Sposób otrzymywania stali o wysokiej wytrzymalosci na rozciaganie Przedmiotem wynalazku jest sposób otrzymywa¬ nia stali o wysokiej wytrzymalosci na rozciaganie przeznaczonej zwlaszcza na konstrukcje spawane.Jak to widac z tabeli 1 zamieszczonej w opisie znane rodzaje stali o wysokiej wytrzymalosci na rozciaganie stosowane na konstrukcje spawane by¬ ly poddawane obróbce cieplnej polegajacej na har¬ towaniu i odpuszczaniu w celu zwiekszenia ich wytrzymalosci na rozciaganie i odpornosci na dzia¬ lanie karbu,, przy czym stale te posiadaja po ob¬ róbce strukture martenzytyczna odpuszczania.Stad tez stale o wysokiej wytrzymalosci na roz¬ ciaganie poddawane hartowaniu i odpuszczaniu znanymi sposobami wykazuja wysoki stosunek gra¬ nicy plastycznosci do wytrzymalosci na rozciaga¬ nie. Mianowicie stosunek ten, z powodu wyste¬ powania wyzej wspomnianego martenzytu odpu¬ szczania, jest tak duzy, ze odksztalcenie oraz ener¬ gia odksztalcenia postaciowego tych stali, przy ob¬ ciazeniu ich az do zerwania, sa raczej niewielkie co powoduje slaba odpornosc konstrukcji wyko¬ nanych z tych stali na koncentracje naprezen.Poniewaz wspólczynnik bezpieczenstwa ulega zmianie odpowiednio do wartosci stosunku grani¬ cy plastycznosci do wytrzymalosci na rozciaganie, koniecznym jest zapewnienie wysokiego wspólczyn¬ nika bezpieczenstwa odpowiednio do wzrostu war¬ tosci wspomnianego stosunku. Stad, gdy stosunek granicy plastycznosci do wytrzymalosci na rozcia¬ ganie wzrasta, dopuszczalne naprezenia w takiej stali musza byc niskie a z drugiej strony wzrasta grubosc elementów konstrukcji spawanych z tej stali.Ponadto stale takie, których wysoka wtyrzyma- 5 losc uzyskuje sie przez hartowanie i odpuszczanie, musza byc odpuszczane w wysokiej temperaturze, na przyklad ponad 6Q0°C, w celu podwyzszenia ich .granicy plastycznosci.Ze wzgledu na takie zachowanie sie stali, za- 10 wartosc dodatków stopowych, ze wzgledów wy¬ trzymalosciowych, bywa w tych stalach raczej wy¬ soka. Mianowicie, jesli zwieksza sie wytrzymalosc stali, wzrasta równiez jej równowaznik weglowy Ceq. Równowaznik ten okresla sie nastepujaco: 15 Ceq = 1/24 Si + 1/6 Mn + 1/40 Ni + 1/5 Cr + 1/4 Mo + 1/14 V. W zwiazku z tym tendencja do utwar¬ dzania sie stali w strefie oddzialywania ciepla spa¬ wania jest dosc znaczna jak równiez wyraznie wzrasta sklonnosc do powstawania pekniec spa- 20 walniczych tak, ze temperatura wygrzewania stali w celu zapobiegniecia powstawania takich pekniec wzrasta, jak to pakazano w tabeli 1 na nastepnej stronie.Ze wzgledu na powyzsze wady dotychczas sto- 25 sowanych stali wynalazek niniejszy ma na celu opracowanie sposobu otrzymywania stali o wyso¬ kiej wytrzymalosci na rozciaganie posiadajacej du¬ za odpornosc na dzialanie karbu i odznaczajacej sie wystarczajaco dobra spawalnoscia. Stal otrzy- 