Сталь 16 д аналог

Обновлено: 13.05.2024

На данной страничке приведены технические, механические и остальные свойства, а также характеристики стали марки 16Д (16Д-Ш).

Классификация материала и применение марки 16Д (16Д-Ш)

Марка: 16Д (16Д-Ш)
Классификация материала: Сталь конструкционная низколегированная для сварных конструкций
Применение: прокат, предназначенный для изготовления мостовых конструкций

Химический состав материала 16Д (16Д-Ш) в процентном соотношении

Механические свойства 16Д (16Д-Ш) при температуре 20 o С

Расшифровка обозначений, сокращений, параметров

Механические свойства :
s _в	- Предел кратковременной прочности , [МПа]
s _T	- Предел пропорциональности (предел текучести для остаточной деформации), [МПа]
d ₅	- Относительное удлинение при разрыве , [ % ]
y	- Относительное сужение , [ % ]
KCU	- Ударная вязкость , [ кДж / м 2 ]
HB	- Твердость по Бринеллю , [МПа]

Другие марки из этой категории:

Марка 06Г2СЮ
Марка 06ХГСЮ
Марка 08Г2С
Марка 09Г2
Марка 09Г2Д
Марка 09Г2С
Марка 09Г2СД
Марка 10Г2Б
Марка 10Г2БД
Марка 10Г2С1
Марка 10Г2С1Д
Марка 10ГС2
Марка 10ГТ
Марка 10Х2М1
Марка 10ХГСН1Д
Марка 10ХНДП
Марка 10ХСНД (10ХСНД-Ш)
Марка 12Г2Б
Марка 12Г2СМФ
Марка 12ГН2МФАЮ
Марка 12ГС
Марка 12Х8
Марка 12ХГН2МФБАЮ
Марка 14Г2
Марка 14Г2АФ
Марка 14Г2АФД
Марка 14ХГС
Марка 15Г2АФД
Марка 15Г2АФДпс
Марка 15Г2СФ
Марка 15Г2СФД
Марка 15ГС
Марка 15ГФ
Марка 15ГФД
Марка 15ХСНД (15ХСНД-Ш)
Марка 16Г2АФ
Марка 16Г2АФД
Марка 16ГС
Марка 16Д (16Д-Ш)
Марка 17Г1С
Марка 17ГС
Марка 18Г2АФ
Марка 18Г2АФД
Марка 18Г2АФДпс
Марка 18Г2АФпс
Марка 18Г2С
Марка 1Х2М1
Марка 20ГС
Марка 20ГС2
Марка 20Х2Г2СР
Марка 20ХГ2Т
Марка 20ХГ2Ц
Марка 20ХГС2
Марка 22ГЮ
Марка 22С
Марка 22Х2Г2АЮ
Марка 22Х2Г2Р
Марка 23Х2Г2Т
Марка 23Х2Г2Ц
Марка 25Г2С
Марка 25ГС
Марка 25С2Р
Марка 27ГС
Марка 28С
Марка 30ХС2
Марка 32Г2Рпс
Марка 35ГС
Марка 6Г2АФ
Марка 80С

Обращаем ваше внимание на то, что данная информация о марке 16Д (16Д-Ш), приведена в ознакомительных целях. Параметры, свойства и состав реального материала марки 16Д (16Д-Ш) могут отличаться от значений, приведённых на данной странице. Более подробную информацию о марке 16Д (16Д-Ш) можно уточнить на информационном ресурсе Марочник стали и сплавов. Информацию о наличии, сроках поставки и стоимости материалов Вы можете уточнить у наших менеджеров. При обнаружении неточностей в описании материалов или найденных ошибках просим сообщать администраторам сайта, через форму обратной связи. Заранее спасибо за сотрудничество!

Лист сталь 16Д ГОСТ 6713-91

Аналог (заменитель) марки стали 16Д ГОСТ 6713-91:

Дополнительные условия к металлопрокату по требованию Покупателя в соответствии с ГОСТ, ТУ и др. НТД:

1. 100%-УЗК 0, 1, 2, 3 класса сплошности по ГОСТ 22727-88.
2. Обрезная кромка.
3. Плоскостность: высокая, особо высокая.
4. Термообработанный: контролируемая прокатка, нормализцаия, закалка с высоким отпуском, высокий отпуск.
5. Z-свойства по ГОСТ 28870-90, относительное сужение в направлении толщины проката, не менее 15%, 25%, 35%.

