Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Аналитический обзор 11
1.1 Методы получения ультрамелкозернистых и наноструктурированных материалов 12
1.1.1 Методы получения ультрамелкозернистых и наноструктурированных материалов с помощью интенсивной пластической деформации 13
1.1.2 Особенности технологии радиальной ковки 16
1.1.3 Особенности технологии штамповки обкатыванием 18
1.2 Формирование структуры и свойств материалов при использовании различных методов деформирования 20
1.2.1 Современные представления о механизмах формирования структуры и свойств ультрамелкозернистых материалов 20
1.2.2 Особенности формирования ультрамелкозернистых структур в конструкционных сталях, подвергнутых интенсивной пластической деформации 28
1.3 Особенности структурообразования при термическом воздействии на ультрамелкозернистые материалы, полученные с помощью методов интенсивной пластической деформации 31
1.4 Влияние предварительной термической обработки на деформируемость и свойства конструкционных сталей, подвергнутых холодной деформации 34
1.5 Постановка цели и задач исследования 36
ГЛАВА 2. Материалы и методики исследования 39
2.1 Материалы для исследования 39
2.2 Методика термической обработки 39
2.3 Методика холодной радиальной ковки 40
2.4 Методика металлографического анализа 42
2.5 Методика электронно-микроскопического анализа
2.6 Методика определения твердости 43
2.7 Методика определения характеристик механических свойств при растяжении 44
2.8 Методика определения ударной вязкости 45
2.9 Методика анализа дифракции отраженных электронов 46
ГЛАВА 3. Формирование структуры и механических свойств термоулучшенных конструкционных сталей при холодной радиальной ковке 47
3.1 Структура и свойства термоулучшенных конструкционных сталей 47
3.2 Закономерности формирования структуры и комплекса механических свойств при холодной радиальной ковке 53
3.3 Выводы по главе 3 66
ГЛАВА 4. Влияние температуры нагрева на структуру и свойства сталей, деформированных методом холодной радиальной ковки 68
4.1 Влияние температуры нагрева на структуру сталей, деформированных методом холодной радиальной ковки 68
4.2 Влияние температуры нагрева на тонкую структуру сталей, деформированных методом холодной радиальной ковки 74
4.3 Влияние температуры нагрева на механические свойства сталей, деформированных методом холодной радиальной ковки 84
4.4 Выводы по главе 4 97
ГЛАВА 5. Сравнительный анализ свойств диспергированных сталей методом холодной радиальной ковки и другими способами механо-термической обработки 99
5.1 Сравнительный анализ механических свойств среднеуглеродистых сталей, диспергированных методом холодной радиальной ковки и другими способами механо-термической обработки 99 5.2 Сравнительный анализ механических свойств низкоуглеродистых сталей, диспергированных методом холодной радиальной ковки и другими способами механо-термической обработки 106
5.3 Ударная вязкость при пониженных температурах трубной заготовки из стали 35 с ультрамелкозернистой структурой, сформированной холодной радиальной ковкой и термическим воздействием ПО
5.4 Выводы по главе 5 117
Заключение 119
Список литературных источников 121
- Особенности технологии радиальной ковки
- Методика металлографического анализа
- Закономерности формирования структуры и комплекса механических свойств при холодной радиальной ковке
- Влияние температуры нагрева на тонкую структуру сталей, деформированных методом холодной радиальной ковки
Особенности технологии радиальной ковки
Все объемные УМЗ- и НС-материалы могут быть получены различными методами, основанными на двух основных принципах - «снизу вверх» и «сверху вниз» [17]. Принцип «снизу-вверх» основан на компактировании различными способами предварительно измельченных до наноуровня порошков. Принцип «сверху вниз» осуществляется измельчением зерен существующих объемных материалов.
Метод получения НС-материалов, основанный на компактировании нанопорошков, позволяет получать заготовки с ультрамелким зерном до 10 нм. Однако данный метод имеет существенные ограничения - небольшие геометрические размеры получаемых образцов (диаметром до 10 мм и толщиной до 1 мм) и значительную остаточную пористость. При компактировании и осаждении таких материалов границы зерен аккумулируют примеси и поры, вследствие чего снижаются механические свойства [18, 19].