30 mana sposobem wedlug wynalazku posiada po ob- 79 951s 79951 4 Tabela 1 Rodzaj stali 1 Obróbka 1 cieplna C Si Mn ! p S Ni Cr Mo V Cu Równowaznik | weglowy Ceq*) Granica plasty¬ cznosci (kg/mm2) Wytrzymalosc na rozciaganie (kg/mm2) Wydluzenie Przewezenie próbki (%) Energia zuzy¬ ta na zlamanie próbki z kar¬ bem (kgm) Temperatura podgrzewania w celu unik¬ niecia pekniec | (°C) HT60 HT70 HT80 HT 1 100 Hartowanie w wodzie i odpuszczanie 0,15 0,47 1,28 0,020 0,010 0,06 0,25 — 0,06 - 0,44 56,3 65,4 18,2 68,2 0°C 14,4 ,100 0,13 0,37 0,90 0,010 0,016 0,86 0,36 0,33 - • - 0,47 68,0 67,2 26,5 68,1 —20°C 11,9 150 0,13 0,34 0,82 0,015 0,008 1,01 0,51 0,40 — 0,25 0,51 76,9 82,8 23,5 66,5 —20°C 7,7 150 0,16 0,27 0,78 0,015 0,010 1,22 0,62 0,56 0,05 0,25 0,60 96,7 101,3 20,5 65,6 —25°C 8,4 250 *) Ceq = C + 1/24 S + 1/6 Mn + 1/40 Ni + 1/5 Cr + 1/4 Mo + 1/14 V. róbce cieplnej strukture bainityczna a jej sklad. jest nastepujacy: C 0,05—0,15%, Si 0,05—0,6%, Mn 0,5—1,4% i Mo 0,1—0,8%, a ponadto Al iAub Ti w ilosci Al 0,01—0,09%, Ti 0,001—0,15%, przy czym 5 zawartosc Mn + Mo wynosi 1,1—1,7% a reszte sta¬ nowi zelazo i pewne niepozadane zanieczyszcze¬ nia.Zgodnie ze sposobem wedlug wynalazku stal te poddaje sie ogrzewaniu do temperatury powyzej 10 punktu przemiany A3, a nastepnie^ chlodzi sie od temperatury 800°C do 500°C w czasie 3—50 se¬ kund a nastepnie chlodzi sie w dalszym ciagu od 500°C do 200°C w czasie dluzszym niz 20 sekund otrzymujac stal o wysokiej wytrzymalosci na roz- 15 ciaganie majace strukture bainityczna i nadajaca sie na konstrukcje spawane.Sposób wedlug wynalazku zostal opisany poni¬ zej na przykladach w powolaniu sie na zalaczony rysunek, na którym fig. 1 przedstawia wykres ilu- 20 strujacy zaleznosc pomiedzy laczna zawartoscia Mn i Mo a granica plastycznosci i wytrzymaloscia na rozciaganie stali wedlug wynalazku, fig. 2 — wykres ilustrujacy zaleznosc pomiedzy laczna za¬ wartoscia Mn i Mo a odpornoscia na dzialanie kar- 25 bu w stali wedlug wynalazku, fig. 3 — wykres przemian zachodzacych w stali podczas ciaglego chlodzenia przy obróbce cieplnej wedlug wyna¬ lazku, fig. 4 — wykres ilustrujacy zaleznosc po¬ miedzy laczna zawartoscia Mn i Mo w stali i cza- 30 sem jej chlodzenia, fig. 5 — wykres ilustrujacy zaleznosc pomiedzy równowaznikiem weglowym a granica plastycznosci, wytrzymaloscia na rozcia¬ ganie oraz stosunkiem granicy plastycznosci do wytrzymalosci na rozciaganie w stali otrzymanej 35 sposobem wedlug wynalazku w porównaniu do sta¬ li hartowanej i odpuszczanej dotychczas stosowa¬ nym sposobem, fig. 6 — mikrografie przedstawia¬ jaca strukture stali otrzymanej sposobem wedlug wynalazku. 