Сталь 35 характеристики применение: Конструкционная сталь характеристики, свойства

Свариваемость :
без ограничений	— сварка производится без подогрева и без последующей термообработки
ограниченно свариваемая	— сварка возможна при подогреве до 100-120 град. и последующей термообработке
трудносвариваемая	— для получения качественных сварных соединений требуются дополнительные операции: подогрев до 200-300 град. при сварке, термообработка после сварки — отжиг

ТД Спецсплав — Изготовление поковок из стали ГОСТ 8479-70

ГОСТ 5950-2000; 4543-71. Круги, поковки, полоса 5ХНМ, Х12МФ, 38ХН3МФА

ПОКОВКИ В НАЛИЧИИ

Свыше 1000 тонн поковок! Мы поддерживаем неснижаемые складские запасы из более чем 100 марок стали, различных типоразмеров.

РЕЗКА В РАЗМЕР

В максимально сжатые сроки произведем резку поковок под ваш размер на современных ленточнопильных станках и автомате газокислородной резки.

КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА

Мы осуществляем входной контроль всей продукции. Проводим дополнительные испытания средствами неразрушающего контроля!

ОПЕРАТИВНЫЙ РАСЧЕТ

В самые короткие сроки произведем точный и максимально экономичный расчет стоимости изготовления поковок по вашей заявке!

ПЯТЬ ПРИЧИН РАБОТАТЬ С НАМИ

Уже более 10 лет наша компания успешно работает на металлургическом рынке России, осуществляя поставки стальных поковок. За это время мы прошли путь от небольшого заготовительного производства до современного предприятия, в активах которого имеется все необходимое оборудование для изготовления поковок, соответствующих самым высоким требованиям наших заказчиков. Благодаря накопленному опыту, мы научились видеть глазами Клиентов и четко понимать их потребности. И именно поэтому мы строим партнерские отношения опираясь на следующие ценности:

1. 1

   Качество

   Мы осуществляем контроль продукции на всех этапах производства, начиная от спектрального химического анализа поступающего на склад сырья, до проведения более глубоких исследований при помощи средств неразрушающего контроля (УЗК, твердометрия) и микроструктурного анализа поковок.

2. 2

   Профессионализм

   Наш коллектив — это слаженная команда профессионалов своего дела с большим опытом работы на металлургическом рынке. Обращаясь к нам, вы можете быть уверены, что получите грамотную и квалифицированную консультацию по всем вопросам.

   Мы всегда честны со своими клиентами и стараемся чтобы наши отношения были предельно прозрачными.

3. 3

   Скорость

   Мы прекрасно понимаем насколько важно для наших Клиентов получить не просто качественную продукцию, но и изготовить ее в предельно сжатые сроки. И для этого у нас есть все инструменты: парк современного оборудования, способного работать в автоматическом режиме, опытный производственный персонал, работающий в две смены семь дней в неделю, а также наш энтузиазм и желание работать!

4. 4

   Надежность

   Долгосрочное взаимовыгодное сотрудничество, построенное на принципе надежности и стабильности — это залог спокойствия наших клиентов. Наша надежность, как поставщика, подтверждена многолетним опытом работы с ведущими предприятиями энергетической, машиностроительной, оборонной и других отраслей.

5. 5

   Ответственность

   Мы умеем принимать на себя ответственность за наш продукт, за наши действия и за наших сотрудников. 

НАШИ НОВОСТИ

19 октября, 2017

Резка крупногабаритных заготовок Дорогие друзья! Рады сообщить Вам, что в октябре 2017 г. мы увеличили производственные мощности, пополнив парк станков новым оборудованием. Введен в эксплуатацию ленточнопильный ст ..

22 ноября, 2016

Запущена новая автоматическая линия Сегодня в парке нашего оборудования очередное пополнение! Введена в эксплуатацию новая линия автоматической резки. Парк станков пополнился современным автоматом от известного миров ..

ГАРАНТИЯ КАЧЕСТВА

• Сертифицированная система менеджмента качества ISO 9001

• Контроль качества продукции на всех этапах производства

• Современное высокоточное производственное и лабораторное оборудование

• Команда профессионалов с большим опытом работы на металлургическом рынке

ISO9001-2011

ISO 9001-2011

Характеристики старения сверхнизкоуглеродистой медной подшипниковой стали

Материалы (Базель). 2020 сен; 13(18): 4104.

