної марзначається вибором температури, до котрої відбутенситної фази в дислоковану рейкову мікроструквається охолодження на першій стадії, і туру із мартенситних рейок, розділених тонкими витримуванням температури Ms аустеніту на рівні плівками залишкового аустеніту. Ступінь обтиску вище 300°С. при вальцюванні може бути різним і легко визнаПо завершенню першої стадії охолодження чається фахівцем у даній галузі. У мартенситсталь піддають контрольованому вальцюванню аустенітних дислокованих рейкових кристалах добре відомими способами регулювання розміру плівки залишкового аустеніту можуть складати, зерна при наданню вихідному матеріалу остаточприблизно, від 0,5% до 15% об'єму мікроструктури, ної форми. в кращому варіанті - приблизно від 3% до 10%, а в Після цього проводять другу стадію охолонайкращому - максимум 5% об'єму мікроструктури. дження, у котру відбувається утворення мартенсиЧастина аустеніту відносно всієї трифазної мікротної фази в дислокованій рейковій структурі. Як структури повинна складати максимум 5%. Фактибуло зазначено вище, це охолодження проводять чна ширина плівки залишкового аустеніту в крапри швидкості, достатньо великій для запобігання щому варіанті лежить у межах, приблизно, від 50Å утворенню як бейніту, так і перліту, а також міжфадо 250Å, а в найкращому варіанті складає, прибзових виділень. На Фіг.3 показана кінетична діаглизно, 100Å. Частина аустеніту відносно всієї трирама типу "перетворення-температура-час", що фазної мікроструктури, в загальному випадку, повідповідає охолодженню на другій стадії сплаву, винна складати максимум 5%. що містить 0,079% С, 0,57% Мn і 1,902% Si. На цій На Фіг.1 схематично зображена трифазна кридіаграмі використовуються такі позначення: сталічна структура згідно з даним винаходом. Ця А - аустеніт; структура містить феритні зерна 11, сплавлені з Μ - мартенсит; мартенсит-аустенітними зернами 12. При цьому F - ферит; кожне мартенсит-аустенітне зерно 12 має дислоВ - бейніт; ковану рейкову структуру з практично паралельUB - верхній бейніт; ними рейками 13, що являють собою зерна крисLB - нижній бейніт; талів мартенситної фази, розділених тонкими Ρ - перліт; плівками 14 залишкової аустенітної фази. Ms - температура початку утворення мартенНа Фіг.2 показана фазова діаграма вуглецевої ситу (420°С); сталі з позначенням перетворень, що відбуваютьMf - температура завершення утворення марся на стадіях охолодження, і впливу на ці процеси тенситу (200°С). концентрації вуглецю. Дана фазова діаграма поШтрихова похила пряма на Фіг.3 відповідає будована для вуглецевих сталей, що містять найнижчій швидкості охолодження, при котрій не 2%(мас.) кремнію. Область справа від верхньої встигають утворюватися бейніт, перліт і взагалі кривої позначена символом "γ" аустенітної фази, у міжфазові виділення. Отже використовуватися тут той час як усі інші області позначені символом "α" може швидкість охолодження, що відповідає даній феритної фази. На стадії аустенізації сплав нагріпохилій прямій та іншим відповідним прямим бівають до γ-області, що лежить зверху справа. Вельшої крутизни. ртикальна штрих-пунктирна пряма, що відповідає На Фіг.4 показаний графік залежності напруконцентрації вуглецю 0,1%, лежить на лінії фаз, ження від деформації, де вуглецева легована що виникають під час охолодження 0,1% вуглецесталь з трифазною кристалічною структурою за вої легованої сталі (що містить 2% кремнію) від даним винаходом, у котрій мартенсит-аустенітна аустенітної фази. Якщо охолодження зупиняють фаза складає 40% від усієї мікроструктури, а міжпри температурі 900°С ("Т-1"), то концентрації вугрейковий аустеніт складає 2% від усієї мікрострук 11 76012 12 тури, з відомою легованою сталлю AISI A706. Для корисними у виробах, що потребують високих міцсталі за даним винаходом відношення межі міцноностей при розтяганні і, особливо, тих, що використі при розтяганні до межі текучості є більшим 1,5, стовуються у високосольових умовах морського і що свідчить про її перевагу над відомим матеприморського 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 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