40 Sklad chemiczny stali stosowanej w sposobie wedlug wynalazku jest nastepujacy: C 0,05—0,15%, Si 0,05—0,6%, Mn 0,5—1,4% i Mo 0,1—0,8%. Stal ta zawiera ponadto Al i/lub Ti w ilosci Al 0,01— —0;0'9% i Ti 0,001^0,15% oraz, gdy wymagana jest 45 odpornosc na dzialanie karbu, Ni w ilosci poni¬ zej 2,0%. Ponadto jesli wymagany jest wzrost wy¬ trzymalosci na rozciaganie bez obnizenia odporno¬ sci na dzialanie karbu, zawiera równiez jeden lub dwa sposród nizej wymienionych pierwiastków, w 50 podanych ilosciach, a mianowicie V ponizej 0,12%, Nb ponizej 0,04% oraz B ponizej 0,005%.W tym przypadku, gdy zawartosc C wynosi po¬ wyzej 0,15%, strefa pozoistajaca pod wplywem cie¬ pla spawania moze ulec znacznemu utwardzeniu, 55 stal jest sklonna do tworzenia pekniec w spoinie a po obróbce cieplnej powstaje struktura marten- zytyczna. Z tych wzgledów zawartosc C jest utrzy¬ mana ponizej 0,15% a jednoczesnie, ze wzgledu na zwiekszenie wytrzymalosci na rozciaganie, za- 60 wartosc tego pierwiastka jest wieksza niz 0,05%.Gdy zawartosc Si wynosi powyzej 0,6%, spawal- nosc stali ulega pogorszeniu, natomiast zawartosc tego pierwiastka w ilosci powyzej 0,05% powinna sie znajdowac w stali ze wzgledu na ogólne wa- «s runki jej wytwarzania. Z tych tez wzgledów za-79951 Tabela 2 Znak stali A B C C 0,13 0,12 0,12 Si 0,26 0,27 0,25 Mn 0,90 1,05 1,22 P 0,012 0,014 0,012 S 0,016 0,014 0,019 Mo 0,3 0,3 0,2 Al 0,023 0,018 0,036 Ti 0,005 0,004 — Mn + Mo 1,20 1,35 1,42 Si 54 65 70 s2 10,8 13,8 13,5 s8 1,6 1,9 1,9 wartosc Si ustalono w granicach od 0,05 do 0,6%.Mn jest znany jako dodatek stopowy wplywa¬ jacy na polepszenie wytrzymalosci stali na ixzcia- ganie ale zbyt duza jego zawartosc powoduje utwardzenie strefy znajdujacej sie pod wplywem ciepla spawania a tym samym sklonnosc do po¬ wstawania pekniec spawalniczych zwieksza sie po¬ dobnie jak w przypadku wegla. Stad tez, w celu zachowania odpowiedniej wytrzymalosci na roz¬ ciaganie zawartosc tego pierwiastka jest utrzy¬ mana powyzej 0,5%, natomiast ze wzgledu na wla¬ sciwosci spawalnicze stali, nie przekracza l,4°/o.Podobnie zawartosc Mo w stali jest ustalona po¬ wyzej 0,1% ze wzgledu na jej wytrzymalosc na rozciaganie, a ze wzgledu na spawalnosc stali po¬ nizej 0,8%. Odnosnie skladu chemicznego stali we¬ dlug wynalazku wiadomo, ze Mn i Mo odgrywa¬ ja wazna role przy tworzeniu struktury bainity- cznej stali o wysokiej wytrzymalosci na rozcia¬ ganie i duzej odpornosci na dzialanie karbu.W zwiazku z tym na fig. 1 pokazano zaleznosc pomiedzy laczna zawartoscia Mn i Mo a wytrzy¬ maloscia na rozciaganie po obróbce cieplnej, przy czym na osi odcietych zaznaczono zawartosc la¬ czna Mn i Mo a na osi rzednych wytrzymalosc na rozciaganie oraz granice plastycznosci. Wykres ten wyjasnia zaleznosc pomiedzy zawartoscia wy¬ mienionych dodatków stopowych i wspomniany¬ mi wlasnosciami wytrzymalosciowymi. Jak to wy¬ nika w sposób oczywisty, ze wspomnianej zalez¬ nosci, laczna zawartosc Mn i Mo, dla uzyskania