Товары группы:

ЛИСТ Г/К 16Д

Налиичие, размеры листа, цену уточняйте в отделе продаж.

В наличии листы:
толщина 8мм-50мм
ширина 1500-2500 мм
длина 2500-12500 мм

Характеристики стали 16Д:

Химический состав в % материала 16Д ГОСТ 6713-91:

C	Si	Mn	Ni	S	P	Cu	N	Cu	Cu
0.1-0.18	0.12 - 0.25	0.4 - 0.7						0.2-0.35

Механические свойства листов при испытании на растяжение и изгиб:

Сортамент	Размер	Напр.	s в	s T	d 5	y	KCU	Термообр.
-	мм	-	МПа	МПа	%	%	кДж / м 2	-
Прокат, ГОСТ 6713-91	375-510	215-235	26	340-390

Механические свойства:
sв - Предел кратковременной прочности , [МПа]
sT - Предел пропорциональности (предел текучести для остаточной деформации), [МПа]
d5 - Относительное удлинение при разрыве , [ % ]
y - Относительное сужение , [ % ]
KCU - Ударная вязкость , [ кДж / м2]
HB - Твердость по Бринеллю , [МПа]

Физические свойства:
T - Температура, при которой получены данные свойства , [Град]
E - Модуль упругости первого рода , [МПа]
a - Коэффициент температурного (линейного) расширения (диапазон 20o - T ) , [1/Град]
l - Коэффициент теплопроводности (теплоемкость материала) , [Вт/(м·град)]
r - Плотность материала , [кг/м3]
C - Удельная теплоемкость материала (диапазон 20o - T ), [Дж/(кг·град)]
R - Удельное электросопротивление, [Ом·м]

Свариваемость:
Без ограничений. Способы сварки РДС и АДС под флюсом и газовой защитой, ЭШС.

Сталь марки 16Д расшифровка:

16 указывает на среднее содержание углерода в стали 0,16%
Д- медь

Доставка спецтранспортом листа 16Д, 15ХСНД, 10ХСНД ГОСТ 6713-91:

Лист 16Д ГОСТ 6713-91 для сварных мостовых конструкций:

Лист 16Д ГОСТ 6713-91 10мм, 12мм, 16мм, 20мм, 25мм, 32мм, 40мм, 45мм, 50мм:

Алюминий Д16

Некоторые особенности Д16 в сравнении с другими сплавами: среди деформируемых легких сплавов наибольшее распространение в приборостроении и машиностроении нашли стареющие алюминиевые и магниевые сплавы как обладающие наиболее благоприятным комплексом физико-механических свойств.

Изучению связи между структурным состоянием и прочностными свойствами стареющих алюминиевых сплавов посвящено большое количество работ. Исследован механизм распада пересыщенных твердых растворов и последовательность выделений зон Гинье- Престона, метастабильных и стабильных фаз, предложены теории предела текучести и деформационного упрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов. Однако вопросы связи между изменением структуры и показателями сопротивления микропластическим деформациям алюминиевых и магниевых сплавов мало изучены и совершенно недостаточно освещены в литературе. Ниже приведены экспериментальные данные по этому вопросу применительно к сплавам, наиболее часто используемым в приборостроении и машиностроении.

Влияние фазовых и структурных превращений на объемные изменения в сплавах исследованы без применения нагрузки на так называемых «пальчиковых» образцах.

Показано, что в результате закалки длина образцов из сплавов Д16 и Д1 (Al-Сu-Mg) сильно уменьшается. Уменьшение размеров после закалки можно объяснить растворением фаз, содержащих медь, которая уменьшает параметр решетки алюминия. После естественного старения наблюдается незначительное уменьшение длины закаленных образцов. При искусственном старении при 130-200° С размеры в первоначальный период уменьшаются, а затем начинают расти (рисунок слева). Последнее объясняется распадом твердого раствора с выделением и коагуляцией упрочняющих фаз (СиА1₂ и S), что согласуется с данными Д. А. Петрова и других исследователей об увеличении параметра решетки сплавов системы А1-Си в процессе старения при 200° С и выше. С повышением температуры старения выше 200° С сразу наблюдается резкое увеличение длины образцов. 24-часовое старение при 190° С не приводит к стабилизации размеров в процессе нагрева, в то время как при 225° С для этого достаточно 6 ч (см. рис. 106).