В конце XX века российских и зарубежных исследователей заинтересовал перспективный подход к получению материалов с ультрамелкозернистой структурой, который основан на использовании интенсивной пластической деформации. Фундаментальные основы структурообразования и формирования уникальных свойств материалов при сверхбольших, интенсивных и мегапластических деформациях изложены в работах П.У. Бриджмена, В.М. Сегала, Р.З. Валиева, Г.И. Рааба, A.M. Глезера, СВ. Добаткина, Ф.З. Утяшева, Г.А. Салищева, А.П. Ништы и многих других авторов.
Существуют основные требования к способам интенсивной пластической деформации, которые необходимо соблюдать при получении с их помощью наноструктур в объемных заготовках [6]. Во-первых, необходимо в ультрамелкозернистых структурах формировать преимущественно болыпеугловые границы зерен. Во-вторых, необходимо получать однородную структуру по всему объему образца, что обеспечит стабильность свойств таких материалов. В-третьих, образцы не должны иметь механических повреждений или разрушений. Для формирования наноструктур во всем объеме материала необходимо использовать специальные механические схемы деформирования, позволяющие достичь больших степеней деформации. К настоящему времени разработано большое количество процессов, в которых реализована интенсивная пластическая деформация в объемных заготовках: кручение под высоким давлением (КВД) [20-25], равноканальная угловая экструзия или прессование (РКУП) [4, 9, 23-33], всесторонняя ковка [15, 20, 32, 34, 35], криогенная прокатка, винтовая [31] экструзия и многие другие.
Основная особенность эволюции микроструктуры при больших (интенсивных) пластических деформациях, которая впервые была показана в работах В.И. Трефилова и С.А. Фирстова с сотр. [36] и систематически изучена в работах В.В. Рыбина [37], заключается в том, что независимо от исходной структуры, типа кристаллической решетки материала и способа его деформирования при таких деформациях образуется фрагментированная структура, содержащая болыпеугловые границы.
Для создания сверхбольших степеней деформации и получения наноструктур без разрушения образцов был применен сдвиг под квазигидростатическим давлением [21]. Конструкция установок для данного типа деформации является развитием известной идеи наковальни Бриджмена. Эти установки были успешно использованы для формирования наноструктур с неравновесными болыпеугловыми границами зерен за счет ИПД [20]. При деформации кручением под высоким давлением (КВД) (рис. 1.1) полученные образцы имеют форму дисков. При деформировании данным методом образец помещается между бойками и сжимается под приложенным давлением Р в несколько ГПа. За счет сил поверхностного трения при вращении одного из бойков образец деформируется сдвигом. Под действием приложенного давления и давления со стороны внешних слоев образца основной объем материала деформируется в условиях квазигидростатического сжатия. В результате деформируемый образец не разрушается даже при сверхбольших степенях деформации.
Полученные образцы по схеме кручения под давлением имеют форму дисков, диаметр которых составляет от 10 до 20 мм, толщина 0,2-1,0 мм. Существенное измельчение структуры наблюдается уже после деформирования на пол-оборота [12], но для создания однородной наноструктуры требуется, как правило, деформация в несколько оборотов.
Способ равноканального углового прессования (РКУП), реализующий деформацию массивных образцов простым сдвигом, был разработан В.М. Сегалом [38, 38] и развит и распространен Р.З. Валиевым с соавторами в качестве метода ИПД для получения структур с наноразмерными структурными элементами [6, 15, 27-29, 40-42].
При РКУП заготовка однократно или несколько раз продавливается через два канала с одинаковым поперечным сечением, пересекающихся под разными углами. В случае труднодеформируемых материалов деформация может осуществляться при повышенных температурах. Деформация сдвигом реализуется при прохождении заготовки через зону пересечения каналов. Так как размер заготовки в поперечном сечении не изменяется, прессование может производиться многократно для достижения сверхвысоких степеней пластической деформации. В этих экспериментах исходные заготовки с круглым или квадратным поперечным сечением вырезали из прутков длиной от 70 до 100 мм. Диаметр поперечного сечения или его диагональ, как правило, не превышали 20 мм. Для структурообразования при РКУП важными факторами являются направление и число проходов заготовки через каналы. Разработано множество маршрутов прохождения заготовки через каналы (рис. 1.2).
Одним из новых направлений метода РКУП является обработка труднодеформируемых материалов, реализованная за счет увеличения угла пересечения каналов (ф 90) при прессовании. Предварительное моделирование процесса деформации позволило сконструировать оснастку, на которой были успешно обработаны заготовки диаметром до 60 мм и длиной 200 мм. Еще одним направлением является получение длинномерных полуфабрикатов с использованием РКУП в сочетании с другими методами термомеханической обработки [24].