wytrzymalosci na rozciaganie powyzej 60 kg/mm2, musi wynosic ponad 1,1%.Podobnie na fig. 2 pokazano zaleznosc pomie¬ dzy laczna zawartoscia Mn i Mo w stali a jej od¬ pornoscia na dzialanie karbu. Na wykresie tym os odcietych wskazuje zawartosc Mn + Mo w %, a os rzednych energie zuzyta na zlamanie próbki z karbem w ksztalcie litery „V* o glebokosci 2 mm na mlocie Charpy^go przy temperaturze 0°C.Tak wiec zawartosc laczna Mn i Mo powinna byc mniejsza od 1,7% dla uzyskania, przy wspomnia¬ nej próbie udarnosci, wartosci powyzej 4,8 kGm.W zaleznosci przedstawionych na fig. 1 i 2 wy¬ nika, ze laczna zawartosc Min i Mo powinna wy¬ nosic ponad 1,1% i ponizej 1,7% dla stali a skla¬ dzie chemicznym wedlug wynalazku. Odnosnie pierwiastka Al, to jego obecnosc w stali w ilosci od 0,01—0,09% jest konieczna w celu odUenienia i uzyskania w procesie wytwarzania stali struktu¬ ry drobnoziarnistej. Jednakze zawartosc Al powy¬ zej 0*09% prowadzi do zmniejszenia odpornosci stali na dzialanie karbu podczas gdy odnosnie pod- 15 20 25 30 40 45 50 55 65 stawowego celu zastosowania aluminium, to jego zawartosc ponizej 0,01% jest calkowicie bezuzy¬ teczna.Ze wzgledu na zblizone dzialanie Al mozna, za^ miast tego ostatniego, stosowac Ti w celu odtle^ niania i tworzenia drobnoziarnistej struktury. W tym przypadku dzialanie Ti jest najlepsze przy je¬ go zawartosci w granicach 0,001—0,15%. Obok te¬ go mozliwe jest równiez jednoczesne wprowadze¬ nie obu pierwiastków Al i Ti. Chociaz Ni stano¬ wi dodatek stopowy polepszajacy skutecznie od¬ pornosc stali na dzialanie karbu to jednak zbyt wy¬ soka jego zawartosc jest niekorzystna ze wzgle¬ dów ekonomicznych. Tak wiec w stali wedlug wy¬ nalazku zawartosc tego skladnika ustalono poni¬ zej 2%.Dodatek niewielkich ilosci V, Nb i B dziala, jak zostalo stwierdzone, na podwyzszenie wytrzyma¬ losci na rozciaganie i dlatego jeden lub dwa spo¬ sród tych pierwiastków moga wchodzic w sklad chemiczny stali, jednak w takim zakresie aby nie mogly spowodowac obnizenia odpornosci na dzia¬ lanie karbu. W tym przypadku zawartosc tych do¬ datków mozna okreslic, na podstawie nizej poda¬ nych przykladów, nastepujaco: V ponizej 0,12%, Nb ponizej 0„04% i B ponizej 0,005%.Obok wyzej wspomnianych skladników stali wy¬ stepuja w niej oczywiscie pewne nie dajace sie usunac zanieczyszczenia. Warunki obróbki cieplnej stali wedlug wynalazku zostana objasnione do¬ kladnie ponizej.Mianowicie na fig. 3 przedstawiono wykres prze^ mian izotermicznych przy obróbce cieplnej, we¬ dlug wynalazku, w temperaturze 900°C dla stali zawierajacej 0,12% C, 0,27% Si, 1,05% Mn, 0,3% Mo i 0,018% Al. Na wykresie tym os odcietych wskazuje czas chlodzenia od temperatury 800°C, wyrazony w sekundach na podzialce logarytmicz¬ nej, zas os rzednych temperatury w °C, w po¬ dzialce równomiernej. Wykres