В процессе длительных выдержек при 100° С не обнаружено изменений размеров образцов из сплавов системы А1-Си-Mg Д16, Д1 и ВАД-1 в отожженном состоянии и после обработки по режиму Т1 (закалка и искусственное старение при 190° С в течение 12 ч), в то время как после естественного старения уменьшение размеров закаленных образцов весьма значительно (на 3-4 мкм на 10 мм за 300 ч).

В процессе старения при 140° С стабилизации электросопротивления сплава В95 не достигается даже после 200-часовой выдержки. Таким образом, высокопрочный алюминиевый сплав В95 характеризуется нестабильным фазовым и структурным состоянием.

Представлена зависимость сопротивления микропластическим деформациям и механических свойств закаленных алюминиевых сплавов от температуры старения. Видно, что корреляция между релаксационной стойкостью и прочностными свойствами отсутствует. Максимальная релаксационная стойкость наблюдается после старения при 200° С, в то время как пределы прочности и текучести имеют максимальное значение для сплавов А1-Сu после естественного старения, для сплава В95 после старения при 140° С. Предел упругости сплавов А1-Сu, активно стареющих при комнатной температуре, также не коррелирует с прочностными свойствами.

Как показано ранее, наиболее активно нестабильность структуры сплавов проявляется на втором участке релаксационной кривой. Представлена зависимость падения напряжений во втором периоде релаксации Аσ₁₁ от начального напряжения σ₀. Из исследованных сплавов самой низкой релаксационной стойкостью при 100° С характеризуется сплав АМг6 (А1-Mg), наиболее высокой - сплав Д16Т1. Хотя сплав В95 в состоянии Т1 был подвергнут 32-часовому старению при 140° С, его релаксационная стойкость в интервале 20-100° С обнаруживает сильную зависимость от температуры испытания. Условный предел релаксации σ_r (значение σ₀ при Аσ₁₁= 0) для этого сплава равен при 100° С 0,8 кгс/мм 2 , при 70° С 1,6 кгс/мм 2 , при комнатной температуре 5,4 кгс/мм 2 . Это подтверждает данные о нестабильной структуре сплава В95, полученные выше посредством исследования электросопротивления и объемных изменений в ненагруженном состоянии. Условный предел релаксации при 100° С для дюралюминия Д1 и Д16 в искусственно состаренном состоянии (Т1) составляет соответственно 3,8 и 4,7 кгс/мм 2 , что в 2 раза выше, чем после естественного старения. После закалки и старения сопротивление микропластическим деформациям и, следовательно, размерная стабильность дюралюминия намного выше, чем в отожженном состоянии. Релаксационная стойкость сплава АМг6 ниже, чем у неупрочненного дюралюминия.

Для рассмотрения связи между изменением сопротивления микропластическим деформациям и структурой сплавов были проведены электронно-микроскопические исследования сплава А1-4% Си после различных режимов термообработки, а также после микродеформации при кратковременном и длительном нагружениях.

Закаленный с температуры гомогенизации стареющий сплав имеет неоднородное строение с областями, обогащенными легирующим компонентом, и значительное количество геликоидальных и призматических дислокаций. Сплав пересыщен вакансиями особенно по границам зерен, которые являются ловушками для вакансий. Последние резко ускоряют диффузию атомов при образовании выделений.

После естественного старения в сплаве А1-4% Си появляются когерентные выделения зон ГП. По мере повышения температуры и времени старения увеличивается количество и размер зон ГП, затем появляется промежуточная Э-фаза и, наконец, при достаточно высокой температуре- стабильная 0-фаза (CuAl ₂).