Опубликовано в Интернете 16 сентября 2020 г. doi: 10.3390/ma13184104

Информация об авторе Примечания к статье Информация об авторских правах и лицензии Отказ от ответственности

углеродистая медная подшипниковая сталь в настоящем исследовании. В процессе старения можно наблюдать непрерывное восстановление матрицы, связанное с образованием и ростом выделений Cu, что оказывает значительное влияние на механические свойства стали. При температуре старения ниже 600 °C в механических свойствах преобладал эффект дисперсионного упрочнения, что приводило к чрезмерному упрочнению матрицы и плохой низкотемпературной ударной вязкости. И наоборот, сталь, состаренная при температурах выше 650 °C, продемонстрировала необычайное улучшение ударной вязкости за счет прочности, что можно объяснить синергетическим эффектом размягчения матрицы, укрупнения выделений меди и образования реверсированного аустенита. После старения при 650 °С на границах реек образовался ревертированный аустенит. Повышение температуры старения до 700 °С снижало термическую стабильность ревертированного аустенита, следовательно, ревертированный аустенит частично трансформировался в свежий мартенсит. После старения при 650 °С в течение 0,5 ч механические свойства были оптимизированы следующим образом: предел текучести = 854 МПа, предел прочности = 990 МПа, удлинение = 19,8% и энергия удара по Шарпи = 132 Дж при -80 °C.

Ключевые слова: старение , выделение меди, реверсированный аустенит, просвечивающая электронная микроскопия, взаимосвязь структура-свойство получили широкое развитие в последние десятилетия [1,2,3,4]. На практике эти стали требуют высокой прочности, хорошей низкотемпературной вязкости и отличной свариваемости. Поскольку добавка C снижает свариваемость и ударную вязкость стали, снижение содержания C без отрицательного влияния на механические свойства стало важной стратегией разработки стали. Чтобы компенсировать снижение прочности, вызванное пониженной концентрацией углерода, эти стали армируют 1–2 мас. % меди, что обеспечивает огромное дисперсионное упрочнение без серьезного ухудшения свариваемости. Таким образом, понимание механизма выделения меди имеет решающее значение для улучшения механических свойств сталей, содержащих медь. Эволюция морфологии выделений [5,6], упрочнение выделений [7,8], кристаллическая структура [9,10,11] и химический состав [12,13,14,15] частиц меди широко изучались. Ранняя стадия осаждения Cu характеризуется когерентными объемно-центрированными кубическими (ОЦК) частицами небольшого размера (<5 нм). В процессе старения ОЦК-структура трансформируется в 9R-структуру и, наконец, в стабильную гранецентрированную кубическую (ГЦК) структуру. Эволюция кристаллической структуры сопровождается изменением элементного состава стали. Растворенные элементы (Ni, Mn и Al) распределяются по ядрам на начальной стадии осаждения, а затем сегрегируют на границах между выделениями и матрицей [16].

ОЦК структура стабильна до пика старения. На пике старения прочность максимальна, но ударная вязкость низкая. Низкотемпературная вязкость улучшается за счет снижения прочности на стадии перестаривания. Поэтому эти стали обычно разрабатывают в перестаренном состоянии, во время которого размягчение матрицы и укрупнение выделений Cu обеспечивают превосходное сочетание прочности и ударной вязкости [3,17,18,19].

Во многих отчетах было обнаружено, что реверсированный аустенит может быть получен во время межкритической термообработки. При отпуске при температуре чуть выше А _c1 , образовалась аустенитная фаза, богатая растворенными веществами, которая сохранялась до комнатной температуры из-за высокой термической стабильности. Как известно, введение реверсированного аустенита с высокой стабильностью улучшает низкотемпературную вязкость сталей [20, 21, 22]. Чен и др. В работе [21] доказано, что термическая стабильность ревертированного аустенита в основном определяется его химическим составом, размерами и морфологией в малоуглеродистой среднемарганцовистой стали. Превосходные механические свойства (прочность, пластичность, ударная вязкость при низких температурах и способность к деформационному упрочнению) могут быть получены путем контроля термической стабильности и объемной доли реверсированного аустенита. Однако предыдущие отчеты в основном были сосредоточены на сталях со средним содержанием марганца и/или высоким содержанием никеля, тогда как стали со сверхнизким содержанием углерода и меди в значительной степени игнорировались. Использование реверсированного аустенита с высокой стабильностью имеет важное техническое значение в сталях со сверхнизким содержанием углерода, содержащих медь.

Настоящее исследование предлагает новую стратегию упрочнения сверхнизкоуглеродистой подшипниковой стали Cu. Эволюция микроструктуры, характер осаждения меди и результирующие механические свойства полностью охарактеризованы с помощью сканирующей электронной микроскопии (СЭМ), просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), испытаний на растяжение и испытаний на удар. Наконец, предлагается соответствующий процесс, обеспечивающий хорошие механические свойства.