przedstawia rózne przemiany stali, przy czym A oznacza strefe auste¬ nitu, F strefe ferrytu pierwotnego, P strefe per¬ litu, B strefe bainitu i M strefe martenzytu. Jed¬ noczesnie linia a-b-c wskazuje punkty poczatku przemiany martenzytycznej, linia d-c punkty w poblizu konca przemiany martenzytycznej, a linie e-f punkty w poblizu konca przemiany bainitycz- nej.Na. wykresie krzywa chlodzenia 1 stanowi kry¬ tyczna krzywa chlodzenia przy powstawaniu pier¬ wotnej struktury ferrytycznej, krzywa 2 — krzy¬ wa krytyczna chlodzenia dla wszystkich' struktur tworzacych baihit, a krzywa 3 — krzywa kfytycz-79951 7 8 Tabela 3 Znak stali C Si Mn P S Ni Cr Mo V Nb B Al Ti Równowaznik weglowy Ceq Temperatura austenityzacji (°C) Czas chlodzenia od 800°C do 500°C (sek.) Czas chlodzenia od 500°C do 200°C (sek.) Granica plastycz¬ nosci (kg/mm2) Wytrzymalosc na rozciaganie (kg/mm2) Wydluzenie (°/o) na dl. 50' mm 0 próbki 10 mm Przewezenie próbki (%) Energia zuzyta na zlamanie próbki z karbem (kgrrt) A 0,13 0,26 a,90 0,012 0,016 0,30 0,023 0,005 0,37 900 25 158 51,8 62,5 20,5 76,1 16,8 B 0,12 0,27 1,05 0,014 0,014 0,30 0,018 0,004 0,38 900 28 188 58,6 70,3 17,5 69,7 12,4 C 0,12 0,25 1,22 0,012 0,019 0,20 0,036 0,38 900 18 58 50,4 68,2 39,8 | L 11,6 D 0,13 0,22 1,02 0,014 0,014 0,29 0,10 0,0(24 0,005 0,39 aoo 22 91 57,1 70,2 18,0 1 72,9 15,6 E 0,12 0,19 0,90 0,014 0,016 0,32 0,003 0,040 0,36 900 30 288 51,6 66,2 16,0 71,9 13,1 F 0,12 0,24 1,12 0,011 0,018 0,23 0,036 0,035 0,37 900 20 82 59,8 72,5 17,5 69,5 14,1 | G 0,12 0,24 1,02 0,014 0,015 1,16 0,30 0,016 0,40 900 26 110 65,0 78,1 18,5 68,6 11,5 H 0,12 0,22 0,95 0,013 0,013 1,09 0,31 0,004 0,021 0,39 900 35 121 64,2 77,8 14,5 1 70,8 14,7 I 0,10 0,21 0,79 0,012 0,018 1,38 0,19 0,06 0,022 0,002 0,058 0,12 900 38 320 68,0 1 82,5 | 16,2 67,8 10,89 7^951 10 Tabela 4 Znak stali C Si Mn P S Mo V Al Ti Równowaznik weglowy Ceq Czas chlodzenia od 80ti°C do 500°C (sek) Czas chlodzenia od 500°C | do 2O0°C (sek) Temperatura odpuszcza- 1 nia (°C) | Granica plastycznosci | (kg/mm2) 1 Wytrzymalosc na rozciaganie [ (kg/mm2) | Wydluzenie (°/o) Przewezenie próbki (°/e) Energia zuzyta na zlamanie próbki z karbem (kgm) Temperatura austenityzacji (°C) | B 0,12 0,27 1,05 0,014 0,014 0,30 — 0,018 0,004 0,38 28 188 650 55,0 67,8 | 21,0 | 68,6 | 25,4 1 900 | D 0,13 - 0,22 1,02 0,014 0,014 0,29 0,10 0,024 0,005 0,39 22 | 91 | 590 | 53,5 1 65,2 1 20,0 67,5 16,7 9O0 1 55 na chlodzenia dla wszystkich struktur tworzacych marterizyt. Z tego wykresu przemian izotermicz- nych wynika, ze pierwotny ferryt powstaje gdy chlodzenie przebiega wolniej niz to wskazuje krzy¬ wa 1 tak, ze wytrzymalosc na rozciaganie i od- 60 pornosc na dzialanie karbu odpowiednio ulegaja zmniejszeniu.Przy chlodzeniu szybszym niz to wskazuje krzy¬ wa 3 wszystkie struktury przeksztalcaja sie w martenzyt, przy czym zapewniona zostaje wysoka 65 wytrzymalosc na rozciaganie ale znacznie zmniej¬ sza sie odpornosc na dzialanie karbu. Pomiedzy krzywymi 2 i 3 tworzy sie mieszana struktura bainityczno-martenzytyczna tak, ze na skutek do¬ mieszki martenzytu odpornosc na dzialanie karbu nie wzrasta. W celu uzyskania jednoczesnie zada¬ walajacej wytrzymalosci na rozciaganie i odpor¬ nosci na dzialanie karbu nalezy zapewnic moz¬ liwosc powstania drobnoziarnistej struktury baini- tycznej.Ze wzgledu na warunki chlodzenia musi ono przebiegac, dla osiagniecia tego celu, pomiedzy krzywymi 1 i 3 w przypadkach chlodzenia do tem¬ peratury 5O0°C, bliskiej temperaturze poczatku przemiany martenzytycznej.Czas chlodzenia od 800°C do 500°C musi zawie¬ rac sie, jak to widac na rysunku, w granicach od S3 do Si sekund. Nastepnie chlodzenie od 500°C w dól powoduje jak wiadomo powstawanie struk¬ tury martenzytycznej tak, ze w celu unikniecia powstawania takiej struktury czas chlodzenia od temperatury 500°C do 200 wej chlodzenia 2 powinien wynosic S2 sekund.Struktura martenzytyczna nie powstaje wtedy, gdy chlodzenie od 500°C do 200°C przebiega w czasie dluzszym niz S2 sekund.Tak wiec w celu uzyskania drobnoziarnistej struktury bainitycznej przy wyzej wspomnianych warunkach chlodzenia koniecznym jest chlodzenie od 80i0°C do 500°C w czasie od S3 do Si sekund a nastepnie od 5O0°C do 200°C w czasie dluzszym niz S2 sekund. Te graniczne czasy chlodzenia zmie¬ niaja sie oczywiscie wraz ze zmiana skladu che¬ micznego stali.W zwiazku z tym w tabeli 2 podano skjad che¬ miczny stali wedlug wynalazku oraz czasy chlo¬ dzenia Si, S2 i S3 wyznaczone na podstawie wy¬ kresów przemian izotermicznych, po obróbce ciepl¬ nej w temperaturze 9Q0°C. Na fig. 4 przedstawio¬ no zaleznosc pomiedzy skladem chemicznym sta¬ li i czasami Si, S2 i S3. Na wykresie tym os od¬ cietych wskazuje zawartosc laczna Mn i Mo w °/o w podzialce równomiernej, a os rzednych cza¬ sy Si, S2, S3 w sekundach, w podzialce logaryt¬ micznej. Wykres wyjasnia wiec zaleznosc pomie¬ dzy laczna zawartoscia Mn i Mo a czasami chlo¬ dzenia Si, S2 i S3.Na podstawie opisanych powyzej wykresów przedstawionych na fig. 2 i 3 stwierdzono, ze za¬ wartosc laczna Mn i Mo nalezy ustalic w grani¬ cach 1,1 do 1,7% aby uzyskac jednoczesnie zada¬ walajaca wytrzymalosc na rozciaganie i odpornosc na dzialanie karbu.Odpowiednio równiez z wykresu przedstawionego na" fig. 4, wyciagnieto wniosek, ze w przypadku lacznej zawartosci Mn i Mo l.,l% czas Si powi¬ nien wynosic 50 sekund, czas S2 — 9,8 sekund, czas S3 — 1,4 sekundy natomiast w przypadku lacznej zawartosci Mn i Mo równej 1,7% czasy te wynosza odpowiednio 95, 20 i 2,8 sekund. Na podstawie powyzszych wyników oczywistym jest, ze stal o skladzie wedlug wynalazku poddana, po