На границах зерен благодаря большой пересыщен-ности вакансиями после закалки и ускорению диффузионных процессов стабильная Э-фаза образуется при относительно невысоких температурах. 0-фаза возникает преимущественно на дислокациях. Образование выделения 0-фазы на дислокациях показано электронно-микроскопическим исследованием сплава А1 + 4% Си. После старения при 150 и 200° С наблюдаются выделения б-фазы на геликоидальных дислокациях. Приграничная зона после естественного и искусственного старения обычно свободна от выделений, что объясняется обеднением этой зоны вакансиями при закалке. Даже после старения при 150° С в течение 2000 ч не видно выделений вблизи границ.

После микропластической деформации закаленного сплава при кратковременном нагружении и последующего старения при 150° С наблюдается значительное количество выделений б-фазы в приграничной зоне. Внутри зерна выделений 0-фазы существенно меньше. После релаксации напряжений наблюдается значительное увеличение выделений 0-фазы в приграничной зоне. Внутри зерна количество выделений также увеличивается, но в гораздо меньшей степени.

Очевидно, что неупрочненная приграничная зона, свободная от выделений, облегчает прохождение микропластической деформации и является одной из причин наблюдаемых низких значений предела упругости и релаксационной стойкости естественно состаренного сплава, так как начальные стадии пластической деформации, как показано выше, развиваются преимущественно в приграничной зоне.

Как отмечалось выше, сопротивление микропластическим деформациям в условиях релаксации напряжений в сильной степени зависит от интенсивности диффузионных процессов в сплаве, которые, в свою очередь, активизируются под воздействием напряжений. Особенно велика скорость диффузии под напряжением при повышенных температурах несостаренного сплава или после начальных стадий старения, когда последний обладает большим запасом химической свободной энергии, являющейся движущейся силой распада, а также большим количеством неравновесных вакансий, ускоряющих диффузию.

Таким образом, наблюдаемое низкое сопротивление микродеформации естественно состаренных алюминиевых сплавов при кратковременном нагружении (σ_0,001 и σ_0,оо5) обусловлено главным образом наличием неупрочненной приграничной зоны, свободной от выделений. Низкая релаксационная стойкость, особенно при 100° С, также связана с наличием этой приграничной зоны, но, по-видимому, определяется прежде всего скоростью диффузионных процессов в связи с большой пересыщенностью твердого раствора после естественного старения.

Предел прочности и твердость, отражающие сопротивление сплава макропластическим деформациям при кратковременном нагружении, после начальных стадий старения (естественного или низкотемпературного искусственного) имеют наивысшие значения. Эти характеристики определяются главным образом количеством и размером полностью или частично когерентных выделений. При комнатной температуре наибольшую прочность и твердость имеют сплавы, в структуре которых преобладают зоны ГП (они составляют около 70%, а частицы метастабильной фазы 30%) и размеры выделений находятся в пределах 50-1000 А. Наличие приграничных зон, свободных от выделений, и высокая скорость диффузии в сплаве после начальных стадий старения не имеют определяющего влияния на характеристики сопротивления макродеформации при кратковременном нагружении.

После последующих стадий старения сплава уменьшается неоднородность выделений по объему, появляются выделения и в приграничной зоне, уменьшается скорость диффузионных процессов в сплаве, уменьшается запас химической свободной энергии и количество неравновесных вакансий. В связи с этим сопротивление микропластическим деформациям при кратковременном нагружении и длительных испытаниях в условиях релаксации напряжений, особенно при повышенной температуре, значительно повышается. Одновременно, поскольку при этом несколько уменьшается дисперсность выделений, наблюдается некоторое уменьшение сопротивления макропластической деформации (прочности и твердости) в сравнении с характеристиками сплава после начальных стадий старения.

Сплав А1 + 4% Си имеет наиболее высокие характеристики сопротивления микропластическим деформациям после старения при 200° С, когда в структуре появляется значительное количество Q-фазы. В процессе старения при 230-250° С происходит значительное укрупнение выделений и образование некогерентных частиц, что обусловливает понижение характеристик сопротивления макро- и микродеформации. При пластической деформации перестаренного сплава дислокации проходят между некогерентными частицами. При этом напряжение течения, как следует из зависимости Орована, убывает с увеличением расстояния между частицами выделений.

Очевидно, что для получения высокой релаксационной стойкости сплав должен отличаться наряду с высоким напряжением течения достаточно стабильной структурой. Для обеспечения оптимальных прочностных свойств при кратковременном нагружении стабильность структурного состояния менее существенна.