Методика металлографического анализа
В качестве материалов исследования выбраны широко распространенные, недорогостоящие, с различным содержанием углерода конструкционные углеродистые и низколегированные стали: 09Г2С, 20, 35 и 35Х, подходящие для изготовления широкого спектра деталей общего назначения, трубных заготовок, деталей нефтедобывающей промышленности и других отраслей. Химический состав данных сталей приведен в таблице 2.1. Химический состав стали 09Г2С соответствует требованиям ГОСТ 19281-88 [99], 20 и 35 - ГОСТ 1050-88 [100], 35Х-ГОСТ 4543-71 [101].
Предварительную перед холодной пластической деформацией термическую обработку исследуемых сталей 09Г2С, 20, 35 и 35Х проводили с использованием шахтной печи СШЦМ 6.12/9 по следующим режимам: закалка в воде от температуры 920 С - для стали 09Г2С, от 885 С - для стали 20, от 860 С - для сталей 35Х и 35, время выдержки во всех случаях составляло 40 минут. Отклонение от заданной температуры в рабочем пространстве печи не превышало ±10 С. Охлаждение трубных заготовок производили поштучно в холодной воде, заготовку погружали в бак вертикально. Последующий отпуск проводили в шахтной печи СШО 6.6/700 при 570 С, время выдержки 1 час, с последующим ускоренным охлаждением в воде.
Темплеты из холоднодеформированных трубных заготовок подвергали последеформационному нагреву в лабораторной камерной печи СНОЛ-1,6.2,5.1/11-И2 на температуры 200, 300, 400, 500, 600 и 650 С с выдержкой 1 час и последующим охлаждением в воде.
Холодное деформирование заготовок реализовывали на радиально-ковочной машине SXP-16 (рис. 2.1) в условиях ОАО «Пермского научно-исследовательского технологического института». Во время холодной радиальной ковки заготовка охлаждается водой. Движение четырех бойков осуществляется синхронно в радиальном направлении к заготовке с частотой 1000 ударов в минуту, которая вращается вокруг своей оси со скоростью 25 оборотов в минуту.
Трубные заготовки с начальным наружным диаметром 70 мм и толщиной стенки 15 мм за первый переход деформировали до наружного диаметра 64 мм и толщины стенки 12,5 мм, что соответствует степени деформации Єі 20 %. 2. Трубные заготовки с наружным диаметром 64 мм и толщиной стенки 12,5 мм на втором переходе деформировали до наружного диаметра 59 мм и толщины стенки 10,5 мм, что соответствует суммарной степени деформации за два перехода Єі+2 -40 %.
Трубные заготовки с наружным диаметром 59 мм и толщиной стенки 10,5 мм за третий переход деформировали до наружного диаметра 54 мм и толщины стенки 8 мм, что соответствует суммарной степени деформации за три перехода Єі+2+з -55 %.
После радиальной ковки из трубных поковок изготавливали образцы для испытаний характеристик механических свойств.
Микроструктуру исходных сталей изучали на поперечных микрошлифах, приготовленных на ударных образцах, с использованием светового микроскопа Olympus GX51 с программно-аппаратным комплексом SIAMS700. Число просмотренных полей для одного структурного состояния стали - не менее 5, включая области вблизи наружной и внутренней поверхностей трубных заготовок.
Перед приготовлением микрошлифа образец зажимали в струбцину для предотвращения заката кромок. Шлифовку проводили на наждачных бумагах с маркировкой Р 100, 240, 400, 800 и 1200, последовательно уменьшая зернистость и меняя направление шлифования на 90 при удалении следов от предыдущей шкурки. Для выявления микроструктуры поверхность микрошлифов подвергали травлению в четырехпроцентном спиртовом растворе азотной кислоты.
Исследование микроструктуры и микромеханизмов разрушения проводили на сканирующих электронных микроскопах HITACHI S-3400N и PHENOM Рго-Х при увеличениях от 40 до 7500 и ускоряющем напряжении 15 и 20 кВ. Микромеханизмы разрушения изучали на разрушенных образцах в тех участках излома, где трещина распространялась в условиях плоской деформации (центральная плоская часть излома).