podgrzaniu powyzej punktu przemiany A3, chlo¬ dzeniu najpierw od 800°C do 500°C w czasie 3—50 sekund, a nastepnie od 500°C do 200°C w czasie11 79951 12 powyzej 20 sekund uzyskuje drobnoziarnista struk¬ ture bainityczna.W ten sposób poddanie stali obróbce cieplnej we¬ dlug wynalazku zapewnia otrzymanie drobnoziar¬ nistej struktury bainitycznej przy wystarczajaco wysokiej wytrzymalosci na rozciaganie i odporno¬ sci na dzialanie karbu.Jednakze w przypadku gdy wymagana jest wie¬ ksza odpornosc stali na dzialanie karbu, moze byc ona poddana odpuszczaniu w temperaturze nizszej od temperatury przemiany A±. Tak wiec w przy¬ padku zaistnienia takiej potrzeby stal mozna pod¬ dac odpuszczaniu w sposób opisany ponizej, na przykladach. ponizej zostana objasnione niektóre robocze przy¬ klady zastosowania .sposobu wedlug wynalazku.Mianowicie w tabeli 3 przedstawiono sklad che¬ miczny, warunki obróbki cieplnej oraz wlasciwo¬ sci mechaniczne stali otrzymanej sposobem wedlug wynalazku.Przyklady przedstawione w tabeli 3 dotycza sta¬ li poddanych obróbce cieplnej wedlug wynalazku z pominieciem zabiegu odpuszczania. Na podsta¬ wie tych przykladów stwierdzono mozliwosc uzy¬ skania stali o wytrzymalosci na rozciaganie ponad 70 kG/mm2 przy skladzie chemicznym zgodnym z zalozeniami wynalazku. Przyklady przedstawio¬ ne w tabeli 4 dotycza stali poddanych obróbce cieplnej z zachowaniem warunków chlodzenia wedlug wynalazku, a nastepnie poddanych odpu¬ szczaniu. Jak wyraznie widac z tych przykladów odpornosc stali na dzialanie karbu po odpuszcze¬ niu wyraznie sie poprawila.Na fig. 5 przedstawiono zaleznosci pomiedzy równowaznikiem weglowym Ceq i granica plasty¬ cznosci, wytrzymaloscia na rozciaganie oraz sto¬ sunkiem granicy plastycznosci do wytrzymalosci na rozciaganie w odniesieniu do stali otrzymanej sposobem wedlug wynalazku.Na wykresie tym os odcietych wskazuje war¬ tosc równowaznika weglowego Ceq a os rzednych granice plastycznosci, wytrzymalosc na rozciaga¬ nie oraz stosunek granicy plastycznosci do wy¬ trzymalosci na rozciaganie.Wykres ten objasnia wspomniane zaleznosci i je¬ dnoczesnie daje mozliwosc porównania z wlasci¬ wosciami stali obrabianych znanymi dotychczas sposobami.Krzywa 1 na tym wykresie dotyczy granicy pla¬ stycznosci, krzywa 2 wytrzymalosci na rozciaga¬ nie, a krzywa 3 stosunku granicy plastycznosci do wytrzymalosci na rozciaganie w stali wedlug wy¬ nalazku podczas gdy krzywe 1', 2' i 3' dotycza odpowiednio wytrzymalosci na rozciaganie, granicy plastycznosci i stosunku granicy plastycznosci do wytrzymalosci na rozciaganie w dotychczas sto¬ sowanej stali wymienionej w tabeli 1.Jak to samo przez sie z tych zaleznosci wynika przy jednakowym równowazniku weglowym Ceq stwierdzono, ze stal otrzymana sposobem wedlug wynalazku odznacza sie wyzsza granica plastycz¬ nosci i wytrzymaloscia na rozciaganie oraz mniej¬ szym stosunkiem granicy plastycznosci do wytrzy¬ malosci na rozciaganie niz stosowane dotychczas stale otrzymane znanymi sposobami. Nalezy stwier¬ dzic, ze przy takiej samej wytrzymalosci stal otrzymana sposobem wedlug wynalazku wykazuje mniejsza sklonnosc do utwardzania w strefie ob¬ jetej dzialaniem ciepla spawania, mniejsza wra¬ zliwosc na powstawanie pekniec przy spawaniu i lepsza spawalnosc niz inne znane dotychczas stale.Ze wzgledu na tak niski stosunek granicy pla¬ stycznosci do wytrzymalosci na rozciaganie stal otrzymana sposobem wedlug wynalazku wykazu¬ je duza odpornosc na koncentracje naprezen, moz¬ liwosc stosowania niskich wspólczynników bezpie¬ czenstwa oraz wyzszych naprezen obliczeniowych w porównaniu ze stalami dotychczas stosowany¬ mi.W tabeli 5 przedstawiono maksymalna twardosc strefy objetej dzialaniem ciepla spawania oraz pro¬ centowa ilosc pekniec w grani spoiny przy próbie sklonnosci do pekania w próbce usztywnionej w odniesieniu do stali B wymienionej w tabeli 3.Jak to wyraznie widac z wyników przedstawio¬ nych w tabeli 5 sklonnosc do utwardzania strefy 45 objetej dzialaniem ciepla spawania przy wytrzy¬ malosci stali powyzej 70 kG/mm2 jest niewielka 10 15 20 25 30 35 40 Znak stali B Równo¬ waznik weglo¬ wy Ceq 0,38 Gra¬ ni¬ ca plas¬ tycz¬ nosci kg/ mm2 58,6 Wy- trzy- ma- losc na roz¬ cia¬ ganie kg/ mm2 70,3 Wy¬ dlu¬ zenie Vo 17,5 Tabela 5 Prze¬ weze¬ nie prób¬ ki •/• 69,7 Maksy¬ malna twardosc strefy pod dziala¬ niem ciepla spawa¬ nia Hv 268 Procentowa ilosc pek¬ niec w grani spoiny przy próbie sklonnosci do pekania na próbce usztywnionej nie grza¬ na 0 50°C 0 150°C 0 Tempe¬ ratura podgrze¬ wania j dla zabez¬ piecze¬ nia przed pekaniem temp. poko¬ jowa13 79961 14 a pekniecia w spoinie, nawet bez podgrzewania zupelnie nie wystepuja przy zastosowaniu znanej metody spawania lukiem krytym.Na fig. 8 przedstawiono mikrografie stali B wy¬ mienionej w tabeli 3, w powiekszeniu X 500, któ¬ ra to mikrografia potwierdza, ze stal ta posiada drobnoziarnista strukture bainityczna.Podsumowujac, nalezy stwierdzic, ze przez oba¬ lenie powszechnego mniemania jakoby trudnym bylo otrzymanie stali o wysokiej wytrzymalosci na rozciaganie i wysokiej granicy plastycznosci ze wzgledu na rzekoma mala odpornosc struktury bainitycznej na dzialanie karbu, wynalazek niniej¬ szy nalezy uznac jako bardzo uzyteczny, poniewaz umozliwia on otrzymanie stali o wysokiej wytrzy¬ malosci na rozciaganie posiadajacej strukture bai¬ nityczna.Ponadto, czego chyba nie trzeba dodawac, stal o wysokiej wytrzymalosci na rozciaganie otrzyma¬ na sposobem wedlug wynalazku moze byc zasto¬ sowana do wyrobu plyt stalowych, stalowych wy¬ robów kutych, odlewów staliwnych, stali profilo¬ wej, rur stalowych, stali pretowej i drutu. PL PL