Стабильность структуры стареющего сплава в условиях эксплуатации определяется степенью пересыщенности твердого раствора (запасом его химической свободной энергии), диффузионной подвижностью атомов легирующих элементов, а также степенью соответствия структур фазы выделения и твердого раствора. Сплавы с большой разницей в растворимости легирующего элемента при повышенной и комнатной температурах структурно нестабильны уже при комнатной температуре. При близости структур фазы выделения и твердого раствора не возникает резких перенапряжений в кристалле и медленно идет рост областей новой фазы. Следовательно, чем меньше различаются кристаллические решетки основного твердого раствора и фазы выделения, тем меньше перенапряжение на границе фаз и более стабильна структура.

Сплавы системы Al-Сu-Mg Д16Т1 и свариваемый ВАД1Т1 характеризуются наиболее высокой релаксационной стойкостью при 20 и 100° С в сравнении с другими исследуемыми сплавами в связи с тем, что их структура после оптимального искусственного старения более полно отвечает указанным требованиям по стабильности.

Основной упрочняющей фазой сплава Д16 является фаза S сложного строения (Al₂CuMg). При образовании фазы S происходит весьма малое изменение объема, а следовательно, не образуются большие перенапряжения на границе фаз, обусловливающие нестабильность структуры. Кроме того, как видно из диаграммы (рисунок справа), в сплавах системы А1—Сu—Mg, в которых образуются фазы S и СиА1₂, растворимость компонентов практически не изменяется в интервале температур 20—200° С. Сплав Д16 после старения при 200° С имеет сравнительно малую степень пересыщения твердого раствора. Таким образом, относительно малая степень пересыщения твердого раствора, низкая диффузионная подвижность атомов меди в алюминии, а также отсутствие резких перенапряжений в кристалле при образовании выделений обеспечивают достаточную стабильность структуры и высокое сопротивление микропластическим деформациям сплавов Д16Т1 и ВАД1Т1 в условиях эксплуатации.

Сопротивление алюминия Д16 коррозии: сплавы типа дуралюминов по сравнению с другими алюминиевыми сплавами наиболее чувствительны к скоростям охлаждения при закалке (см. рис. слева). Для них характерна самая высокая критическая скорость, составляющая, по данным разных авторов, 536 и даже 1100 °С/с.

Согласно данным, образцы из листов сплава Д16, закаленные в интервале скоростей охлаждения 400-1100°С/с, показывают смешанный характер разрушения (МКК Межкристаллитная коррозия+питтинг). Поэтому на практике необходимо строго выполнять технологические режимы закалки полуфабрикатов и изделий и устранять причины, приводящие к замедлению скоростей охлаждения: задержку изделий или полуфабрикатов на воздухе после извлечения из печи; повышение температуры закалочной среды; превышение массы и нарушение расположения деталей и полуфабрикатов в садке.

Использование совершенной регистрирующей аппаратуры позволило установить, что листы (толщиной 1 мм) из сплава Д16, легированного по верхнему пределу (табл. ниже, последняя графа), закаленные в лабораторных условиях даже в карточках малого размера (200х350 мм) проявляют чувствительность к МКК при таких высоких скоростях охлаждения, как ~1250°С/с. Правда, глубина МКК при этом невелика и не превышает фоновую при скоростях охлаждения вплоть до 720°С/с. В сплавах с содержанием основных легирующих элементов (медь, магний) на нижнем и среднем пределах до указанной скорости охлаждения МКК вообще отсутствует и лишь только при скоростях ~320 °С/с ее глубина начинает превышать фоновую.

Сопротивление МКК листов толщиной 1.0 мм из различных алюминиевых сплавов в зависимости от скорости охлаждения при закалке
υ_охл, °C/с	h МКК, мм, сплавов
υ_охл, °C/с	Al-4.0 % Cu-1.7 % Mg	Al-4.1 % Cu-1.2 % Mg	Al-4.8 % Cu-1.8 % Mg
1500	0	0	0
1250	0	0	0.11
680-750	0	0	0.09
680-750	0	0	0.15
270-320	0.2	0.16	0.3
180-280	0.26	0.21	0.17
100	0.32	0.25	0.25
43	0.46	0.35	0.25

Примечания. 1. Испытания в растворе II по ГОСТ 9.021-74. 2. У сплавов Al-4.8 % Cu при исследованных скоростях охлаждения склонность к МКК не обнаружена.