Тонкую структуру сталей изучали на трансмиссионном электронном микроскопе Technai G2 FEI при ускоряющем напряжении 160 кВ. Тонкие фольги получали при двухсторонней электрополировке. Предварительно образцы с помощью электроэрозионной резки разрезали на темплеты толщиной 0,6-0,8 мм. Затем утоняли с двух сторон на наждачных бумагах до толщины 0,1 мм. Далее электрополировку проводили с помощью двойного, вертикально расположенного катода из коррозионно-стойкой стали площадью 120 см в электролите состава: 860 мл ортофосфорной кислоты и 100 г хромового ангидрида. Температуру электролита поддерживали в пределах 70-90 С. Применяли двухступенчатую схему электрополировки: напряжение первой ступени 15 В, пинцет закрытый, с диаметром отверстия 3 мм; напряжение второй ступени 11В, пинцет открытый. Электрополировку вели до появления отверстия.
На изображениях с просвечивающего электронного микроскопа определяли размеры зерен и субзерен методом подсчета пересечений границ зерен по методике [102], количество измерений на один режим составляло 500-1000. По результатам измерений рассчитывали среднее значение размера зерен/субзерен х по формуле (2) и стандартное отклонение от данного среднего значения s по формуле (3). Стандартное отклонение это оценка среднеквадратического отклонения случайной величины х относительно ее математического ожидания на основе несмещенной оценки ее дисперсии.
Закономерности формирования структуры и комплекса механических свойств при холодной радиальной ковке
Отжиг при 600 С приводит к практически полному завершению процессов полигонизации, что сопровождается получением зерна со средним размером несколько меньше (650 нм), чем после отжиге при 500 С (670 нм). Последеформационный нагрев на 650 С приводит к развитию процессов собирательного роста субзерен, что вызывает увеличение их среднего размера до 845 нм.
Тонкая структура трубных заготовок из сталей 20 и 09Г2С после холодной пластической деформации методом РК и последующего нагрева на температуру 500 С приведена на рисунке 4.13. В структуре данных сталей после такого режима обработки, как и в стали 35Х, сохраняются микрообъемы а-фазы, в которых процессы рекристаллизации сдерживаются мелкодисперсными карбидами. В структуре сталей 20 и 09Г2С после данного режима обработки наблюдаются границы с характерными толщинными экстинкционными контурами (рис. 4.13 а, б), что свидетельствует о болыпеугловой разориентировке границ. Таким образом, закономерности формирования тонкой структуры сталей 20 и 09Г2С при последеформационном отжиге подобны закономерностям, выявленным в стали 35Х. Различия заключаются в количественном соотношении структурных элементов, как показано ранее с помощью световой микроскопии, в исследуемых сталях в термоулучшенном состоянии присутствует различное количество избыточного феррита. В тонкой структуре сталей 20 и 09Г2С, подвергнутых последеформационному отжигу при 500 С, присутствует меньшее количество частиц карбидной фазы, чем в стали 35Х.
Распределение субзерен а-фазы по размерам сталей 09Г2С и 20 после ХРК со степенью деформации 55 % и после деформационного отжига в течение 1 часа при температуре 500 С приведено на рисунке 4.14. Характер распределения зерен/субзерен по размерам этих сталей имеет левую асимметрию. Средние значения размеров субзерен а-фазы и стандартное отклонение близки по размеру к значениям для стали 35Х, обработанной по аналогичному режиму.
Таким образом, отжиг в интервале температур 300-400 С деформированной методом ХРК со степенью деформации 55 % стали 35Х не вызывает существенных изменений в зеренной/субзеренной структуре, кроме появления чрезвычайно дисперсной карбидной фазы в теле и по границам фрагментов структуры. При нагреве на 500 С исходно холоднодеформированной стали 35Х происходят процессы первичной рекристаллизации и коагуляция карбидной фазы, которая располагается преимущественно по границам зерен/субзерен. При последеформационном отжиге до температуры 500 С в структуре сохраняются микрообъемы а-фазы, в которых наблюдаются высокая плотность дислокаций и большое количество мелкодисперсных карбидов. Повышение температуры до 600-650 С приводит к более активному протеканию процессов первичной рекристаллизации и коагуляции карбидных частиц [112]. При температурах 500, 600 и 650 С последеформационного отжига в стали 35Х формируется ультрамелкозернистая одномодальная структура со средним размером элемента 670, 650 и 845 нм соответственно. Следует отметить, что после отжига при 600 С формируется более дисперсная структура, чем после отжига при 500 С, что обусловлено большим стимулом к рекристаллизации и более полным ее протеканием.
Закономерности формирования тонкой структуры сталей 20 и 09Г2С при последеформационном отжиге подобны закономерностям, выявленным в стали 35Х, отличие заключается в количественном соотношении структурных элементов (избыточного феррита и карбидных частиц).
Влияние температуры нагрева на механические свойства сталей, деформированных методом холодной радиальной ковки
На основании многочисленных данных физиков, материаловедов и механиков [115-121], полученных с помощью просвечивающей электронной микроскопии, рентгеноструктурного анализа, внутреннего трения и всесторонних определений механического поведения модельных материалов и сплавов при их статическом, динамическом и циклическом нагружениях, Л.И. Тушинским [122] была предложена обобщенная физико-механическая модель самоорганизации и эволюции структуры на микро-, мезо- и макроструктурных уровнях при пластическом деформировании металлов. Если в чистых кристаллах присутствуют примеси, особенно в ОЦК - кристаллах, переход к состоянию пластического течения происходит при некотором падении деформирующих напряжений. Затем может наблюдаться последующая непрерывная деформация при почти постоянном напряжении, сопровождаемая распространением полос Лидерса-Чернова. Такой характер изменения напряжения текучести связывают в ряде случаев с закреплением дислокаций в результате их взаимодействия с атомами примесей. Полагают [123], что верхний предел текучести соответствует напряжению, необходимому для «отрыва» дислокаций из атмосферы примесей, а нижний предел текучести - это напряжение, требуемое для движения свободных (незакрепленных) дислокаций через решетку.
Как показано в работе [124], при термическом воздействии на холоднодеформированные конструкционные стали наблюдается два интервала температур, в которых изменяются механические свойства: первый -низкотемпературный 200-300 С, второй - среднетемпературный 300-600 С. После нагрева на 200-300 С за счет протекания процессов деформационного старения повышаются твердость, предел упругости, предел текучести и несколько предел прочности, однако при этом снижается ударная вязкость и пластичность. В интервале температур отпуска 300-600 С наблюдается снижение прочности. Пластичность, особенно в сильнодеформированных сталях, после небольшого увеличения либо не изменяется, либо заметно снижается [124] вплоть до температур процессов рекристаллизации. Нагрев выше 300-350 С, проводимый после больших обжатий, сопровождается заметным снижением пластичности.
На рисунках 4.15-4.17 представлены диаграммы растяжения сталей 35Х, 20 и 09Г2С после нагрева деформированных заготовок на различные температуры.
Отжиг при температуре 200 С холоднодеформированной трубной заготовки из стали 35Х не приводит к существенному изменению характера диаграммы растяжения, при этом увеличивается угол наклона между упругим участком деформационной кривой и осью абсцисс (рис. 4.15 а).
После отжига при 300 С на диаграмме растяжения наблюдается ярко выраженный зуб на площадке текучести, напряжение в котором соответствует максимальному на диаграмме (рис. 4.15 а). При растяжении после реализации зуба наблюдается весьма протяженный, почти горизонтальный участок равномерного пластического удлинения (для отжига при 300 С его протяженность по оси абсцисс составляет более 12 %), который можно считать и площадкой текучести, и участком очень слабого деформационного упрочнения. Такой специфический вид диаграмм растяжения позволяет говорить о том, что в данном случае верхний предел текучести и временное сопротивление равны.
Влияние температуры нагрева на тонкую структуру сталей, деформированных методом холодной радиальной ковки
Проведение нагрева на температуру 500 С холоднодеформированной стали 20 методом ХРК и деформированной стали 20 при 400 С методом РКУП оказывает различное влияние на механические свойства. Отжиг при 500 С после ХРК приводит к изменению типа диаграммы растяжения - образуется зуб, напряжение в котором максимальное на диаграмме, следовательно, характеристики предела текучести и предела прочности оказываются равны и составляют 770 МПа. При этом снижается относительное удлинение, а характеристики \/, KCU и КСТ несколько увеличиваются по сравнению с деформированным состоянием. Нагрев на температуру 500 С стали 20, деформированной методом РКУП при 400 С, приводит к снижению предела прочности по сравнению с деформированным состоянием и повышению относительного удлинения и сужения (табл. 5.3).