Химический состав исследуемой стали был разработан следующим образом: 0,02 % масс. C, 0,2 % масс. Si, 1,5 % масс. Mn, 1,5 % масс. Cu, 3,5 % масс. Ni, 0,5 % масс. Cr, 0,5 % масс. Mo и 0,03 мас.% Nb. Содержание углерода было снижено до 0,02 мас.% для улучшения свариваемости и добавлено 1,5 мас.% Mn и 3,5 мас.% Ni для получения реверсированного аустенита. Сталь выплавляли в лабораторной вакуумной печи с последующей ковкой и порезкой на заготовки размерами 80 мм × 80 мм × 100 мм. представляет собой схему условий обработки. Заготовки подвергали аустенизации при 1200 °С в течение 2 ч, а затем подвергали горячей прокатке до конечной толщины 15 мм на двухвалковом опытном стане (Главная государственная лаборатория прокатки и автоматизации, Шэньян, Китай). Черновую прокатку проводили в интервале температур 1050–1080 °С с обжатием при прокатке (ОК) 55 %. В нерекристаллизационной области аустенита температура чистовой прокатки варьировалась от 800 до 820 °С, а RR составлял 58 %. Горячекатаные листы впоследствии охлаждали водой до комнатной температуры со скоростью охлаждения ~40 °C/с. После стадии прокатки листы подвергали старению при 500, 600, 650 и 700 °С в течение 0,5 ч в камерной электропечи сопротивления RX3-24-10 (SYTYDL, Шэньян, Китай) с последующим охлаждением на воздухе до комнатной температуры. .

Открыть в отдельном окне

Схема условий обработки сверхнизкоуглеродистой медьсодержащей стали.

Образцы для испытаний на растяжение и ударную вязкость по Шарпи вырезали из пластин вдоль направления прокатки (RD). Продольные круглые образцы на растяжение диаметром 10 мм и расчетной длиной 50 мм были обработаны в соответствии со стандартом ASTM E8M [23]. Испытания на растяжение проводились на испытательной машине CMT-5105 (MTS, Шэньчжэнь, Китай) при скорости траверсы 3 мм/мин. Испытания на удар по Шарпи проводились на Instron 9.Тестер падающего груза 250 HV (Instron Corporation, Норвуд, Массачусетс, США) при температуре −80 °C. Образцы имели размер 10 мм × 10 мм × 55 мм и были подготовлены в соответствии со стандартом ASTM E23. Исследование микроструктуры по поперечному сечению, определяемому поперечным направлением (TD) и нормальным направлением (ND), проводили на РЭМ FEI Quanta 600 (FEI, Hillsboro, OR, USA). Эти образцы подвергались механической полировке, а затем травлению в 4% растворе нитала. Анализы ПЭМ и сканирующей просвечивающей электронной микроскопии (STEM) были исследованы в TEM FEI Tecnai G2 F20 (FEI, Hillsboro, OR, USA), оснащенном энергодисперсионным рентгеновским спектрометром (EDX). Тонкие фольги (толщиной ~50 мкм) готовили с помощью наждачной бумаги. Затем эти фольги подвергали электрополировке в растворе 6,25% деионизированной воды, 12,50% хлорной кислоты и 81,25% этилового спирта.

3.1. Механические свойства

представляет собой механические свойства тестируемой стали в условиях водяного охлаждения и после старения при различных температурах. Типичные кривые зависимости технического напряжения от инженерной деформации показаны на рис.

Открыть в отдельном окне

Изменение механических свойств в зависимости от температуры старения испытуемой стали.

Открыть в отдельном окне

Кривые зависимости инженерного напряжения от инженерной деформации сталей, состаренных при различных температурах.

Хотя сталь с водяным охлаждением достигла высоких пределов текучести и прочности на растяжение (964 и 1068 МПа соответственно), относительное удлинение (13,5%) было низким, а энергия удара по Шарпи при −80 °C составила всего 59 Дж. Механические свойства были заметно изменился после процесса старения. После старения при 500 °C сталь достигла максимальной прочности, но энергия удара по Шарпи при -80 °C была самой низкой. При температурах старения выше 500 °С ударная вязкость повышалась за счет прочности. Удлинение и энергия удара по Шарпи при −80 °C показали самые высокие значения 190,8% и 132 Дж при температуре старения 650 °С. Однако при этой температуре предел текучести и предел прочности снижаются до 854 и 990 МПа соответственно. Прочность несколько увеличилась при 700 °С, но с некоторой потерей энергии удара по Шарпи (до 105 Дж) и относительного удлинения (до 15,3%).

3.2. Microstructural Characterization

показывает микрофотографии СЭМ испытуемых сталей, обработанных в различных условиях. Как показано на рис. а, первичные аустенитные зерна были сильно деформированы и вытянуты параллельно поперечному направлению. В микроструктуре обнаруживается смешанная структура реечного бейнита/мартенсита, где может быть обнаружен реечный бейнит с характерными карбидами между пластинами. Морфология заметно изменилась после старения при различных температурах. В процессе старения наблюдалось микроструктурное восстановление. При температурах старения 500 °С и 600 °С наблюдается отпущенный мартенит/бейнит с реечной микроструктурой. Из-за растворения мартенита отпущенный мартенит и бейнит были практически неразличимы, как показано на рисунках b, c. Когда температура старения увеличилась до 650 °С, в отпущенной структуре бейнит/мартенит появились крошечные островковые структуры. Эти структуры были идентифицированы как мартенито-аустенитная (МА) составляющая. В процессе нагрева и выдержки флуктуации состава приводили к зарождению аустенитных зерен на некоторых дефектах. При охлаждении на воздухе эти зерна аустенита либо сохранялись, либо превращались в мартенсит. Объемная доля составляющих МА увеличилась при температуре старения 700 °С, а морфология изменилась с острововидной на реечную (д).

Открыть в отдельном окне

Открыть в отдельном окне

Сканирующая электронная микроскопия (СЭМ) микрофотографии испытанной стали в различных условиях старения: ( a ) только водяное охлаждение, ( b ) старение при 500 °С, ( c ) старение при 600 °С, ( d ) старение при 650 °С, ( e ) старение при 700 °С.

представлены микрофотографии ПЭМ испытанной стали после старения при 600, 650 и 700 °С в течение 0,5 ч. После старения при 600 °С частично восстановилась реечная структура и появились дислокации высокой плотности (а). Расстояние между рейками составляло 0,2–0,4 мкм. Решетки содержали равномерно распределенные осадки (приблизительный диаметр 10 нм; б), которые были подтверждены как Cu и Nb(C, N) в предыдущих исследованиях [3, 24, 25, 26]. Дхуа и др. [25] и Муджахид и др. [26] сообщили о большом количестве выделений Cu и небольшом количестве выделений Nb(C, N) в этих медьсодержащих сталях со сверхнизким содержанием углерода. Поскольку выделения Nb(C, N) в основном образуются в ходе термомеханического процесса, они не должны существенно влиять на поведение при старении. После старения при 650 °С структура в значительной степени восстановилась, показав более низкую плотность дислокаций и укрупненные выделения. В частности, анализ электронной дифракции на выбранных участках (SAED) выявил образование реечного аустенита на границах реек. Эти образования показаны на светлопольных (BF) и темнопольных (DF) изображениях c, d соответственно. Рост аустенита происходил в основном параллельно границам реек. Этот новообразованный аустенит был идентифицирован как ревертированный аустенит [25,26]. Осадки имели стержнеобразную форму, а их диаметр увеличивался примерно до 20–30 нм. Количество и плотность выделений также уменьшились, как показано на рис. При анализе ЭДС эти укрупненные осадки были обнаружены как частицы, обогащенные медью (f). При самой высокой температуре старения (700 °C) ревертированный аустенит увеличился как по размеру, так и по объему и частично превратился в свежий мартенит, как показано на графике SAED в g. Преобразованный аустенит, полученный при температуре старения 650 °C, был дополнительно исследован с помощью STEM-анализа. показывает микрофотографию реверсированного аустенита и результаты линейного сканирования EDX вдоль горизонтальной линии темной стрелки, сделанную с помощью STEM в кольцевом темном поле (STEM-HADDF). Ревертированный аустенит имел пленочную морфологию размером ~330 нм и длиной ~9Ширина 0 нм. Элементы Mn, Cr, Cu и Ni были обогащены обращенным аустенитом, что позволяет предположить, что разделение этих элементов произошло в процессе старения.

Открыть в отдельном окне

Просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ) микрофотографии испытуемой стали: ( a ) частично восстановленная решетчатая структура после старения при 600 °C, ( b ) равномерно распределенные осадки в матрице после старения при 600 °C, ( c ) изображение в светлом поле (BF) после старения при 650 °C, ( d ) темнопольное (DF) изображение ревертированного аустенита и его электронограмма (SAED) на выбранной области (вставка) после старения при 650 °C, ( e ) укрупненные выделения после старения при 650 °C, ( f ) состав, определенный с помощью энергодисперсионного рентгеновского спектрометра (EDS) для частицы, отмеченной стрелкой на ( e ), ( g ) BF-изображении, показывающем реверсированный аустенит, частично преобразованный в мартенит после старения при 700 °C, и его картину SAED (вставка) взята из области, обозначенной красным кружком.