Большое влияние на скорость охлаждения при закалке оказывает температура закалочной воды. Как правило, для малогабаритных полуфабрикатов температура воды 40~50°С обеспечивает удовлетворительный уровень сопротивления и МКК и РСК. Обе коррозионные характеристики заметно понижаются с повышением температуры закалочной воды выше 80°С.

Сопротивление коррозионному растрескиванию рассматриваемых сплавов в меньшей степени зависит от скоростей охлаждения при закалке, и эта зависимость носит более сложный характер. Как видно из рис. слева, область устойчивости твердого раствора при 375°С и выше сдвинута в область более длительных выдержек. При 450 °С область устойчивости (отсутствие КР-ОКР) простирается до максимальной изученной выдержки (60 мин). Существенной особенностью этой диаграммы является наличие второй области устойчивости КР в области температур ~350°С и выдержках более 7 мин.

Для тех образцов, у которых глубина МКК не превышала 0,1 мм, микроэлектронноскопическим методом не были обнаружены выделения по границам зерен. Во всех других случаях по границам зерен обнаружены выделения. Их идентификация методом электронной дифракции показала, что при 350 °С и выше они соответствуют θ`-фазе, а при температурах ниже 350°С - фазе S`, дисперсность которой увеличивается с понижением температуры.

Фазы θ и S по значению электродного потенциала различны и по отношению к матрице сплава Д16 являются катодами и анодами соответственно. Однако несмотря на это ни глубина, ни интенсивность МКК не зависят от состава выделившихся фаз. Следовательно, причиной МКК, как было указано выше, является растворение приграничных зон твердого раствора, обедненных медью и выступающих в качестве непрерывных эффективных анодных участков.

Таким образом, твердый раствор сплава Д16 крайне неустойчив и даже для тонкостенных полуфабрикатов, полученных в производственных условиях, возможно появление МКК.

Если процесс МКК определяется электрохимической гетерогенностью, то в механизме КР электрохимический фактор является лишь составной частью более сложного процесса. Для дисперсионно-твердеющих алюминиевых сплавов, как было показано выше, большое влияние на процесс КР оказывает характер внутризеренной деформации, происходящей в отдельных микрообъемах под действием напряжений, не превосходящих значения предела текучести материала. Это различие и является основной причиной отличия изотермических диаграмм, построенных по изменению сопротивления МКК и КР. При длительных выдержках в диапазоне температур 250-350 °С происходит рост и коагуляция выделившихся θ`- и S`-фаз, что приводит к равномерной деформации по телу зерна и соответственно снижению напряжений на границах зерен. Поэтому, несмотря на значительную электрохимическую гетерогенность, возникающую вследствие образования грубых выделений по границам зерен и в матрице, а также на глубину МКК, превышающую «фоновую», металл вновь приобретает повышенное сопротивление КР.

Сталь 16Д

16Д - Конструкционная низколегированная с медью сталь. Нашла своё применение для изготовления проката, предназначенного для изготовления мостовых конструкций обычного и северного исполнения.

Расшифровка стали марки 16Д

Расшифровка стали 16Д: обозначение этих марок сталей начинается словом «Сталь». Следующие две цифры указывают на среднее содержание углерода в сотых долях процента, цифры 16 обозначают содержание его около 0,16 процента. Буквы после содержания углерода обозначают долю содержания элементов раскисления стали, в нашем случае в процентном содержании до 1% меди.

Поставка 16Д

Листы и полосы

В23

ГОСТ 82-70, ГОСТ 6713-91

Химический состав стали 16Д

Стандарт	C	S	P	Mn	Cr	Si	Ni	Cu	N	As
ГОСТ 6713-91	0.1-0.18	до 0.04	до 0.035	0.4-0.7	до 0.3	0.12-0.25	до 0.3	0.2-0.35	до 0.008	до 0.08

По ГОСТ 6713-91 допускается содержание азота до 0,012 %. В стали, раскисленной алюминием, остаточное содержание кислоторастворимого алюминия должно быть не менее 0,020 %. Допускается применение других раскислителей. В прокате для мостовых конструкций северного исполнения массовая доля серы не должна превышать 0,030 %, фосфора - не более 0,025 %. Допускается изготовление стали электрошлакового переплава. Анализ проката на хром, никель, мышьяк и азот производится по требованию потребителя. В готовом прокате из стали 16Д при массовой доле углерода 0,10-0,12 % допускается повышение массовой доли марганца до 0,80 %.