Следует отметить, что уровень характеристик прочности и надежности стали 20, реализуемый при ХРК со степенью 55 % и последеформационном отжиге при 300 С, превышает уровень свойств стали 20, реализованный при теплом РКУП и последующем нагреве (рис. 5.3, 5.4).
Проведение сравнительного анализа механических свойств трубных заготовок из сталей 09Г2С и 20, требований ГОСТ 633-80 и ОСТ 3-1686-80 (табл. 5.2, стр. 105) показывает, что после термоулучшения предел текучести сталей 20 и 09Г2С не удовлетворяет требованиям категорий прочности «Е» и «КС55». В то время как один проход ХРК (є 20 %) позволяет получить комплекс механических свойств на этих сталях, отвечающий требованиям этих категорий прочности (табл. 3.2, стр. 64).
После проведения двух проходов ХРК (є 40 %) стали 09Г2С и 20 удовлетворяют требованиям категории прочности «Л» по ГОСТ 633-80. После проведения ХРК с суммарной степенью деформации 55 % комплекс механических свойств сталей 09Г2С и 20 удовлетворяет требованиям категорий прочности «М» и «КС70», при этом ударная вязкость KCU холоднодеформированной стали 20 превышает норму категории «КС70» в 2,5 раза, а стали 09Г2С практически в четыре раза. Несмотря на то что, как показано ранее, на диаграмме растяжения стали 20 после проведения трех проходов ХРК практически отсутствует горизонтальный участок равномерной пластической деформации, относительное удлинение стали 20 после разрыва (табл. 3.2, стр. 64) удовлетворяет требованиям по пластичности для категорий прочности «М» и «КС70».
Проведение последеформационного нагрева сохраняет уровень механических свойств, удовлетворяющих требованиям категорий прочности «М» и «КС70» для стали 20 в интервале 300-500 С, а для стали 09Г2С при 300 С (табл. 4.1, стр. 90). Как показано ранее, повышение температуры отжига приводит к снижению характеристик прочности этих сталей (табл. 4.1, стр. 90), нормы категории прочности «Е» по ГОСТ 633-80 и «КС55» по ОСТ 3-1686-80 (табл. 5.2, стр. 105) не превышают значения механических свойств стали 20 после отжига при 600 С и стали 09Г2С в интервале температур последеформационного нагрева 500-600 С (табл. 4.1, стр. 90).
В ОАО «ПНИТИ» возникла производственная необходимость получения трубных заготовок из стали 35 с механическими свойствами (оо , св и 5), отвечающими требованиям категории прочности «Л» по ГОСТ 633-80 и с ударной вязкостью КСТ при -60 С не менее 0,27 МДж/м . Получить требуемые свойства в трубной заготовке из стали 35 термической обработкой достаточно сложно, так как стали 35 имеет низкую устойчивость переохлажденного аустенита.
Поскольку сформулированные в данной работе технологии изготовления трубных заготовок с повышенным уровнем прочности и хладостойкости при помощи холодной радиальной ковки и термического воздействия опробованы на широком сортаменте конструкционных марок сталей (09Г2С, 20 и 35Х), то для обеспечения требуемых свойств стали 35 была проведена механо-термическая обработка стали по следующим режимам: исходное термическое улучшение, холодная радиальная ковка со степенью деформации є 55 %, последеформационный нагрев на температуру 300 и 600 С. Механические свойства, полученные в трубной заготовке из стали 35 после данных режимов, представлены в таблице 5.4. На рисунке 5.5 представлены диаграммы «напряжение - относительное удлинение», построенные по результатам испытаний, представленных в таблице 5.4.
Трубная заготовка из стали 35 после проведения закалки и высокого отпуска не отвечает требованиям категории прочности «Л» (табл. 5.2, стр. 105). Проведение ХРК со степенью деформации 55 % так же, как и отжиг при 300 и 600 С, формируют требуемые значения характеристик оод, ав и 5. Следует отметить, что последеформационный нагрев стали 35 на 300 С привел к менее явному проявлению зуба на площадке текучести (рис. 5.5) по сравнению со сталью 35Х после аналогичного режима обработки (рис. 4.15, стр. 86).
Для оценки характеристик ударной вязкости в области вязко-хрупкого перехода образцы из стали 35 после различных видов обработки испытывали при пониженных температурах: -20; -60; -100 С. Результаты представлены на рисунке 5.6.