Открыть в отдельном окне

Сканирующая просвечивающая электронная микроскопия с большим углом кольцевого темного поля (STEM-HAADF) микрофотография реверсированного аустенита в образце, состаренном при 650 °C, и результаты линейного сканирования EDX вдоль горизонтальной линии темной стрелки.

4.1. Влияние обработки на микроструктуру

Подтверждено, что максимальная растворимость Cu в аустените составляет 2,1 мас. % при температуре 850 °С [26]. Следовательно, температура аустенизации достаточно высока, чтобы растворить всю медь в этом исследовании. Пересыщенный твердый раствор Cu может быть получен в процессе водяного охлаждения, а наноразмерные осадки Cu образуются в условиях старения. В многочисленных сообщениях процесс старения в сверхнизкоуглеродистых медьсодержащих сталях описывается как восстановление реечной структуры, образование и укрупнение выделений [3,18,19].,20,24,25,26]. После старения при 600 °С решетчатая структура восстановилась лишь частично, а выделения меди стали сферическими. Эти выделения меди могут эффективно задерживать размягчение матрицы за счет субграничного закрепления [25]. Размягчение матрицы и рост выделений Cu увеличивались с температурой старения. Поэтому при 650 °С в реечной структуре наблюдалась низкая плотность дислокаций, а количество и плотность выделений меди были ниже, чем при 600 °С. Кроме того, также наблюдался новообразованный ревертированный аустенит. Обращенный аустенит был обогащен элементами, стабилизирующими аустенит, которые стабилизировали аустенит в процессе воздушного охлаждения [26]. Термическая стабильность реверсированного аустенита коррелирует с его составом, размером и морфологией. Повышение температуры старения увеличивает объемную долю и разбавляет стабилизирующие элементы в ревертированном аустените, тем самым снижая термическую стабильность [21]. Таким образом, реверсированный аустенит превращается в свежий мартенсит при более высоких температурах старения.

4.2. Влияние обработки на механические свойства

В настоящем исследовании горячекатаные листы охлаждались водой со скоростью примерно 40 °C/с. Высокая прочность стали с водяным охлаждением может быть в основном связана с сильно дислоцированной реечной структурой бейнита/матенита. Реечная структура явно ухудшала пластичность и ударную вязкость стали. При температурах старения ниже 600 ° C сталь приобрела высокую прочность за счет образования многочисленных мелких выделений меди, о чем аналогично сообщают Dhua et al. [25] и Муджахид и др. [26]. Эти выделения Cu обеспечивают дополнительный упрочняющий эффект за счет низкотемпературной ударной вязкости. После старения при 650 °С прочность резко снижается, так как матрица непрерывно восстанавливается, а выделения меди укрупняются. Напротив, пластичность и ударная вязкость при низких температурах были значительно улучшены. Наблюдение с помощью ПЭМ подтвердило укрупнение выделений Cu и образование стабильного аустенита при этой температуре старения. Известно, что реверсированный аустенит улучшает ударную вязкость за счет сдерживания распространения трещин [27, 28, 29].]. Согласно Panwar et al. [30], небольшие выделения Cu вызывают высокие концентрации напряжений на границах раздела фаз выделения–матрицы. В настоящем исследовании комбинированные концентрации напряжений и дислокационные клетки высокой плотности, вероятно, вызвали зарождение трещин и микропустот в процессе удара. В результате энергия удара по Шарпи значительно снижается. Крупные выделения Cu, образующиеся на стадии перестаривания, помогают остановить распространение трещин скалывания, тем самым повышая ударную вязкость [30,31]. Сосуществующая восстановительная решетчатая структура, укрупненные выделения меди и вновь образованный ревертированный аустенит значительно улучшили низкотемпературную ударную вязкость. В целом, многофазная структура, полученная при 650 °C, обеспечивает превосходные комплексные механические свойства. При повышении температуры старения до 700 °С термическая стабильность ревертированного аустенита снижалась из-за снижения среднего содержания элементов, стабилизирующих аустенит. Это означает, что ревертированный аустенит превращается в свежий мартенсит при охлаждении на воздухе, повышая прочность стали, но ухудшая ее пластичность и ударную вязкость.

Трансформационное поведение реверсированного аустенита очень важно, поскольку он действует как эффективный источник упрочнения. Состав реверсированного аустенита играет доминирующую роль в его термической стабильности. Во время процесса обратного превращения аустенита стабилизаторы аустенита диффундируют в аустенит из матрицы из-за разной растворимости твердых веществ между аустенитной и ферритной матрицей. Возвращенный аустенит становится обогащенным сплавом и остается термически стабильным при охлаждении. Разбавление стабилизаторов аустенита при более высокой температуре старения снижает термическую стабильность аустенита, что приводит к превращению аустенита в свежий мартенит [27, 28, 29].]. Поэтому достижение стабильного реверсированного аустенита имеет решающее значение для закалки. В настоящем исследовании элементы Mn, Ni, Cu и Cr, обогащенные реверсированным аустенитом, сделали аустенит достаточно стабильным, чтобы оставаться при комнатной температуре после старения при 650 °C. Как сообщалось в предыдущих исследованиях [3, 17, 18, 19], добавление Cu в основном способствовало приросту прочности в виде наноразмерных выделений Cu. Энергии удара по Шарпи способствовало восстановление матрицы и укрупнение выделений меди в условиях перестаривания. В отличие от этих отчетов, очевидно, что медь также обеспечивала эффект упрочнения в форме аустенитного стабилизатора в этой статье. Благодаря восстановлению матрицы, укрупнению выделений Cu и образованию стабильного реверсированного аустенита энергия удара по Шарпи была полностью улучшена при старении при 650 °C.

Основные результаты исследования приведены ниже.

1. Сталь с водяным охлаждением имеет решетчатую бейнитно-мартенситную структуру, и эта решетчатая структура постоянно восстанавливается в процессе старения. Образование и укрупнение выделений Cu увеличивалось с температурой старения.

2. После старения при 650 °С новообразованный ревертированный аустенит был достаточно стабилен и сохранялся после охлаждения на воздухе. При повышении температуры старения до 700 °С термическая стабильность снижается, и ревертированный аустенит превращается в мартенит.

3. Сталь показала типичное старение. Максимальный предел текучести и предел прочности при растяжении, полученные при 500 °C, составили 1063 и 1065 МПа соответственно, наряду с плохим удлинением 13,8% и ударной энергией по Шарпи 24 Дж. Когда температура старения увеличилась до 650 °C, предел текучести и предел прочности при растяжении прочность снизилась на 291 и 159 МПа соответственно, а энергия удара по Шарпи увеличилась на 108 Дж.

4. несколько увеличилось на 30 и 6 МПа соответственно, но с некоторой потерей энергии удара по Шарпи (на 27 Дж) и удлинения (на 4,5%).

5. Ударная вязкость была улучшена за счет прочности по мере повышения температуры старения. Наилучшее сочетание прочности и ударной вязкости было получено после старения при 650 °С. Эти улучшения были связаны с восстановлением матрицы, снижением упрочняющего эффекта выделения меди и образованием реверсированного аустенита.

Концептуализация, М.С. и YX; Методология, М.С.; Программное обеспечение, YX; Валидация, М.С. и YX; Формальный анализ, YX; Расследование, MS; Ресурсы, YX; Курирование данных, YX; Написание — подготовка первоначального проекта, MS; Написание-обзор и редактирование, YX; Визуализация, MS; Надзор, YX; Администрация проекта, YX; Приобретение финансирования, М.С. Все авторы прочитали и согласились с опубликованной версией рукописи.

Это исследование финансировалось Фондом естественных наук провинции Шаньдун (ZR2019BEE025 и ZR2019PEE012).

Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.

1. Томпсон С.В., Краусс Г. Осаждение меди при непрерывном охлаждении и изотермическом старении сталей типа А710. Металл. Матер. Транс. А. 1996; 27А: 1573–1588. doi: 10.1007/BF02649816. [CrossRef] [Google Scholar]

2. Банерджи К., Чаттерджи Ю.К. Влияние микроструктуры на водородное охрупчивание сталей HSLA-80 и HSLA-100, имитирующих сварку. Металл. Матер. Транс. А. 2003; 34А:1297–1309. doi: 10.1007/s11661-003-0241-7. [CrossRef] [Google Scholar]

3. Дхуа С.К. Исследования влияния температуры повторного нагрева и скорости охлаждения на структурно-свойственные характеристики малохимической стали HSLA-100. Матер. науч. Технол. 2011; 27:1377–1384. doi: 10.1179/026708310X12699498463002. [CrossRef] [Google Scholar]

4. Вайнман С., Исхейм Д., Колли Р.П., Бхат С.П., Сейдман Д.Н., Файн М.Е. Высокопрочная низкоуглеродистая ферритная сталь, содержащая выделения Cu-Fe-Ni-Al-Mn. Металл. Матер. Транс. А. 2008;39: 363–373. doi: 10.1007/s11661-007-9417-x. [CrossRef] [Google Scholar]

5. Yin G.Q., Yang C.F., Lu Y.N. Наблюдение с помощью ВРЭМ частиц, осажденных в результате старения, в практических медьсодержащих сверхнизкоуглеродистых сталях. Дж. Матер. науч. Технол. 2010; 26: 433–438. doi: 10.1016/S1005-0302(10)60068-0. [CrossRef] [Google Scholar]

6. Yoo J.Y., Choo W.Y., Park T.W., Kim Y.W. Микроструктура и характеристики упрочнения при старении стали HSLA с медным подшипником прямой закалки. ISIJ Междунар. 1995; 35: 1034–1040. doi: 10.2355/isijinternational.35.1034. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]

7. Такахаши Дж., Каваками К., Кобаяши Ю. Рассмотрение механизма упрочнения частиц дисперсионно-упрочненных медью сталей с помощью атомно-зондового томографического анализа. Матер. науч. англ. А. 2012;535:144–152. doi: 10.1016/j.msea.2011.12.056. [CrossRef] [Google Scholar]

8. Jung J.G., Jung M., Lee S.M., Shin E., Shin H.C., Lee Y.K. Кинетика выделения меди при мартенситном отпуске в среднеуглеродистой стали. Дж. Сплавы. комп. 2013; 553: 299–307. doi: 10.1016/j.jallcom.2012.11.108. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]

9. Хо Ю.Ю., Ким Ю.К., Ким Дж.С., Ким Дж.К. Фазовое превращение выделений Cu из ОЦК в ГЦК в сплаве Fe-3Si-2Cu. Acta Mater. 2013; 61: 519–528. doi: 10.1016/j.actamat.2012.09.068. [CrossRef] [Google Scholar]

10. Lee T.H., Kim Y.O., Kim S.J. Кристаллографическая модель мартенситного превращения ОЦК-в-9R выделений Cu в ферритной стали. Филос. Маг. 2007; 87: 209–224. doi: 10.1080/14786430600909014. [CrossRef] [Google Scholar]

11. Хан Г., Се З.Дж., Ли З.Ю., Лей Б., Шан С.Дж., Мисра Р.Д.К. Эволюция кристаллической структуры выделений Cu в низкоуглеродистой стали. Матер. Дес. 2017;135:92–101. doi: 10.1016/j.matdes.2017.08.054. [CrossRef] [Google Scholar]

12. Вен Ю. Р., Ли Ю. П., Хирата А., Чжан Ю., Фуджита Т., Фурухара Т., Лю Ц. Т., Чиба А., Чен М. В. Эффект синергетического сплавления на микроструктурную эволюцию и механические свойства медных дисперсионно-упрочненных ферритных сплавов. Acta Mater. 2013;61:7726–7740. doi: 10.1016/j.actamat.2013.09.011. [CrossRef] [Google Scholar]

13. Капур М., Исхайм Д., Вайнман С., Файн М.Е., Чанг Ю.В. Влияние повышенного содержания легирующих элементов на образование выделений типа NiAl, чувствительность к скорости нагружения и пластичность ферритных сталей, упрочненных медью и никелем. Acta Mater. 2016; 104: 166–171. doi: 10.1016/j.actamat.2015.11.041. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]

14. Zhang Z.W., Liu C.T., Wang X.L., Miller M.K., Ma D., Chen G., Williams J.R., Chin B.A. Влияние протонного облучения на выделение нанокластеров в ферритной стали, содержащей ГЦК-легирующие добавки. Acta Mater. 2012;60:3034–3046. doi: 10.1016/j.actamat.2012.02.008. [CrossRef] [Google Scholar]

15. Isheim D., Gagliano M.S., Fine M.E., Seidman D.N. Межфазная сегрегация в обогащенных медью выделениях в высокопрочной низкоуглеродистой стали, изученная в масштабе субнанометров. Acta Mater. 2006; 54: 841–849.. doi: 10.1016/j.actamat.2005.10.023. [CrossRef] [Google Scholar]

16. Jiao Z.B., Luan J.H., Zhang Z.W., Miller M.K., Ma W.B., Liu C.T. Синергетические эффекты Cu и Ni на наноразмерные выделения и механические свойства высокопрочных сталей. Acta Mater. 2013;61:5996–6005. doi: 10.1016/j.actamat.2013.06.040. [CrossRef] [Google Scholar]

17. Хван Г.К., Ли С., Ю Дж.Ю., Чу В.Ю. Влияние прямой закалки на микроструктуру и механические свойства медьсодержащих высокопрочных легированных сталей. Матер. науч. англ. А. 1998;252:256–268. doi: 10.1016/S0921-5093(98)00670-4. [CrossRef] [Google Scholar]

18. Гош А., Мишра Б., Дас С., Чаттерджи С. Сталь с ультранизким содержанием углерода, содержащая медь: влияние термомеханической обработки и термической обработки старением на структуру и свойства. Матер. науч. англ. А. 2004; 374:43–56. doi: 10.1016/j.msea.2003.11.047. [CrossRef] [Google Scholar]

19. Рэй П.К., Гангули Р.И., Панда А.К. Оптимизация механических свойств стали HSLA-100 за счет управления параметрами термообработки. Матер. науч. англ. А. 2003; 346: 122–131. дои: 10.1016/S0921-5093(02)00526-9. [CrossRef] [Google Scholar]

20. Luo H.W., Shi J., Wang C., Cao W.Q., Sun XJ, Dong H. Экспериментальный и численный анализ образования стабильного аустенита при межкритическом отжиге стали 5Mn. Acta Mater. 2011;59:4002–4014. doi: 10.1016/j.actamat.2011.03.025. [CrossRef] [Google Scholar]

21. Chen J., Lv M.Y., Liu Z.Y., Wang G.D. Влияние термической обработки на микроструктурную эволюцию и результирующие механические свойства в толстолистовой стали Mn с низким содержанием углерода. Металл. Матер. Транс. А. 2016;47А:2300–2312. doi: 10.1007/s11661-016-3378-x. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]

22. Лэй М., Го Ю.Ю. Формирование выделенного аустенита в 9%-ной никелевой стали и его поведение при криогенных температурах. Акта Металл. Грех. 1989; 2: 244–248. [Google Scholar]

23. ASTM E8M-00a, Стандартные методы испытаний металлических материалов на растяжение [метрическая система] ASTM International; Уэст-Коншохокен, Пенсильвания, США: 2001. стр. 1–22. [Google Scholar]

24. Дхуа С.К., Сен С.К. Влияние прямой закалки на микроструктуру и механические свойства малохимического листа стали HSLA-100. Матер. науч. англ. А. 2011;528:6356–6365. doi: 10.1016/j.msea.2011.04.084. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]

25. Дхуа С.К., Рэй А., Сарма Д.С. Влияние температур отпуска на механические свойства и микроструктуру медьсодержащих сталей типа HSLA-100. Матер. науч. англ. А. 2001; 318: 197–210. doi: 10.1016/S0921-5093(01)01259-X. [CrossRef] [Google Scholar]

26. Муджахид М., Лис А.К., Гарсия С.Дж., Дирдо А.Дж. Стали HSLA-100: Влияние термической обработки старением на микроструктуру и свойства. Дж. Матер. англ. Выполнять. 1998; 7: 247–257. doi: 10.1361/105994998770347981. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]

27. Кабальеро Ф.Г., Бхадешия Х.К.Д.Х., Мавелла К.Дж.А., Джонс Д.Г., Браун П. Разработка новых высокопрочных бейнитных сталей: Часть 1. Матер. науч. Технол. 2001; 17: 512–516. doi: 10.1179/026708301101510348. [CrossRef] [Google Scholar]

28. Кабальеро Ф.Г., Бхадешия Х.К.Д.Х., Мавелла К.Дж.А., Джонс Д.Г., Браун П. Проектирование новых высокопрочных бейнитных сталей: Часть 2. Матер. науч. Технол. 2001; 17: 517–522. doi: 10.1179/026708301101510357. [CrossRef] [Google Scholar]

29. Гомес Г., Перес Т., Бхадешия Х.К.Д.Х. Бейнитные стали с воздушным охлаждением для изготовления прочных бесшовных труб. Часть 1. Конструкция сплава, кинетика и микроструктура. Матер. науч. Технол. 2009 г.;25:1501–1507. doi: 10.1179/174328408X388130. [CrossRef] [Google Scholar]

30. Panwar S., Goel D.B., Pandey O.P., Prasad K.S. Старение медного подшипника из стали HSLA-100. Бык. Матер. науч. 2003; 26: 441–447. doi: 10.1007/BF02711190. [CrossRef] [Google Scholar]

31. Скуфари-Темистоу Л., Кроутер Д.Н., Минц Б. Прочность и ударные характеристики дисперсионно-твердеющих медьсодержащих сталей. Матер. науч. Технол. 1999; 15:1069–1079. doi: 10.1179/026708399101506797. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]

Корпорация Локхид Мартин | Локхид Мартин

Всеобъемлющее сдерживание сейчас и для будущих потребностей тех, кто обслуживает

Каждый день наши 114 000 сотрудников приходят на работу с одной целью — миссией наших клиентов. Будь то защита граждан или расширение границ науки, эти миссии являются одними из самых важных и сложных в мире. Мы непоколебимо стремимся помочь нашим клиентам добиться успеха, и именно это чувство цели и возможности изменить мир к лучшему движет нами каждый день.