Температура критических точек 16Д

Критическая точка	Температура
Ac₁	-
Ac₃(Ac_m)	-
Ar₃(Arc_m)	-
Ar₁	-

Механические свойства стали 16Д

5-20

≥235

375-510

≥26

Физические свойства стали 16Д

Технологические свойства стали 16Д

Свариваемость:	Без ограничений
Флокеночувствительность:
Склонность к отпускной хрупкости:

Зарубежные аналоги марки стали 16Д

США	A284Gr.D, A570Gr.33,36, A573Gr.58, A611A, A611Gr.C, K01804, K02001, K02301, K02502, K02601, K02701, K02702
Германия	1.0028, 1.0036, 1.0116, Fe360B, Fe360D1, S235J2G3, S235JRG1, St34-2, St37-3, St37-3G, USt37-2G
Япония	SS330
Франция	A34-2, E24-3, E24-4, S235J0, S235J2G3, S235J2G4, S235JRG1
Англия	1449-3723CR, 3723HR, 4360-40D, CEW2BK, Fe360B, Fe360D1FF, HFS4, HFW4, S235J2G3, S235JRG1
Канада	230G
Евросоюз	Fe37-3FN, Fe37-3FU, Fe37B1, Fe37B1FN, Fe37B1FU, Fe37B3FN, Fe37B3FU, S235J2G3, S235JRG1
Италия	Fe330, Fe360B, Fe360BFU, Fe360C, Fe360CFN, Fe360D, Fe360DFF, Fe37-2, S235J0, S235J2G3, S235J2G4, S235JRG1
Бельгия	FE360B, FED1FF
Испания	AE235B, AE235D, Fe360D1FF, S235J2G3, S235JR, S235JRG1
Китай	A3, Q235A, Q235A-F, Q235A-Z, Q235B, Q235B-F, Q235B-Z
Швеция	1311, 1312, 1313
Болгария	BSt3kp, Ew-08AA, S235J2G3, S235JRG1, WSt3kp
Венгрия	Fe235BFU, Fe235D, S235J2G3, S235JRG1
Польша	St3SX, St3W
Румыния	OL37.4
Чехия	11343, 11373, 11378
Финляндия	RACOLD215S
Австрия	St34RG, St37TK

Сталь 16Д Москва и Московская область

Сталь имеет широкий спектр применения в машиностроении, производственной отрасли, строительстве, судостроении, авиастроении и многих других сферах промышленности. Существует множество марок сталей, большинство из них производятся на заказ, есть марки которые постоянно находятся на складе ввиду регулярного спроса. Компания Ресурс реализует сталь 16Д напрямую от производителя. При постоянном спросе мы готовы предложить взаимовыгодные условия поставки многих марок стали. В том числе и 16Д.

Выгодная цена на марку 16Д определяется минимальной наценкой и отсутствием посредников. Мы несем полную ответственность за поставленный материал и гарантируем качество поставки. Стоимость продукции определяется складскими и логистическими затратами, мы имеем возможность поставки стали напрямую с завода производителя, это дает возможность нашим клиентам вести стабильно свой бизнес.

Купить 16Д, цена в г.Электросталь

Цена на сталь 16Д определяется персонально с каждой организацией, взвешивается потребность и детали сделки, формы оплаты, складирования и логистики. Менеджеры компании Ресурс ведут открытый диалог сопровождая сделку от производства до поставки материала заказчику. Полный контроль дает полную картину заказчику на любом этапе производства и поставки.

Заказ и доставка

Логистика один из основных этапов поставки стали 16Д заказчику. Профессионализм наших менеджеров, работа с ведущими логистическими компаниями России и имея в своем распоряжении свой автопарк, Мы гарантированно в сроки поставляем продукцию в любую точку нашей Родины.

Читайте также: