зарождению зернограничной трещины; К — константа, зависящая от режима термической обработки (отпуска) и металлургической наследственности (прежде всего, загрязненности стали вредными примесями).
Константы сто и К могут быть определены на осно вании оценки аис Для двух структурных состояний ста ли с различной величиной исходного аустенитного зерна.
В отличие от стпс зависимость вязкости интеркристаллитного разрушения от величины зерна исследуе мой стали 45ХН2МФА подчиняется закону петчевского типа (рис. 49,6) и может быть представлена выраже нием
Kic = K0l c + NoD~4 \
Таким образом, в зависимости от реализуемого при испытаниях на Kic микромеханизма распространения трещины необходима дифференциальная оценка крити ческого напряжения развития трещины атс, <тИс или егкс. Уровень трещиностой'кости сплавов, разрушающих ся путем скола, обусловлен уровнем этой важнейшей характеристики. Микроструктурные аспекты повышения критического напряжения развития трещины рассмот рены в обзорной работе Л. И. Тушинского и Л. Б. Ти хомировой [152].
Г л а в а VI
ПУТИ ПОВЫШЕНИЯ ВЯЗКОСТИ РАЗРУШЕНИЯ СТАЛЕЙ
ВЛИЯНИЕ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ТРЕЩИНОСТОИКОСТЬ СТАЛЕЙ
Развитие в течение двух последних десятилетий методов термомеханической обработки стали можно считать важным итогом поисков новых способов повы шения ее конструктивной прочности. Как известно, сущность термомеханической обработки состоит в объе динении в одном технологическом процессе высокотем пературной деформации стали с ее последующим упроч нением при охлаждении, обеспечивающим обычно
мартенситное превращение. Следует выделить два основных вида термомеханической обработки, различа ющихся температурным режимом деформирования аустенита. Если деформированию подлежит аустенит ная фаза при температурах выше порога рекристалли зации, то речь идет о высокотемпературной' термомеха нической обработке (ВТМО), если же ниже, то о низко температурной (НТМО). Детально технологические особенности этих обработок и достигаемые после них свойства изложены в монографиях [153, 154]. Мы огра ничимся лишь кратким освещением результатов, касаю щихся механических свойств, с более детальным рассмотрением потенциальных возможностей этих обра боток как средства повышения трещиностойкости сталей.
В СССР преимущественное развитие получила ВТМО, которая по сравнению с НТМО более универ сальна и технологична (может выполняться практиче ски на всех калящихся сталях, часто с использованием традиционного оборудования для обработки давлением ограниченной мощности). Вместе с тем ВТМО уступает НТМО по достигаемым абсолютным значениям прочно сти, хотя сочетание прочности и пластичности после ВТМО лучше, чем после НТМО.
Многочисленные исследования механических свойств сталей после ВТМО, выполненные преимущественно на гладких образцах, показали1, что прежде всего эта обработка обеспечивает повышение прочности и плас тичности машиностроительных сталей в условиях хрупкого (отрывного) разрушения. В частности, это убедительно демонстрируют результаты испытаний' высокоуглеродистой стали 9ХС на сжатие, кручение и изгиб в зависимости от температуры отпуска. Особенно наглядно это подтверждается испытаниями на кручение высокоуглеродистых сталей, когда по виду излома и по роговому характеру предельного пластического сдвига можно четко установить переход от хрупкого к вязкому разрушению. С повышением жесткости нагружения при механических испытаниях эффективный с точки зрения влияния ВТМО диапазон температур отпуска расши ряется. Для расширения абсолютного диапазона темпе
1 Романив О. И- Некоторые вопросы прочности н механики раз рушения термически и термомеханнчески упрочненных сталей. Авторсф. докт. дне. Львов, 1970.
ратур отпуска, в пределах которого сохраняются струк турные изменения, обеспечивающие после ВТМО прирост свойств, следует использовать весьма жесткие
условия испытаний.
Вывод о преимущественном влиянии ВТМО на хрупкую прочность конструкционных сталей следует также из данных о влиянии ВТМО на прочность и плас тичность однотипных сталей в зависимости от содержа
ния |
в них углерода. Такая зависимость была изучена |
|
на |
углеродистых сталях 30, 40, 45, 60, У8А и УЮ при |
|
кручении и изгибе (отпуск |
100°С) [155]. Повышенная |
|
по |
сравнению с контрольной |
закалкой (КЗ) прочность |
и пластичность сталей после ВТМО наблюдается при высоких содержаниях углерода в области хрупких разрушений. Подобная картина имеет место при испы таниях гладких образцов на растяжение, что подтверж дено исследованиями М. Л. Бернштейна i[T56] на сталях
типа ХГР и К. Мазанца )[157] |
на хромоникельмолибде- |
||
новых сталях. |
|
изложенного |
можно предположить, |
На основании |
|||
что переход |
к |
испытаниям на образцах с трещинами |
|
благодаря |
кардинальному |
увеличению жесткости |
испытаний и росту степени трехосности напряженного состояния позволит расширить диапазон эффективного влияния ВТМО на низкоуглеродистые стали. Рассмот рим известные литературные данные, касающиеся влия ния ВТМО на кратковременную трещиностойкость сталей.
К числу первых работ, в которых было установлено
благоприятное |
влияние ВТМО |
на |
трещиностойкость |
низко- и среднеуглеродистых сталей, |
следует отнести |
||
исследования, |
выполненные |
под |
руководством |
В. С. Ивановой и М. В. Приданцева [158]. Было изу чено влияние ВТМО на вязкость разрушения сталей СтЗ, 14Г2 и 35ГС. Для всех указанных сталей установ лен экстремальный характер зависимости Kic от степе ни обжатия е при ВТМО. С увеличением г, вязкость разрушения вначале возрастает, затем монотонно па дает. Максимальный уровень вязкости, разрушения достигается при е= 33%. Прирост вязкости разрушения имеет место в широком диапазоне температур испыта ний' от комнатной до —196°С. Любопытно, что для ста ли 35ГС, подвергнутой ВТМО и затем обработанной на
отпускную хрупкость (отпуск 500°С, |
24 ч; охлаждение |
с печыо), уровень Ки такой же, как |
и для неохрупчен- |
ной, 122—126 кгс/мм*'*. В то же время для охрупченной закаленной стали /Cic= 111 кгс/мм*'2 Таким образом, устранение в результате высокотемпературной термоме ханической обработки отпускной хрупкости обусловлено, по крайней ’мере, частично улучшением .сопротивления распространению трещины.
Систематический анализ влияния ВТМО на трещиностойкость конструкционных сталей в связи с изме нением в них содержания углерода выполнен в работах под руководством А. П. Гуляева [159] и К. Мазанца [160]. В первом случае объектом исследования были стали типа Х5М2СФ; содержание углерода варьировали
в пределах 0,03—0,7%. |
Выплавку стали |
вели двумя |
способами — открытым |
и вакуумным. |
Сравнивали |
стали в пяти упрочненных состояниях: ВТМО открытой и вакуумной выплавок; НТМО вакуумной выплавки; КЗ открытой и вакуумной выплавок. Для рассматри ваемых вторичнотвердеющих сталей финишной терми ческой операцией был двукратный отпуск при 510°С, 1,5 ч. Вязкость разрушения оценивали по работе рас пространения трещин яр для образцов типа Менаже, которую' определяли методом линейной экстраполяции на нулевой радиус данных, полученных на образцах с различным радиусом надреза. Установлено, что ме талл вакуумной выплавки из чистых шихтовых матери алов имеет более высокую работу распространения трещин, чем металл открытой выплавки. Применение ВТМО в сочетании с вакуумной выплавкой способст вует дальнейшему повышению пластичности и яр. Если в качестве нижней допустимой границы яр принять 3—4 кгс-м/см2, тогда максимальная реализуемая проч ность после ВТМО составляет 240 кгс/мм2 по сравне нию со 180 кгс/мм2 при обычной закалке. Благоприят ное влияние ВТМО было выявлено для сталей с содер жанием углерода не выше 0,4%. Авторы работы ,[159] считают, что применение НТМО, несмотря на сущест венное повышение ав, не обеспечивает повышения яр, при этом рост прочности за счет НТМО равноценен по вышению 0 в за счет увеличения содержания углерода при обычной закалке (на 0,1% С).
В работе Гиспецкой и Мазанца [160] изучали влия ние ВТМО на стали типа ХГСНМ в интервале содер жаний углерода 0,2—0,5% после низкого отпуска при 100 и 200°С в течение 4 ч. Использование образцов значительных размеров позволило оценивать параметр
Kic. Исследование сталей в низкоотпущенном состоянии (отпуск 100 и 200°С) показало, что ВТМО обеспечива ет повышение К\с в значительном диапазоне высоких содержаний углерода, включая 0,5% С (рис. 50). Вместе с тем для стали с самым низким содержанием
Н1с, кгс!мм5/!
Рис. 50. Зависимость между К | с
и о 0 сталей |
типа |
ХГСНМ в ин |
|
тервале значений |
0,25—0,5% |
С |
|
после отпуска их при 200°С: |
за |
||
1 — ВТМО; |
2 — контрольная |
||
калка |
|
|
|
углерода не обнаружено прироста вязкости разрушения по сравнению с полученным в условиях обычной закал ки 'весьма высоким уровнем A’ic=320 кгс/мм3/2. Оценка прироста свойств, выполненная по показателю Q, сви детельствует об увеличении после ВТМО критического размера трещины в два раза. Обширное исследование влияния ВТМО на трещиностойкость хромокремнистых сталей типа С2Х выполнено в работах М. Л. Бернштей на и С. Н. Платовой [34, с. 272—298]. Кроме ар, опре деляли Gia по данным ударных испытаний, а также Kic по результатам статических испытаний цилиндриче ских образцов с острым конструктивным надрезом. Такой разносторонний подход позволил авторам рас сматривать вопрос о характере корреляционных зависи мостей между различными показателями трещиностой-
кости |
высокопрочных сталей, в частности |
между ар |
и Gu. |
Установлено, что термомеханическая |
обработка |
значительно увеличивает ар, причем в наибольшей мере для сталей 20С2Х и 40С2Х (примерно в 2 раза). Для сталей 60С2Х и 80С2Х ар возрастает .несущественно и остается на весьма низком уровне. Переход к стати ческим испытаниям на образцах с кольцевым надрезом позволил обнаружить существенный прирост Ас и для стали 60С2Х (табл. 8). Весьма интересно проследить изменение Кс после ВТМО в условиях значительных последеформационных выдержек. Лишь при увеличении
Т а б л и ц а 8. Механические свойства и вязкость разрушения сталей 40С2Х и 60С2Х после ВТМО и КЗ
Сталь |
tотп’, |
°с |
°0,2 |
6 |
|
|
|
|
% |
кгс/мм |
|||
|
|
кгс/мм2 |
|
|||
|
|
|
|
|||
|
|
|
ВТМО |
|
|
|
40С2Х |
200 |
210 |
180 |
12 |
53 |
250 |
|
300 |
195 |
172 |
12 |
55 |
290 |
|
|
|
КЗ |
|
|
|
|
200 |
200 |
165 |
9 ,5 |
30 |
|
|
300 |
190 |
160 |
10 |
37 |
|
|
|
|
ВТМО |
|
|
|
60С2Х |
300 |
245 |
225 |
8 |
38 |
|
|
425 |
220 |
210 |
10 |
35 |
|
|
500 |
175 |
160 |
1 1 ,5 |
40 |
|
|
|
|
КЗ |
|
|
|
|
300 |
220 |
198 |
5 |
27 |
100 |
|
425 |
205 |
190 |
7 |
30 |
168 |
|
500 |
165 |
148 |
11 |
36 |
205 |
выдержки свыше 60 с |
начинается спад |
параметра |
|||
Кс, хотя его уровень |
сохраняется |
более |
высоким по |
||
сравнению с КЗ вплоть до выдержек т=600 с. |
|||||
Данные о |
влиянии |
ВТМО на |
сопротивление рас |
||
пространению |
трещины |
целесообразно рассматривать |
с позиций эффективности ВТМО при различных меха нических испытаниях сталей. Такой анализ был прове ден нами с использованием испытаний по методике Б. А. Дроздовского [162]. Исследовали изменение ра боты разрушения в результате варьирования степени деформации при ВТМО как для образцов Менаже, так и для образцов с наведенными трещинами усталости. Опыты, проведенные на сталях 40ХС, 60ХС, 9ХС, 20ХНЗА и 37XH3A, показали существование двух типов зависимостей работы разрушения от степени обжатия при обработке — с приростом работы (экстремальная кривая) и без прироста (горизонтальная линия). Уста новлено, что независимо от того, оценивается ли полная работа разрушения образца Менаже или работа, за траченная на распространение трещины, ВТМО обеспе
чивает выигрыш в работе разрушения лишь в том случае, когда температура испытания находится ниже верхнего порога хладноломкости данного типа образ цов. Из этого следует, что при низких температурах может проявляться эффект ВТМО, скрытый при ком натной температуре испытаний.
Прирост вязкости разрушения конструкционных сталей после ВТМО следует рассматривать как резуль тат специфического наследования при мартенситном превращении тонкой структуры аустенита, образующе гося при горячем деформировании. Всесторонний анализ условий такого наследования при ВТМО дан в моногра фии М. Л. Бернштейна [153].
Одним из главных факторов повышения трещиностойкости сталей после ВТМО является образование при обработке развитой полигональной' субструктуры, которая лимитирует размер возникающих при хрупком разрушении трещин гриффитсовского типа и способст вует уменьшению при нагружении дислокационных скоплений у препятствий. Согласно М. Л. Бернштейну, возникающие при полигонизации мало- и среднеугло вые границы представляют собой полупроницаемые препятствия, вблизи которых возможна релаксация пиковых напряжений путем эстафетной передачи дефор мации в соседние объемы, что уменьшает опасность образования хрупкой трещины. Дополнительным факто ром повышения хрупкой прочности сталей является диспергирование мартенсита и карбидной фазы после ВТМО. Повышение механических свой'ств низкоотпущенных сталей после ВТМО связано в значительной мере с устранением зернограничной хрупкости и, сле довательно, может рассматриваться как результат ос лабления при ВТМО приграничных динамических эффектов мартенситного превращения [160] и возник новения специфической зубчатости границ [163]. В отличие от ВТМО доминирующий в упрочнении при НТМО «теплый» наклеп матрицы в субграничных объе мах ведет обычно к снижению сопротивления распро странению трещины конструкционных сталей. Не слу чайно достигаемое в этих условиях упрочнение по характеру влияния на другие свойства аналогично влиянию такого тривиального фактора, как повышение содержания углерода.
В заключение необходимо указать, что одним из последствий термомеханической обработки является
анизотропия трещиностойкости сталей. В наибольшей мере она проявляется после ТМО с интенсивными об жатиями у сталей с низкой чистотой по неметалличе ским включениям. Росту анизотропии способствует также повышенное содержание некоторых легирующих элементов, в частности кремния и марганца. Самый высокий уровень вязкости разрушения достигается при
распространении трещины |
поперек |
волокон |
[162], |
|
самый |
низкий — в случае движения |
трещины |
вдоль |
|
волокон |
по направлениям |
потенциального расслоения |
материала. Рост трещин в указанном неблагоприятном направлении связан с уменьшением работы распрост ранения трещины ниже уровня, достигаемого при КЗ. При конструировании изделий из термомеханически упрочненных сталей необходимо стремиться к макси мальному использованию эффекта анизотропии вязко сти разрушения с учетом вероятного характера распро странения в изделии трещин. Любопытны некоторые отличия в структуре излома, связанные с распростра нением трещины в изотропном и анизотропном мате риалах. Если у изотропных материалов рост работы разрушения после ВТМО проявляется в увеличении в изломе боковых скосов, то у анизотропных повышение работы разрушения сопровождается образованием в из ломе ступенек, параллельных линии концентратора. Такие ступеньки возникают в сжатой зоне образца в ре зультате расслоения материала вдоль волокон. Рас слоения интенсивно тормозят рост главной трещины, фронт которой’ направлен перпендикулярно плоскости расслоения.
Анизотропия трещиностойкости сталей не является неизбежным следствием ТМО и может быть устранена путем поэтапного деформирования 'в различных направ лениях в условиях так называемой термомеханической обработки на изотропный материал [164].
В последние годы, кроме традиционных видов термомехалической обработки, включающих мартенситное превращение, получают развитие новые способы, в ко торых горячая деформация сочетается с последующим превращением диффузионного типа (ВТМИЗО и ВТМДО) [165, 166]. Обширные исследования, про веденные под руководством Л. И. Тушинского, показа ли возможность существенного повышения при таких обработках трещиностойкости эвтектоидной стали.
ДРУГИЕ ПУТИ п о в ы ш е н и я вязкости
РАЗРУШЕНИЯ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ ТЕРМОУПРОЧНЯЕМЫХ СТАЛЕЙ
Наряду с термомеханической обработкой в настоя щее время разрабатываются и другие способы улуч шения вязкости разрушения низколегированных термоупрочняемых сталей.
Отпуск под напряжением. Согласно современным представлениям, развиваемым в работах В. И. Саррака, склонность закаленных сталей' к хрупкому разру шению в значительной степени зависит от уровня внутренних остаточных микронапряжений, возникаю щих при закалке стали. Поэтому для повышения хруп кой прочности представляется целесообразным исполь зование релаксационных обработок, обеспечивающих уменьшение пиковых микронапряжений, прежде всего, на границах исходного аустенитного зерна и еозлс частиц второй фазы. К числу таких обработок следует отнести отпуск под напряжением (ОПН), предложен ный В. И. Сарраком с сотрудниками1. До настоящего времени не производили оценку названной обработки с точки зрения трещиностойкости, ограничиваясь лишь определением характеристик кратковременной прочно сти, главным образом сопротивления малым пластиче ским деформациям.
Нами [167] проведено комплексное исследование влияния ОПН на характеристики кратковременной прочности и вязкости разрушения, а также сопротив ления усталости закаленной стали 50ХН. В соответст вии с рекомендациями работы [168] и на основании характера изменения механических свойств при растя жении был выбран режим ОПН. Закаленную сталь подвергали кратковременному нагреву при воздействии растягивающих напряжений на цилиндрических образцах в диапазоне 0,5—0,8 о0,2- Было установлено, что наи большее повышение сго,2 по сравнению с обычным низким отпуском при той же температуре достигается при ОПН продолжительностью не более 3—5 мин. Как следует из табл. 9, ОПН обеспечивает существенное по вышение сопротивления стали малым пластическим деформациям при сохранении исходного уровня плас-
1 Саррак В. И., Суворова Г. О., Энтин Р. И. Способ обработки стали. А'вт. свид. № 269185. «Открытия, изобрст., пром. образцы, топ знаки», 1970 № 1-5, с. 29.
Т а б л и ц а 9. Влияние отпуска под напряжение^ на механические свойства сталей
Обработка |
°в |
°0,2 |
% |
тв |
то,з |
тпц |
0 . % |
" 2 |
|
2 |
||
|
|
|
|
|
2 |
|
2 |
|||||
|
|
|
кгс/мм2 |
|
|
кгс/мм* |
* |
£ о* |
7 |
2“ |
||
|
|
|
|
|
х |
О |
« |
|||||
Отпуск |
|
при |
177 |
13,7 |
182 |
ПО |
92 |
33,2 |
76 |
76 |
|
|
2Ю0°С |
|
2J9 |
|
|||||||||
ОПН |
при |
рас |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
тягивающей |
на |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
грузке |
(а —- |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
= 0 „8 tTo,2 , |
|
/ = |
203 |
13,3 |
184 |
128 |
123 |
33,1 |
87 |
85 |
|
|
= ( 1 |
мин) |
|
223 |
|
||||||||
ОПН |
при |
кру |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
тящей нагрузке |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
(т^Д го .з, |
t = |
189 |
13,6 |
184 |
135 |
130 |
34,7 |
|
83 |
|
||
= 1; |
мин) |
. |
. 226 |
|
|
тичности. Несмотря на выявленную после ОПН^ анизо
тропик» пределов текучести и пропорциональности, эти |
||||||||||
ipuumu предслии |
|
пазличных видов |
механиче- |
|||||||
характеристики в условии: ргдли |
|
}А |
ь1шаЮтся. |
|||||||
ских испытании (растя^кени<- п |
|
|
по; шшпиицу |
ме |
||||||
В |
соответствии с таким изменением традиционных |
|||||||||
п |
соответствии с таки |
пр |
также |
к повышению |
||||||
ханических свойств |
ОПН |
|
|
б 9). Одновре- |
||||||
вязкости разрушения на |
0 /о ^ |
|
|
|
о п н |
на |
п ре . |
|||
менно установлено благопр»* |
|
|
ется ДОПОЛНИтель- |
|||||||
дел выносливости при изгио * |
РР |
|
|
* 1с и ff i для |
||||||
ньш доказательством хорош |
|
f8I]. |
|
|
|
|||||
|
В сорвете” |
данными работы |
[81] |
заслуживает |
||||||
|
а соответствии с да ктивносхи |
использования |
для |
|||||||
внимания изучение |
эфФЦ |
сталей |
и другИх |
видов |
ре- |
|||||
повышения Кю закалена |
|
числе ,обработки По ре |
||||||||
лаксационных обработок |
|
По-видимому, релакса- |
||||||||
жиму циклической |
трен»** быть |
ИСПОльзованы |
и |
для |
||||||
ционные обработки, |
моГУ |
|
холоднодеформирован- |
|||||||
улучшения вязкости |
Ра3”')алей' |
|
|
|
стали. При- |
|||||
ных и патентированных^ |
- |
|
|
|
||||||
|
Ускоренный отпуск в1варЬирование |
режима |
отпуска |
нимая во внимание, чт°п0М управления вязкостью разявляется важным фактОР ,сследовать влияние ускоренрушения, целесообразно истики трещиностойкости заного отпуска на харак^1 использованию скоростного 'каленных сталей. Работа jX схалей, начатые В. Д. Са-
электроотпуска закаленРь киевской школой металлофиловским и продолжении'6
зиков, показали, что, реализуя высокие скорости наг.рева (от 100 до 10 000°С/с), можно изменить последова тельность протекающих при отпуске процессов, сдвинуть температурные интервалы превращения при отпу ске к более высоким температурам и тем самым суще ственно повысить механические свойства стали. В осно ве метода скоростного отпуска стали лежит эксперимен тально подтвержденная гипотеза о том, что степень очи стки твердого раствора от углерода зависит от температу
ры нагрева и почти не зависит |
от времени |
выдержки |
при ней. При изотермической |
выдержке |
равновесная |
концентрация углерода (для данной температуры) до стигается достаточно быстро и в дальнейшем остается постоянной [169]. Достижение номинальной очистки матрицы от углерода в условиях незавершенности дру гих процессов (рекристаллизации феррита, сфероидизации карбидов), протекающих при данной температуре отпуска, способствует формированию специфического структурного состояния электроотпущенной стали, ко торому соответствуют повышенные механические харак теристики.
Нами была сделана попытка использовать ускорен ный отпуск (скорость нагрева до 25°С/с) закаленной стали 7X3 с целью повышения ее механических свойств, в том числе вязкости разрушения. Сравнительно высо кая скорость нагрева при отпуске позволила добиться сквозного и равномерного прогрева балочных образцов сечением 17X13 мм. Электроотпуск осуществляли на специальной установке путем контактного электрона грева. Время выдержки после достижения образцом за данной температуры отпуска составляло 2—3 с, после чего образец охлаждался масляным душем.
Механические свойства образцов после двухчасового печного и ускоренного отпусков показаны на рис. 51. Ускоренный отпуск во всем исследованном интервале температур способствует повышению прочностных ха рактеристик. Если судить по уровням со,2 и ав, то уско ренный отпуск приводит к сдвигу протекающих при от пуске процессов примерно на 100°С. Характеристика пластичности ф при этом практически не меняется. Из менение Kic носит более сложный характер. С одной стороны, .печной отпуск фиксирует весьма вялое измене ние Kic вплоть до 300°С и довольно резкий рост вязко сти разрушения в диапазоне температур отпуска 400— 500°С. После ускоренного отпуска отсутствует первый
участок слабого изменения Ки, а резкое повышение Ки начинается уже после отпуска при 200°С. Максимальный прирост К и наблюдается в интервале 350—450°С, в ко
тором вязкость разрушения электроотпущенных образ цов на 30% больше, чем
после традиционной |
печ |
|
|
|
|
|
|||||
|
ной обработки. |
|
|
|
|
|
|
|
|||
|
Переходя |
к |
рассмот |
|
|
|
|
|
|||
рению причин улучшения |
|
|
|
|
|
||||||
прочности и вязкости раз |
|
|
|
|
|
||||||
рушения, |
|
необходимо |
|
|
|
|
|
||||
принять во внимание, что |
|
|
|
|
|
||||||
скороди3,, обработка |
су° |
|
|
|
|
|
|||||
щественно |
меняет харак |
|
|
|
|
|
|||||
тер и |
последовательность |
|
|
|
|
|
|||||
протекания |
структурных |
|
|
|
|
|
|||||
1 |
ревращений при отпуск* |
|
|
|
|
|
|||||
J. |
В |
то |
время |
как |
|
|
|
|
|
||
процессы очистки |
решет |
|
|
|
|
|
|||||
ки Феррита |
от углерода |
|
|
|
|
|
|||||
успевают практически за |
|
|
|
|
|
||||||
вершиться |
в промежутке |
|
|
|
|
|
|||||
времени ускоренного на! |
|
Температура отлусла, °С |
|||||||||
грева |
до требуемой тем |
|
|||||||||
пературы отпуска, укруп |
Рис. |
5J. |
Влияние |
ускоренного |
|||||||
нение карбидов и их сфе- |
электроотпуска |
ча |
механические |
||||||||
роидизация |
произойти |
не |
свойства стали 7X3. |
|
|||||||
Светлые |
обозначения — обычный |
||||||||||
успевают. Кроме того |
из- |
отпуск |
продолжительностью 2ч; |
||||||||
n!m H0’ |
ЧТ0 |
УСК0Рен'ный |
черные — ускоренный |
электроот |
|||||||
пуск |
(по приведенной схеме) |
||||||||||
отпуск |
сохраняет |
по сра- |
|
|
|
|
|
||||
вненито |
с печнылуг |
с этиМ/пГ''"'' УР°ВеНЬ напРяжений |
|||||||||
и |
рода. Вероятно |
||||||||||
стание прочности |
f |
|
процессами и связано возра- |
||||||||
соответетиии |
И И УлУчшенне вязкости |
разрушения. В |
Мешковым, ускоренный отн?™ "’ развнваем.ыми Ю‘ Я-
мам, близким к указанньш УСп’ вьшолняемыи по Режи' текания П » ттт указанным, приводит к смещению про
зой м ЛРт |
* |
пРевращений при отпуске. Таким обра- |
У?кооеннп Рптп<Э |
8 пР?те“ нин II превращения в стали, |
|
некие в rm v |
Ущенной при 350°С, обусловливает сохра- |
вие в стялиУКТУРе остат„очного аустенита. Его присутст- 400°С N/гглм ’ 0ТПУи^енн°й в интервале температур 300—
тор повыше<нияРДСсСМаТРИВаТЬ КЭК лополнительный Фак'
з е о н о ° Л ^ ^ Я теРмическ°-я обработка на сверхмелкое Р ■ НесмотРя на парадоксальный вывод о благопри
ского типа с сегментовидной трещиной. Методы оценки /(ic на таких образцах предложены в работе [172].
Цилиндрические образцы диаметром 17,5 мм подвер гали различным видам поверхностной финишной обра ботки: точению, алмазному шлифованию, обкатке ро ликами и фрикционной упрочняющей' обработке (ФРУО). Последний вид обработки, предложенный Ю. И. Бабеем [173], заключается в специальном фрик ционном выглаживании поверхности, сопровождающем ся возникновением специфических нетравящихся «белых слоев». Уровень остаточных сжимающих напряжений в поверхностных слоях, определяемых методом стравли вания, приведен для каждой обработки в табл. 10.
Т а б л и ц а 10. Влияние остаточных напряжений на вязкость разрушения стали 40Х
Вид поверхностной обработки |
о |
т |
кгс/мм V* |
||
|
|
||||
|
|
|
кгс/мм2 |
||
|
|
|
|
||
Исходные |
образцы |
|
0 |
0 |
140 |
Алмазная |
шлифовка |
|
—80 |
0 |
148 |
Электрокорундовая шлифовка |
52 |
0 |
135 |
||
Обкатка роликами |
|
- 9 0 |
15 |
Ц61 |
|
Специальное точение |
обра |
— 160 |
54 |
184, |
|
Фрикционно-упрочияющая |
-142 |
0 |
1,72 |
||
ботка . . . . |
обра |
||||
Фрикционно-упрочияющая |
— 170 |
7 |
■192 |
||
ботка + |
обкатка |
|
После обработки на каждом образце наносили сег ментовидный острый надрез, в устье которого цикличе ской тренировкой образца при -плоском изгибе наращи вали усталостную трещину. Таким образом, несмотря на наличие сегментовидного надреза, в остающейся ненадрезанной части круглого сечения сохранялась самоуравновешенная система остаточных осевых напряжений.
Испытания образцов на изгиб показали, что, не смотря на неоднородность поверхностно упрочненного слоя и сердцевины образцов, диаграммы разрушения отвечали требованиям, которые предъявляются при
оценке |
вязкости разрушения в условиях плоской дефор |
||
мации, |
а излом в целом имел отрывной характер. Это |
||
позволило вести по диаграммам разрушения |
расчет ус |
||
редненных значений |
аналогично оценке |
трещино |
Марганцем или молибденом. В частности, разработаны экономнолегированные мартенситно-стареющие стали с содержанием не более 12% Ni, упрочняемые при ста рении введением меди или молибдена [174]. Как пра вило, механические свойства таких сталей не превыша ют свойств обычных высокопрочных сталей (например, низкоотпущенной 45ХНМФА), а надежные данные об их трещиностойкости отсутствуют. Мы рассмотрим наи более распространенные и лучше всего изученные ста ли, содержащие 18% Ni.
Мартенситно-стареющие стали с 18% Ni подразде ляются на три класса в соответствии с достигаемым уровнем прочности (140, 175 и 210 кгс/мм2). При этом необходимый уровень прочности обеспечивается глав ным образом изменением в стали содержания титана и молибдена. Стали первого класса практического рас пространения не получили из-за низкого уровня проч ности. Типичным представителем высокопрочной мар- тенситно-стареющей стали третьего класса является сталь Н18К2М5. Разработаны также стали с содержа нием 20 и 25% Ni без кобальта и молибдена. Диспер сионное упрочнение этих сталей определяется легирова нием их титаном, алюминием и ниобием. Несмотря на столь высокое содержание никеля, вязкость у этих ста лей невысокая, поэтому широкого распространения они не получили.
Недосягаемое в традиционных сплавах сочетание •прочности и трещиностойкости у мартенситно-старею- щих сталей реализуется в случае использования их при термической обработке весьма эффективных механиз мов упрочнения. Термическая обработка МСС заключа ется в закалке и последующем старении, которое осу ществляется обычно при выдержке в интервале темпе ратур 400—550°С.
Первоначальный акт упрочнения мартенситно-старе- ющих сталей при их термической обработке определя ется мартенситным превращением при закалке, когда на базе пересыщенного твердого раствора легирующих элементов в железе образуется высокопластичная и достаточно прочная матрица. Необходимо отметить ха рактерную особенность мартенситного превращения в выооконикелевых безуглеродистых сталях. Если в обыч ных конструкционных сталях высокопрочное состояние достигается благодаря образованию пересыщенного твердого раствора внедрения углерода в решетку желе-
|
|
|
|
|
|
Содержание |
|
Сталь |
С |
Мп |
Р |
S |
S1 |
N1 |
Сг |
|
|||||||
Н 18К8М З |
* 3 0 ,0 3 |
^ 0 , 1 |
< 0 , 0 1 |
< 0 , 0 1 |
< 0 , 1 |
17— 19 |
— |
Н 18К7М 5 |
* 3 0 ,0 3 |
* 3 0 ,1 |
< 0 , 0 1 |
< 0 , 0 1 |
< 0 , 1 |
17— 19 |
|
Н 18К 9М 5 |
* 3 0 ,0 3 |
* 3 0 ,1 |
< 0 ,0 1 |
< 0 , 0 1 |
< 0 , 1 |
17— 19 |
— |
D6AC |
0 ,4 5 |
0 ,6 9 |
0 ,0 0 8 |
0 ,0 0 6 |
0 ,2 6 0 ,5 5 |
1 ,4 9 |
|
Н И |
0 ,4 3 |
0 ,2 5 |
0 ,0 1 |
0 ,0 0 7 |
0 ,9 6 |
— |
5 ,1 2 |
A ISI4340 |
• 0 ,4 0 |
0 ,7 0 |
— |
— |
0 ,2 5 1 ,8 0 |
0 ,8 0 |
|
40Х |
0 ,4 0 |
0 ,6 8 |
0 ,0 1 |
0 ,0 1 |
— |
— |
0 ,9 8 |
Н 50 |
0 ,3 7 |
0 ,6 2 |
0 ,0 0 8 |
0 ,0 0 3 |
1 ,0 8 |
— |
5 ,0 3 j |
за (мартенсит внедрения), то в мартенситно-стареющих сталях ограниченная растворимость легирующих эле ментов ведет к формированию пересыщенного твердого
раствора элементов замещения |
в низкотемпературных |
||
а- и е,-модификациях железа |
(мартенсит |
замещения |
|
[174] |
). Механические свойства |
мартенсита |
замещения |
могут |
быть весьма различны и. зависят от характера |
легирования. В результате закалки в мартенситно-ста реющих сталях образуется тонкая структура с малым размером фрагментов, областей когерентного рассеива ния и с высокой плотностью дислокаций (вплоть до 10“ см-1).
Наибольший вклад в упрочнение мартенситно-старе ющих сталей вносит старение мартенсита. Известно [175] , что мартенсит замещения характеризуется по вышенной чувствительностью к степени пересыщения твердого раствора, обусловливающей высокую интенсив ность процессов его старения при отпуске. Фазовый со став выделений, образующихся при старении, опреде ляется характером легирования сталей. К числу важ нейших выделений в МСС следует отнести NieTi, Ni3Mo, NiTi и другие соединения. По-видимому, начальное об разование сегрегаций, когерентно связанных с матри цей, определяется узлами дислокационной сетки или концентрационной неоднозначностью. Режим старения мартенситно-стареющих сталей является важнейшим фактором, влияющим на их механические свойства. Он зависит как от температуры, так и продолжительности старения. Повышение температуры старения и увеличе ние его продолжительности сопровождаются первона-
элементов, % |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
а0 ,2 ’ |
К 1С |
V |
Мо |
Т1 |
AI |
Со |
кге/мм2 |
3/ |
кге/мм |
||||||
|
3 , 0 - 3 , 5 |
0„|1,5— 0,;2|5 |
0,г0;>— 0,1 i5t |
8 - 9 |
141 |
350— 560 |
— 4 , 6 - 5 , 1 |
0,У3— 0,;5 |
0,j05— OtlO|7 |
7— 8 ,5 |
176 |
316— 525 |
|
— |
4 ,7 — 5 ,2 |
Q..5— 0,7 |
0|,0|5— 0„ 15 |
8 ,5 — 9 ,5 |
211 |
280— 450 |
0 ,0 8 |
1 ,0 8 |
_ |
_ |
— |
141 |
280— 316 |
0 ,5 7 |
1 ,3 3 |
_ |
— |
183 |
2 1 0 - 2 3 0 |
|
— |
0 ,2 5 |
_ |
_ |
— |
183 |
190— 210 |
— |
— |
_ |
_ |
— |
166 |
130 |
1 ,12 |
1 ,4 0 |
— |
— |
— |
160 |
105 |
чально ростом предела текучести и падением вязкости разрушения. Однако при правильном выборе режима старения, несмотря на уменьшение пластических свойств, может быть обеспечено весьма благоприятное сочетание 00,2 и Kic- В качестве примера укажем на мар-
тенситно-стареющую сталь с 8% Ni и 4% Мо |
[175], |
|
для которой в результате старения в течение 1 |
ч |
при |
475°С была достигнута максимальная прочность. |
|
дис |
При этом в структуре сплава были замечены |
персные выделения второй фазы диаметром 40—50 А. Дальнейшее увеличение выдержки привело к перестариванию стали, которое выразилось в нарушении коге рентности частиц, их коагуляции и в итоге в падении прочности. Необходимо отметить, что вариация режи мов старения (температура, выдержка) является дейст венным средством управления механическими свойст вами, в том числе параметром Kic, значения которого
для мартенситно-стареющих сталей' могут колебаться в широких пределах.
Представление об уровнях прочности и вязкости разрушения, которые могут быть реализованы в МСС и аналогичных им по степени упрочнения углеродсодер
жащих конструкционных сталях, можно получить из данных табл. 11.
Кроме легирования и старения, известны и другие способы воздействия на механические характеристики мартенситно-стареющих сталей. В работе [176], прини мая во внимание распространенное мнение о благопри ятном влиянии измельчения зерна на прочность сталей, изменяли величину зерна мартенситно-стареющей стали
варьированием температуры аустенитизации от 800 до 1200°С. При этом удалось получить структуры, в кото
рых средний размер аустенитного зерна различался |
в |
|
25 раз (соответственно 20 и 500 мкм). |
Известно, |
что |
увеличение размера аустенитного зерна снижает ф |
и |
|
а1Ъ в то время как вязкость разрушения |
Kic практиче |
|
ски нечувствительна к величине зерна. Поскольку |
при |
|
испытаниях образцов с трещинами реализовался вяз |
кий (чашечный) микромеханизм распространения тре щины, характерный для материалов с предельно высоким уровнем вязкости разрушения, то отсутствие кор реляционной связи между трещиностойкостью и разме ром зерна не является неожиданным.
МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ АУСТЕНИТНЫЕ СТАЛИ
Метастабильные аустенитные стали (MAC), именуе мые часто трип-сталями, представляют собой новый класс конструкционных сталей с уникальным, недости жимым для других материалов сочетанием прочности и вязкости. Эти сплавы можно рассматривать как итог реализации структурных принципов механики разруше ния при создании новых конструкционных сплавов. В основе механических эффектов мартенситно-стареющих сталей лежит их способность упрочняться в результа те мартенситного превращения, протекающего в процес
се пластической деформации аустенита. |
|
мар |
|||
Впервые идея использования для упрочнения |
|||||
тенситного |
превращения, |
протекающего при |
деформа |
||
ции, была |
осуществлена |
более |
пятидесяти лет |
назад |
|
Р. Гадфилдом при разработке |
высокоуглеродистых и |
||||
высокомарганцовистых сталей, |
упрочняемых |
перекри |
|||
сталлизацией’, инициируемой |
пластической |
деформа |
цией. Впоследствии мартенситное у-нх-превращение при пластической деформации аустенитных сталей изуча лось в связи с разработкой новых высокомарганцови стых и нержавеющих сталей в работах 1['177, 178].
Необходимо отметить, что в большинстве упомяну тых работ речь шла о наведенном мартенситным пре вращением упрочнении, сопровождающемся существен ным падением пластичности и вязкости. Было показано [1179], что в мартенситно-стареющих сталях подбором химического состава и режима предварительной де формационной обработки может быть обеспечено одно
временное повышение прочности и пластичности. Это достигается в результате увеличения в процессе пласти ческой деформации под воздействием мартенситного превращения скорости деформационного упрочнения. Первоначально в упомянутых работах речь шла о ста лях невысокой прочности. Впоследствии Зекеем и Пар кером1 был запатентирован новый класс сталей' повы шенной прочности и пластичности, которые и представ ляют основную группу трип-сталей.
Сочетание высоких значений прочности и пластич ности в этих сталях достигается путем тщательного под бора химического состава и режима низкотемператур ной термомеханической обработки. Химический состав сталей должен быть подобран так, чтобы после гомоге низирующей аустенитизации при 980—1200°С и после дующего охлаждения сталь находилась в аустенитном
состоянии, т. |
е. точка Ми — температура начала мар |
тенситного |
превращения — лежала ниже комнатной |
температуры. Этому требованию должна удовлетворять и точка Мд — температура начала мартенситного пре вращения при деформации. Согласно Зекею и Паркеру, такие условия выполняются при комплексном легиро вании стали нижеперечисленными элементами в сле дующих пределах: 0,2—0,5% С; 8—14% Сг; 8—32% Ni; 0,5—2,5% Мп; 2,0—6,0% Мо; до 2,0% Si.
В табл. 12 приведены типичные составы MAC, свой ства которых будут рассмотрены ниже. Низкотемпера турная термомеханическая обработка, а также теплая деформация MAC проводится при температурах, не пре вышающих температуры рекристаллизации со степенями обжатия не ниже 10%. НТМО обеспечивает предва рительное упрочнение MAC благодаря деформационно му упрочнению и последующему деформационному ста рению. Деформационное старение связано с выделени ем карбидов, приводящим к обеднению матрицы кар бидообразующими элементами и, как следствие, к су щественному повышению Мд выше комнатной' темпера туры. При механических испытаниях такой стали на растяжение после указанной обработки под действием пластической деформации в потенциальной области возникновения шейки происходит фазовая у-«х-перег кристаллизация с образованием мартенсита деформации.
* зекей В„ Паркер И. Пат. (США), № 3488231, 1970.
Т а б л и ц а 1,2. Химический состав метастабильных аустенитных сталей, %
Условное обозначение стали
С Сг N1 Мо Мп SI
Условное обозначение стали
С Сг Ni Мо Мп Si
1 |
0,31 |
8,9 |
8,3 |
3,8 |
2,02 |
1,92 |
5 |
0,6 |
9,0 |
8,0 |
3,7 |
2,0 |
2,0 |
2 |
0,23 |
Ю,1 |
22,0 |
4,0 |
1,48 |
— |
6 |
0,25 |
8,8 |
8,3 |
2,1 |
||
3 |
0,26 |
8,8 |
5,5 |
2,0 |
1,7 |
7 |
0,20 |
13,5 |
9,0 |
3,0 |
2,0 |
1 , 0 |
|
4 |
0,20 |
13,5 |
8,8 |
2,9 |
2,0 |
2,0 |
|
|
|
|
|
|
|
Это локально упрочняет данную область и препят ствует дальнейшему сосредоточению в ней дефор мации. Таким образом вовлекаются в пластическую де формацию и затем упрочняются соседние участки материала. Указанный ход процесса упрочнения в MAC обеспечивает реализацию при разрушении высоких уровней прочности и пластичности. Кроме химического состава, для полной реализации трип-эффектов важное значение имеет выбор режимов и способа теплой де формации.
Рассмотрим вкратце |
потенциальные |
возможности |
|||||
MAC с точки зрения традиционных механических |
|||||||
свойств, которые были изучены в первую |
очередь. |
В |
|||||
отличие от данных работы [185] по исследованию MAC |
|||||||
с низким уровнем прочности (со,2 |
^ 1 0 0 |
кгс/мм2) |
и осо |
||||
бо высокой |
пластичностью (6 5 = 7 |
0 %) |
в исследовании |
||||
Зекея J[il'80] |
на сталях |
составов |
1 и 2 |
|
(см. табл. |
12) |
|
указывается |
на возможность получения |
после |
теплой |
||||
прокатки сто,2 более 2 0 0 |
кгс/мм2 при удлинении 65 |
более |
25%. Такое феноменальное сочетание прочности и пла стичности недостижимо на традиционных конструкци онных умереннолегированных сталях и даже превосхо дит возможности безуглеродистых мартенситно-старею- щих сталей.
Оценки механических свойств трип-сталей при рас тяжении дают основание надеяться на получение высо ких показателей их сопротивления распространению трещины, когда пластическая деформация протекает в условиях сложного трехосного напряженного состояния. Уже первые оценки вязкости разрушения, хотя и вы
полненные на образцах недостаточно представительных размеров, позволили констатировать, что рассматривае мые метастабильные аустенитные стали характеризу ются, кроме высокой прочности, исключительно высо ким уровнем сопротивления распространению трещины.
По приближенным оценкам на листовых образцах с односторонней трещиной для сталей типа 3 и 4 (см. табл. 12) вязкость разрушения может достигать 1000 кгс/мм3/2. При этом было установлено существен ное падение вязкости разрушения по мере роста скоро сти испытаний. Полагают, что увеличение скорости на гружения замедляет отвод тепла из активированного деформацией района у-мх-превращения, вследствие че го могут подавляться процессы образования мартенси та. При этом весьма неожиданным оказалось влияние скорости нагружения на характер излома образцов, ис пытанных на вязкость разрушения. С увеличением ско рости испытаний макроизлом менялся от плоского от рывного к срезному. Это является косвенным доказа тельством подавления процессов мартенситного превра щения при высокоскоростном разрушении MAC.
Были сделаны попытки [180] определить Kic тех же сталей на образцах толщиной 12,7 мм. Даже в услови ях низкотемпературных испытаний (—196°С) при ао,2=162 кгс/мм2 значения параметра Kic сохранялись на. уровне 500 кгс/мм3/2. Эти оценки не могут быть при няты безоговорочно, поскольку при указанных испыта ниях зона пластической деформации охватывала около 7з толщины образцов, поэтому определение величины Kic было весьма приближенным. В соответствии с реко мендациями ASTM в данном случае толщина образца должна была быть не менее 25 мм.
Наиболее полное исследование вязкости разрушения трип-сталей было выполнено Антоловичем [86], кото рый изучал сталь с повышенным содержанием углерода (0,6% С, сталь типа (5, см. табл. 12). Автором была выбрана оригинальная методика оценки вклада трипэффекта в вязкость разрушения указанной стали. На образцах толщиной 12,7 мм проведена оценка Kic в двух температурных интервалах — выше и ниже 0°С (рис. 52). В то время как при испытаниях в низкотем пературном интервале образуется мартенсит деформа ции, при температурах, превышающих 0°С, наблюдалась деформация аустенита. Экстраполяция правого участ ка кривой Kic на рис. 52 к 0°С дала возможность оце-
Klc,№/t1t13k
Рис. 52. Температурная зависи мость вязкости разрушения трипстали, деформированной на 75% при 400°С:
1 — при испытании образуется мар тенсит деформации; 2 — мартенсит деформации не образуется
Температ ура испытания, °С
нить вклад трип-эффекта в вязкост^ разрушения метастабильной аустенитной стали. Разница между значе ниями Ki* полученными при наличии мартенситного превращения, и экстраполированными значениями вяз-*
кости разрушения аустенита A |
, составляет |
200 кгс/мм3/2, или 60% от общей |
величины Kic- Автор |
связывает столь значительный уровень &К\ГЖ с энер гией деформации, необходимой, для образования в устье трещины мартенсита.
Результаты микроструктурного анализа метастабильной аустенитной стали в устье продвинутой’ трещи ны на образцах, предназначенных для оценки вязкости разрушения, подтверждают значительный вклад мар тенситного превращения в прирост сопротивления рас пространению трещины. Установлено, что в соответст вии с представлениями механики упруго-пластического разрушения в устье трещины образуется зона, декори рованная мартенситными иглами. В соответствии с об щепринятыми представлениями об изменении формы и размера зоны пластической деформации зона мартен ситного превращения меняет конфигурацию по мере пе рехода от внутренних к наружным слоям образца. Вме сте с тем мартенситная зона немногим меньше полной зоны пластической деформации. Сравнительный анализ микроструктуры образцов, выполненный после испы таний на растяжение и на вязкость разрушения, пока зывает, что трехосное напряженное состояние уменьша ет размеры мартенситной зоны.
КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИИТОГИ И ПЕРСПЕКТИВЫ
Проведенный анализ свидетельствует о том, что вяз кость разрушения, эта важнейшая характеристика кон
структ-ивной .прочности, может изменяться в весьма ши роких пределах в зависимости от состава стали, спосо бов металлургического передела и последующих термической и других видов упрочняющих обработок. Для сталей диапазон реализуемых значений' параметра Kic находится 'в пределах >50—600 кге/мм3/2. Падение вяз кости разрушения до уровня указанной нижней границы имеет место у высокоуглеродистых низкоотпущенных сталей при oo,2=200-f-260 кге/мм2. Верхние уровни зна чений этого диапазона достижимы только для двух новых классов конструкционных сплавов —мартенситно- стареющих и метастабильных аустенитных сталей. Весь ма любопытно, что такие рекордные уровни Kic обеспе чиваются В высокопрочном СОСТОЯНИИ при (70,2— 120-^ 4-180 кге/мм2. Что касается низкопрочных низкоуглеро дистых сталей, которые зарекомендовали себя как тра диционные высоковязкие материалы, то их возможности
ограничиваются уровнем |
/<ic=350 кгс/мм3/2 при 0 0 ,2 = |
= 50 кге/мм2. |
металлургическим фактором |
Поскольку основным |
упрочнения низко- и умереннолегированных сталей при нято считать содержание углерода, на рис. 53 представ
лены |
соответствующие |
зависимости, характеризующие |
|
диапазон и верхнюю |
границу достигаемых |
значений |
|
Кю |
в состоянии низкого (100—200°С) и |
высокого |
(400—500°С) отпусков. Эти зависимости построены на основании имеющихся наиболее характерных и доста точно достоверных литературных данных без учета ха рактера легирования сталей, выплавленных без ис пользования специальных способов рафинирования.
Повышение содержания углерода обусловливает резкое снижение К\с для сталей с мартенситной струк турой. В то же время высокий отпуск существенно уве личивает /Стс средне- и высокоуглеродистых сталей. Та ким образом, для обеспечения надлежащего уровня вяз кости разрушения сталей с повышенным содержанием углерода вполне оправданной является тенденция к использованию при их термической обработке высокого отпуска или улучшения. В ряде же случаев применять высокоотпущенные стали недопустимо из-за необходи мости обеспечения высокого уровня прочности и твер дости. Вероятно, целесообразно раздельно проводить анализ повышения вязкости разрушения низкоотпущен ных и высокоотпущенных сталей еще и потому, что распространение трещины в низко- и высокоотпущен-
ных сталях происходит по различным микромеханиз мам, при реализации которых становятся решающими различные структурные факторы упрочнения, г Рассмотрим с указанных позиций низкоотпущенные
высокопрочные стали. Для тех случаев, когда, кроме высокой прочности (соответственно и твердости), не обходимо обеспечить предельно высокий уровень вяз кости разрушения умереннолегированных сталей, пре жде всего приобретает важное значение правильный' вы бор содержания углерода. В диапазоне содержания 0,4—0,6% С наблюдается резкий спад К\с после закал ки, что связано в первую очередь с образованием двой никованного мартенсита. К другим структурным факто рам, способствующим снижению вязкости разрушения низкоотпущенных сталей, следует отнести наличие в структуре ферритных включений, а также верхнего бейнита. Влияние остаточного аустенита на вязкость раз рушения неоднозначно и зависит от его количества и распределения в микроструктуре стали. Существенное влияние на проявление названных факторов оказывает
.характер легирования сталей.
К наиболее эффективным способам улучшения меха нических свойств низкоотпущенных сталей, включая вязкость разрушения, следует отнести ВТМО и обра ботку на сверхмелкое зерно (СМ3). Согласно литера турным данным, рис. 53,я иллюстрирует некоторые воз можности названных обработок, применительно к низ-
коотпущенным сталям. Действенным средством повы шения Kic высокопрочного мартенсита оказалась закал ка с перегрева, которая позволяет для низкоотпущенных сталей приблизить значения указанного параметра до уровня, характерного для высокоотпущенных ста лей. Вместе с тем ввиду общеизвестного ухудшения других показателей конструктивной прочности такую обработку рекомендовать для практики нецелесооб разно.
В определенной мере вязкость разрушения низкоотпущенных сталей зависит от чистоты по примесям и, следовательно, состава по неметаллическим включени ям. Некоторое снижение Kjc умереннолегированных низ коотпущенных сталей может быть обусловлено также наличием нерастворенных при закалке карбидов.
Для низкоотпущенных сталей распространение тре щины в условиях плоскодеформирова-нного состояния обычно связано с межзеренным разрушением. При этом дополнительным фактором зернограничной хрупкости могут являться рабочие среды, обусловливающие выде ление и проникновение водорода по границам исходного аустенитного зерна. Микромеханизм распространения трещины во всех случаях, и особенно для низкоотпу щенных сталей, отражает влияние на вязкость разру шения структурных и металлургических факторов. Пе реход от зернограничного распространения трещины к квазискольному, и тем более микровязкому, является показателем благоприятного воздействиях таких факто ров на вязкость разрушения низкоотпущенных сталей.
Термически упрочненные (высокоотпущенные и улуч шенные) легированные стали являются наиболее рас пространенной категорией конструкционных сплавов с высоким уровнем трещиностойкости. Для таких ста лей в широком диапазоне содержаний углерода — от
низких до высоких — обеспечивается уровень Kjc не ни же 190 кгс/мм3/2 (рИС# 53,б).
Что касается верхнего предела значений Kic, кото рый может быть обеспечен благодаря рациональному подбору состава и режимов термической обработки, то для ниакоуглеродистых сталей существенного прироста по сравнению с низким отпуском не наблюдается. В то же время вязкость разрушения стали с содержанием 0,35—0,55% С может быть существенно улучшена пу тем надлежащей ^чистки от вредных примесей. Обеспе чение высокой чистоты по неметаллическим включени
ям, а также диспаргизация карбидной фазы являются важными условиями повышения вязкости разрушения высокоотпущенных сталей, для которых распростране ние трещины происходит заведомо по микромеханизму образования и коалесценции пустот в окрестности ча стиц второй фазы. Что касается высокоуглеродистых сталей (с содержанием углерода более 0,7%), то для них .независимо от чистоты и характера легирования значения Kic выше 220 кгс/мм3/2 практически не дости гаются. Для таких сталей представляются перспектив ными развиваемые в последнее время новые способы диапергизации и субструктурного упрочнения пластин чатого перлита [99, 161].
Подводя итог анализу влияния различных металлур гических и структурных факторов на кратковременную
трещиностойкость |
конструкционных |
сталей, |
рассмот |
|
рим сводную диаграмму их конструктивной |
прочности |
|||
/C ic—оо,2 дЛя комнатной |
температуры |
испытаний |
||
(рис. 54). |
вытянутая |
вдоль |
обеих осей полоса |
|
Центральная, |
гиперболического типа характеризует достижимые со четания Kic и сгод в термоупрочненных сталях со сред ним и повышенным содержанием углерода. Значитель
ная ширина |
полосы свидетельствует о |
существенном |
|
влиянии на |
показатели конструктивной |
прочности |
со |
става сталей |
по легирующим элементам |
и примесям, |
а |
также способа термической обработки. Резкое измене
ние направления полосы с выходом |
на крутой, почти |
||
вертикальный |
участок |
при ао,2 < 1 4 0 |
кгс/мм2 связано с |
реализацией |
вязкого |
микромеханизма распространения |
трещины. В то же время нижнее «крыло» полосы в об ласти ао,2>160 кгс/мм2 соответствует интерскольному и квазискольному механизмам.
Примыкающая к центральной полосе слева область в верхней части диаграммы отражает возможности низ коуглеродистых сталей. Местоположение этой области свидетельствует о том, что при определенных значениях вязкости разрушения среднеуглеродистые легированные стали имеют определенные преимущества перед низко углеродистыми, обеспечивая более благоприятное соче тание Kic м (То,2 -
На рис. '54 отдельные области иллюстрируют воздей ствие на показатели 'конструктивной прочности ВТМО и обработки на сверхмелкое зерно. Из диаграммы следует, что .в ряде случаев, когда стоимость материала изделия
54. Обобщенная диаграмма коп- |
|
|||||
'уктивной |
прочности коиструкциоч- |
К1с, кгс/мм 3/2 |
||||
к сталей |
|
|
|
|
|
|
имеет определяющее |
зна- |
|
||||
чение, |
|
для |
о'беспечения |
|
||
высокой |
|
трещиностой- |
|
|||
кости |
|
предпочтительно |
|
|||
использовать ТМО и СМ3 |
|
|||||
традиционных легирован |
|
|||||
ных сталей |
вместо |
мар- |
|
|||
тенситно-стареющих. |
|
|
||||
Одна ко последние име |
|
|||||
ют непревзойденный уро |
|
|||||
вень вязкости разрушения |
|
|||||
в условиях высокой проч |
|
|||||
ности материала изделий. |
|
|||||
Чистота |
Н° неметалличе |
|
||||
ским |
включениям |
имеет |
|
|||
важное значение |
для уг- |
бйг, т т г |
||||
леродсодержащих сталей, |
||||||
обработанных на средний |
|
уровень прочности. В то же время в отличие от высоко прочных сталей, обработанных на мартенсит, чистота становится важнейшим фактором повышения вязкости разрушений мартенситно-стареющих и трип-сталей.
На основании анализа диаграммы, представленной на рис. 54, хочется еще раз подчеркнуть общее эмпири ческое праИИЛ0> которое определяет рациональность ис пользований тех или иных структурных и металлурги ческих фаНтоРов повышения вязкости разрушения вы сокопрочных сталей: для достижения максимального уровня К\с Иелес°образно воздействие таких факторов, которые ирй испытаниях на Kjc способствуют переходу
низкоэнерг0емких способов распространения трещины путем скол*1 к распространению трещины по вязкому
микоомеха0измУСамо собой разумеется, что в области микоовязкИ* разрушений необходима своя широкая грааиия изло^ов п0 характеру рельефа, отвечающих ши-
д ц |
„ „„^пазону значений |
Kic, реализуемых в рамках |
этогсГ мщщРмех3иизма (от |
150 и до 500 кт ф иЩ . |
|
В закчю ение «^сообразно с рассматриваемых по- |
||
» |
СОпо^тавить конструкционные стали с перспектив- |
ЗИЦИР сппаРами’ пРежде всего титановыми и алюминиеными ^а^нализа литературных данных по титановым
Рнс. 55. Трещиностойкость металлических материалов:
/ — конструкционные стали; 2 — титановые сплавы; 3 — алюминиевые сплавы
оплавам, вьшолненного Б. А. Колачевым и др. [19], а также из обзоров по алюминиевым сплавам [9, 18], на рис. 55 представлены возможности трех названных ти пов сплавов.
Технический титан характеризуется высокой вязко стью разрушения. Однако из-за низкой прочности по сочетанию достигаемых значений Kic и оъд он не имеет примуществ перед низкоуглеродистыми сталями. Что же касается высокопрочных титановых сплавов (<тв=120-г- 4 - 2 0 0 кгс/мм2), то они по уровню вязкости разрушения сравнимы с аналогичными по прочности углеродсодер жащими сталями.
Преимущества новых мартенситно-стареющих и трипсталей в этом смысле очевидны.
Алюминиевые сплавы с позиций принятой’ для ста лей градации следует отнести к категории низкопрочных сплавов. Соответствующая им на рис. 55,а область свидетельствует о неблагоприятном по сравнению со сталями сочетании Kic и сго.2- Весьма любопытно, что столь низкие уровни Kic, не превышающие 120 мгс/мм3/2, реализуются в условиях распространения трещин по вязкому микромеханизму. В этом проявляется специфи ка дисперсионного упрочнения алюминиевых сплавов, являющегося основным фактором уменьшения их вяз кости разрушения ло мере роста прочности при старе нии [ 18],
Вместе с тем определенные преимущества алюмини евых и титановых сплавов становятся очевидными, ког да для работы конструкции приобретает значение трещиностойкость, отнесенная к удельной прочности a0,z/q, где q — плотность сплава. Как следует из рис. 55,6, размер критического дефекта при высоких уровнях удельной прочности наибольший для титановых спла вов. В области низкой прочности с этой точки зрения стали уступают алюминиевым сплавам. Важным преи муществом алюминиевых и титановых a -сплавов явля ется их нечувствительность к температуре испытаний [43], что определяет перспективу их использования как хладостойких конструкционных сплавов. Должна быть отмечена также высокая коррозионная стойкость тита новых сплавов, которая имеет особое значение на ста дии образования в изделиях трещиновидных дефектов. Изделия из титановых сплавов с готовыми трещино видными дефектами с точки зрения коррозионного ра стрескивания существенных преимуществ по сравнению со сталями не имеют и уступают сталям по скорости роста усталостных трещин.
Из представленных данных следует, что вязкость разрушения, выраженная параметром Kic, характеризу ется высокой' чувствительностью к структурно-металлур гическим факторам и должна повсеместно использовать ся как количественная мера трещиностойкости металлов и сплавов. Использование этого параметра в качестве одной из основных характеристик механических свойств дает возможность эффективно вести разработку спла вов с высоким сопротивлением хрупкому разрушению, а также рационально выбирать режимы их термической и других видов упрочняющих обработок.
Вязкость разрушения вместе с пределом текучести определяет несущую способность сплавов по величине критического дефекта, который может рассматриваться как своего рода страховочная константа материала. В свою очередь знание критического дефекта как функ ции состава сплава и его термической обработки дает возможность вести конструирование изделий, не прибе гая к их предварительным натурным испытаниям. Тес ная корреляционная связь Къ~ с характеристиками суб
критического роста дефектов подчеркивает универсаль ное значение этой характеристики трещиностойкости и для материалов, несущая способность которых опреде ляется вероятными процессами субкритического разви тия трещины.
Вязкость разрушения является несомненно опреде ляющим показателем сопротивления хрупкому разру шению высокопрочных сталей. Вместе с тем в силу спе цифики процессов хрупкого разрушения пластичных сталей низкой’ и средней прочности, а также значи тельных, пока непреодолимых методических трудностей, с которыми сопряжена оценка их вязкости разрушения, переходные температуры хрупкости, оснрванные на из мерении ударной вязкости, по-прежнему остаются основ ной характеристикой сопротивления хрупкому разруше нию. Вполне возможно, что с развитием эффективных методов оценки вязкости разрушения на малогабарит ных образцах1 будут получены надежные данные о кор реляционных зависимостях между переходными темпе ратурами и вязкостью разрушения — более предпочти тельным критерием, чем переходные температуры.
Параметр Kic не следует рассматривать как какуюто универсальную константу хрупкого разрушения ма териалов типа сопротивления отрыву. Вместе с тем современные представления о вязкости разрушения поз воляют нам по-новому посмотреть на возможность су ществования и оценки такой универсальной характе ристики.
Вязкость разрушения в условиях плоской деформа ции является новой константой материала, характери зующей сопротивление 'макрохрупкому распространению трещины в заданных температурно-скоростных условиях кратковременного нагружения. Для материалов с низ кой вязкостью разрушения, когда распространение тре щины идет по какому-либо из трех рассмотренных окольных микромеханизмов, уровень Kic опосредствован другой структурно чувствительной характеристикой — сопротивлением окольному разрушению. Эта величина, по-видимому, в большей мере может считаться универ сальной константой материала, чем КгСу поскольку не зависит (или слабо зависит) от температуры испытания
1 С этой точки зрения в настоящее время возлагаются большие надежды на методики, основанные на оценке /'интеграла [16, 17].
и скорости нагружения. Однако значение этой констан
ты для данной |
структуры материала сохраняется |
|
только в рамках |
условий испытаний, |
обеспечивающих |
реализацию данного микромеханизма |
распространения |
трещины. Для материала с высокой вязкостью разру шения, когда распространение трещины идет по микровязкому механизму, оценки трещиностоикости, исходя из критического напряжения, не являются правомер ными, и тогда возникает необходимость использования деформационных критериев разрушения.
Безусловно, параметр Kic не учитывает сопротивле ния материала на стадии зарождения трещины в глад ких образцах,- а также в образцах с конструктивными концентраторами. Указанное обстоятельство может являться причиной несоответствия оценок хрупкой прочности по Kic и традиционным методам, базирую щимся на ударной вязкости и пороге хладноломкости. В частности, такое несоответствие обнаружилось при оценке влияния перегрева при закалке высокопрочных сталей, а также необратимой отпускной хрупкости.
В последних случаях, как и во всех других, величина Kic дает лишь адекватное отражение сопротивления распространению трещины и не может являться мерой сопротивления материала на стадии зарождения тре щины. Поскольку влияние различных металлургических и структурных факторов на обе стадии процесса раз рушения часто не является однозначным, то для полной оценки конструктивной прочности сплавов необходимо сочетание нового метода испытаний на К \с с традици онными методами испытаний, прежде всего с методом ударной вязкости. Следует, однако, подчеркнуть, что в то время, как вязкость разрушения, выраженная пара метром /<1с, является сопоставимой количественной мерой трещиностойкости сплавов, наши представления о сопротивлении зарождению трещины на основе тра диционных испытаний носят лишь качественный харак тер. Таким образом, необходимость решить проблему оценки сопротивления материалов хрупкому разруше нию ставит на повестку дня вопрос о разработке такого инженерного, но физически обоснованного кри терия сопротивления зарождению трещины, каким стал благодаря развитию линейной механики разрушения параметр Kic для стадии распространения трещины.
1 . — «Физико-химическая механика материалов», 1975, N° 5,
с. 3—9.
2 . Панасюк В. В., Андрейкив А. Е Ко в ч и к С. Е. — «Физико-хи
мическая механика материалов», |
1976, № 2,~с. 10—17. |
3. Прикладные вопросы вязкости |
разрушения. Пер. с англ. Мм |
«Мир», 1968. 552 с. с ил. |
Копьев 'И. М. и др. — В кн.: |
4. Иванова В. С.3 Гуревич С. Е., |
Усталость и хрупкость металлических материалов. М., «Наука», 1968, с. 49—96.
5.Браун У.,Сроули Дж. Испытания высокопрочных металлических материалов на вязкость разрушения при плоской деформации.
Пер. с англ. М., «Мир», 1972. 248 с. с ил.
6 . Панасюк В. В., Андрейкив А. Е., Ковчик С. Е. Методы оцен ки трещиностойкости конструкционных материалов. Киев, «Нау мова думка», 1972. 380 с. с ил.
7. Черепанов Г П. Механика хрупкого разрушения. М., «Наука»,
1974. 640 с. с ил.
8 . Партон В. 3., Морозов Е. М. Механика упруго-пластического разрушения. М., «Наука», 1974. 416 с. с ил.
9.Кудряшов В. Г., Смоленцев В. И. Вязкость разрушения алю миниевых сплавов. М., «Металлургия», 1976. 295 с. с ил.
10.Фонштейн Н. М. — МиТОМ, 1976, N° 8 , с. 66—78.
И.Дроздовский Б. А., Фридман Я. Б. Влияние трещин на механи ческие свойства конструкционных сталей. М., Металлургиздат,
1960. 260 с. с ил.
1 2 . Гуляев А. П. — «Заводская лаборатория», 1967, N° 4, с. 473— 475.
13. Леонов М. Я., Панасюк В. В. — «Прикладна мехашка», 1959,
т.5, N° 4, с. 391—401.
14.Новые методы оценки сопротивления металлов хрупкому раз рушению. Пер. с англ. М., «Мир», 1972. 440 с. с ил.
15.Иванова В. С., Терентьев В. Ф. Природа усталости металлов. М., «Металлургия», 1975. 456 с. с ил.
16. Черепанов Г. П. — «Прикладная математика и механика», 1967,
т. 31, вып. 3, с. 376—488.
17.Rice J. R. — «Joum. Appl. Mech.», 1968, v. 35, p. 379—385.
18. Hahn G. T., |
Rosenfielcl A. R. — «Metallurgical Transactions», |
1975, v. 6 A, |
N° 4, p. 653—667. |
19.Колачев Б. А., Ливанов В. А., Буханова А. А. Механические свойства титана и его сплавов. М., «Металлургия», 1974. 544 с.
сил.
20.Бернштейн М. Л. Прочность стали. М., «Металлургия», -1-974. 200 с. с ил. (Сер. «Успехи современного металловедения»).
21.Романив О. И., Куиын М. А., Петрина Ю. Д., Зима 10. В. —
«Физико-химическая механика материалов», 1974, т. 1 0 , N° 2,
с. 3—11.
22.Карпенко Г В., Романив О. ,Н., Кукляк Н. Л. — «Заводская лаборатория», 1968, N° 8 , с. 1001—1004.
23.Pellisier G. — «Eng. Fract. Mech.», 1968, N° 1, p. 13.
24. Иванова В. С., Кудряшов В. Г — «Проблемы прочности», 1970, N° 3, с. 17—19.
25.Гнып И. П., Бакши О. А., Похмурский В. //., Шрон Р. 3. — «Физико-химическая механика материалов», 1975, N° 2 , с. 52— 57.
26. |
Вессел |
Э., Кларк У., Прайл У. — В кн.: Новые методы оценки |
||||
|
сопротивления |
металлов |
хрупкому разрушению. Пер. с |
англ. |
||
27. |
М., «Мир», 1972, с. 213-244. |
№ 1, р. |
1—6 . |
|||
Curry |
D. A., Knott J. F. — «Metal Science», 1976, |
|||||
28. Hyzak |
J. M., |
Bernstein |
I. M. — «Metallurgical |
Transactions», |
||
|
1976, v. 7A, № 8 , p. 1217—1224. |
|
|
29.ГриОнев В. H.t Гаврилюк В. Г., Мешков Ю. Я. Прочность и пластичность холоднодеформированной стали. Киев, «Наукова думка», 1974. 230 с. с ил.
30.Романив О. Н., Зима Ю. В., Петрина Ю. Д. — «Физико-хими ческая механика материалов», 1973, № 1, с. 3—8 .
31.Романив А. Н., Крипякевич Р. И. — «Заводская лаборатория», 1972, № 6 , с. 738—740.
32.Da Silva Р. S. Р., Brook R .— In: «Mech. Behaviour of Materials»
ISMS, 1972, v. 1, p. 513—524.
33.Kula E. В., Antcil A. A. — «J. of Materials», 1969, №“4, p. 817— 841.
34.Вязкость разрушения высокопрочных материалов. Пер. с англ.
М., «Металлургия», 1973.
35. |
Keijiro |
N., Iiideo |
Т. — «J. Jap. |
Inst. Metals», 1973, |
v. 37, № 7, |
36. |
р. 754—763. |
|
Microfractography», |
Philadelphia, |
|
Spitzig |
W. A. — In: «Electron |
||||
|
ASTM, STP 453, |
1969, p. 90—110. |
|
37.Романив О. H., Зима Ю. В., Карпенко Г В. Електронна фрактограф!я змщнених сталей. Киев, «Наукова думка», 1974. 250 с.
38.Касаткин Б. В. Структура и микромеханизм хрупкого разруше ния стали. Киев, «Техшка», 1964. 264 с. с ил.
39.Писаренко Г. С., Козуб 10. И., Солуянов В. Г — «Проблемы
40. |
прочности», 1975, № 7, с. 3. |
|
|
p. 697. |
||
Pelloux |
R. М. N. — «Eng. Fract. Mech.», 1970, v. 1, |
|||||
41. |
Brothers |
A. /. — In: |
Applications of Electron |
Microfractography |
||
|
to Materials Research, Philadelphia, ASTM STP 493, |
1971, p. 3— |
||||
42. |
if9. |
|
Fatigue and |
Fracture |
Toughness-Cryoge |
|
Campbell J. E. — In: |
||||||
|
nic Behaviour, Philadelphia, ASTM |
STP 557, |
1974, |
p. 3—25. |
43.Vishnevsky C., Steigerwald E. A. — In: Fracture Toughness Te sting at Cryogenic Temperatures. Philadelphia, ASTM STP 496,
1971, p. 3—26.
44.Nakamura H. — In: Mechanical Behaviour of Materials. JSMS, 1972, v. 2, p. 503—512.
45.Максимович Г Г Микромexаничеекме исследования свойств металлов и сплавов. Киев, «Наукова думка», 1974, 241 с. с ил.
46.Кортен, Шумейкер А. К. — «Теоретические основы инженерных расчетов. Серия D», 1966, № 1, с. 97.
47.Шумейкер А. К-, Роулф С. Т. — «Теоретические основы инже нерных расчетов. Серия D», 1969, № 3, с. 201—209.
48.Краффт Дж. М., Ирвин Дж. Р. — В кн.: Прикладные вопросы вязкости разрушения. Пер. с англ. М., «Мир», 1968, с. 187—209.
49. Ярема С. Я., Машок Э. М. — «Физико-химическая механика материалов», 1973, N° 2, с. 61—70.
50.Хартбоэр К>— В кн.: Ударные испытания металлов. Пер. с англ. М., «Мир», 1973, с. 123—156.
51. Панасюк В. В., Ковчик С. Е. — ДАН СССР, 1962, т. 146, № I, с. 82—85.
52.Карпенко Г В., Василенко И. 'И. Коррозионное растрескивание сталей. Киев, «Техшка», 1971. 192 с. с ил.
53.Джонсон Г — В кн.: Разрушение. Т. 3. Пер. с англ. М., «Мир», 1976, с. 729—775.
54.Черепанов Г П. — «Физико-химическая механика материалов»,
55. |
1973, № 6 , с. 62. |
|
|
|
|
Романив О. Н., Никифорчин Г Н., Петрина Ю. Д. — «Физико |
|||||
.56. |
химическая механика материалов», 1974, № 1, с. |
16. |
Бере |
||
Романив О. Н., |
Кукляк Н. Л Н и к и ф о р ч и н |
Г Н., |
|||
|
зюк И. А. — «Физико-химическая механика материалов», |
1974, |
|||
57. |
№ 5, с. 80—85. |
Петрина Ю. Д. — «Физико-химическая механи |
|||
Романив О. И., |
|||||
58. |
ка материалов», 1972, № 3, с. 12—15. |
|
|
||
Романив О. Н., Петрина Ю. Д., Зима Ю. В. — «Физико-химиче |
|||||
59. |
ская механика материалов», |
1972, N° 4, с. 35—38. |
1971, |
||
Дейнега В. А., |
Гиренко В. |
С. — «Проблемы прочности», |
N° 12, с. 60.
60.Шумейкёр Л. К. - ФХММ, 1969, N° 3, с. 193—200..
61.Purely /. L., Schewchuk J. — «J. of. Mater.», 1972, N° 1, p. 24.
62.Srawley J. — «Proc. ASTM», 1962, v. 62, p. 734.
63.Романив О. И., Вываль И. П., Дякив И. Р. — «Физико-химиче ская механика материалов», 1969, N° 1 , с. 118—121.
64.Романив О. Н., Кукляк Н. Л., Петрина Ю. Д. — «Физико-хи мическая механика материалов», 1973, '№ 2, с. 5—11.
65.Гиспецка Л., Мазанец К. — «Физико-химическая механика ма
|
териалов», |
1968, N° 5, с. 517—524. |
6 |
6 . Das S. К., Thomas G. — «Trans. ASM», 1969, v. 62, p. 659—676. |
|
67. Романив О. H. — «Заводская лаборатория», 1975, N° 8 , с. 1004— |
||
|
1007. |
Макамура. — В кн.: Физическое металловедение. |
6 |
Ъ. Джин-Ичи |
Т.3. Пер. с англ. М., «Мир», 1968. с. 87—148.
69.Садовский В. Д. Структурная наследственность в стали. М., «Металлургия», 1973. 206 с. с ил. (Сер. «Успехи современного металловедения»).
70. Parker Е. R., Zackay V. F. — «Eng. Fract. Mech.», 1973, v. 5,
р. 147—165.
71.Lai G. G., Wood W E.t Clark R. A., Zackay V. F., Parker E. R. —
«Metallurgical Transactions», 1974, v. 5, № 7, p. 1663—1670.
72. |
Wood W. E. — «Eng. Fract. Mech.», 4975, |
v. 7, № 2, «р. 219--234. |
||||||
73. |
Вознесенский В. В., |
Добриков |
А. А., |
Изотов В. И., |
Коз |
|||
|
лов А. П. — ФММ, 1975, т. 40, с. 92—101. |
|
|
|
||||
74. Лазько В. Г., Карчевская Н. И., |
Овсянников |
Б. М. — «Пробле |
||||||
|
мы прочности», 1977, № 1, с. 101—105. |
|
|
|
||||
75. Голубев С. С., |
Пермяков В. Г |
Свешников В. Н. — В кн.: Ле |
||||||
|
гирование и хрупкость |
стали. |
Киев, |
НТО |
Машпром, |
1971, |
||
|
с. 224—228. |
|
|
|
|
|
|
|
76. |
Дьяченко С. С., Фомина |
О. Н. — МиТОМ, 1970, № 1, с. 9—13. |
||||||
77. |
Романив О. Н., |
Ткач А. Н., Гладкий Я. Н., Зима Ю. В. — «Фи |
||||||
|
зико-химическая механика материалов», |
1977, № 3, с. 27—31. |
||||||
78. Балтер М. А. — МиТОМ, |
1956, № 5, с. 33—40. |
|
|
|||||
79. |
Козырев Г В., Топоров Г В .— МиТОМ, |
1973, № 12, с. 45—47. |
||||||
80. |
Zackay V. F., |
Parker |
Е. R., Wood W. Е. — In: Proc. 3-d Int. |
|||||
|
Conf. Strength Metals and Alloys. Cambridge, Chapman and Hall, |
|||||||
|
1973, v. 1, p. 175—179. |
|
|
|
|
|
|
81.Романив О. Н., Деев Н. А., Сорокивский И. С. — «Физико-хи мическая механика материалов», 1973, № 3* с. 54—59.
82.Романив О. Н., Деев Н. А., Сорокивский И. С. — «Физико-хи мическая механика материалов», 1975, № 1, с. 41—47.
83. Аксенов Г И., Иферов А. М., Сахарова В. Н., Яковлев Б. Н. —
В ки.: Металловедение и термическая обработка. М., Машгиз, 1961, с. 5—11.
84.Могутное Б. М., Саррак В. И., Суворова С. О. — В кн.: Несо вершенства кристаллической решетки и мартенситные превра
щения. М., «Наука», 1972, с. 80—93.
85. |
Robinson |
/. N.t Tuck С. |
W.— «Eng. Fract. Mech.», 1972, |
v. 4, |
|||||
|
|
p. 374—392. |
Singh B. — «Met. Trans.», |
1971, v. 2, p. 2435. |
|||||
8 6 |
. Antolovich S., |
||||||||
87. |
McCoy R. A., |
Gerberich |
W. W., |
Zackay |
V. F.— «Met. Trans.», |
||||
|
|
1970, |
v. 1, |
p. 2031. |
N. B., |
Hopkins |
В. E. — «Eng. |
Fract. |
|
8 8 |
. Evans |
P. |
R. |
V O w e n |
Mech.», 1971, v. 3, № 4, p. 463.
89. Демкин Ю. И., Овсянников Б. М., Тамерина И. А. — «Пробле
мы прочности», 1975, № 7 с. 66—71.
90. Thorton Р. А. — «J. of Mater. Science», 1971, р. 347—356. 91. Eriksson К. — «J. Metalls», 1975, v. 4, № 3, p. 131—139(a).
92.Драшнский А. С., Петров Ю. M., Трефилов В. {И. — Украинский физ-И'ческий журнал, 1968, т. 13, N° 9, с. 1535—1639.
93.Krafft J. М. — «J. Appl. Mater. Res.», 1964, N° 4, р. 8 8 .
94. |
Гуляев А. П. Чистая |
сталь. М., «Металлургия», |
1975. |
184 с. |
||||||
95. |
с ил- |
|
Hemtnings Р. L. — «Trans. ASM», |
1969, |
v. 62, |
|||||
Gerberich W. W., |
||||||||||
96. |
p. 541. |
Silva |
P. S. |
P. — «Int. J. of Fracture», |
1976, |
v. |
1 2 , |
|||
Brook R-, |
||||||||||
97. |
№ 1, P- 27—32. |
|
|
|
|
|
|
|
147. |
|
Баронов С. M. — «Изв. АН СССР. Металлы», 1975, т. 3, с. |
||||||||||
98. |
Baker A. J., Lauta F. J., |
Wei R. P. — In: Structure and |
Properties |
|||||||
|
of iHtra-High-Strengh |
Steels, |
Philadelphia, |
ASTM, |
STP, |
370, |
||||
|
1965, P. 3—29. |
|
|
АН СССР. |
Серия |
техи. наук», |
||||
99. Тушинский |
Л. И. — «Изв. СО |
|||||||||
100 |
1966, вып. 2 , N° 6 , с. 28. |
|
|
Behavior |
of |
Solids. |
||||
Rice F Р-> |
Johnson М. А. — In: Inelastic |
N.J. McGraw Hill, 1970, p. 641.
101.HahO 'G- T., Rosenfield A. R. — In: Proc. 3-d Int. Conf. Fracture. Munich, S. Verlag, 1973, p. 142.
102. |
Priest |
A. N. — In: |
Effect |
of Second Part Particles on the Mecha |
|
103. |
nical Properties |
of |
Steel. |
London, ISI, 1971, p. 134. |
|
Ritchie |
R. O., |
Knott J. |
F. — «Acta Metallurgica», 1973, v. 2 1 , |
p.639.
104.Ahtnad 5. A., Kyder D. A., Davies T. Y — «Eng. Fract. Mech.»,
1975, v. 7, p. 357—365.
105 LOQrinow A. W Phelps E. H. — «Trans. ASME», 1975, v. 1,
• p 274—284.
106.Walier R- F> Chandler W. T. National Aeronautics and Space Ad ministration Report CR-12 4410, 1973, Oct., p. 215.
107. Литвин A. K-, Ткачев В. И. — «Физико-химическая механика материалов», 1976, т. 12, № 2, с. 27—30.
108.Карвенко F. В., Крипякевич Р. И. Влияние водорода на свой ства стали. М., Металлургиздат, 1962. 260 с. с ил.
109 Типилко В- М., Алферов К. С., Сапиро В. С. — «Сталь», 1971,
‘ № 10, с- 942—943.
ПО. Тупилко В. М., Никифорчин Г |
И., Романив О. Н., |
Зи |
ма Ю. В. — «Физико-химическая |
механика материалов», |
1975, |
№6 , с. 89—94.
111.Стародубов К. Ф-, Узлов И. ГСавенков В. Я. и др. — «Тер
мическое упрочнение |
проката». М., «Металлургия», 1970. 368 с. |
|
с ил. |
Sims |
С. Е. — «Trans. AIME», 1944, № 145, |
112. Zappfe С. A., |
р.225—237.
113.Troiano A. RBlanchard Р. — «Mem. Scient. Rev. Metallurgic»,
114. |
1969, v. 57, р. 409—422. |
1952, |
N° 169, |
p. 842—843. |
|
Petch N. /., Stables |
P. — «Nature», |
||||
115. |
Vaughan H. G.t de |
Morton M. E. — «British Welding Journal», |
|||
116. |
1957, Jan.», № 1, p. 40. |
Phys. |
Chem.», |
1972, v. 76, |
|
Oriani R. A. — «Вег. |
Bunsenges |
p. 848—857.
117.Hawthorn J. R., Mager T. R. — In: Fracture Toughness, Philadel phia, ASTM STP 514, 1972, p. 151—163.
118.Rolfe S. T., Novak S. R. — In: Review of Developments in Plane
Strain Toughness Testing. Philadelphia, ASTM STP 463, 1970,
p.124—159.
119.Sailors R. H., Carten H. T. — ln: Fracture Toughness. Philadel
120. |
phia, ASTM STP 514, 1972, p. 164—191. |
Mech.», |
1971, v. |
3, |
|
Malkin |
J., Tetelman A. S. — «Eng. Fract. |
||||
121. |
p. 151—167. |
|
160. |
|
|
Krafft |
Sullivan A. — «Trans. ASM», 1963, v. 56, p. |
in |
|||
122. Jones M. H., Brown W. F. — In: Review |
of Developments |
||||
|
Plane Strain Fracture Toughness Testing. Philadelphia, ASTM |
||||
|
STP 463, 1970, p. 8 6 . |
|
|
|
123. Олейник H. В., Ню Ван Куст. — «Проблемы прочности», 1976,
№ 1, с. 72—78.
124.Steigerwald Е. А. — In: Review of Developments in Plane Strain
|
Fracture Toughness Testing. Philadelphia, ASTM STP 463, |
1970, |
|||||
125. |
p. 1 1 0 . |
|
|
|
|
меха |
|
Бернштейн M. Л., Платова С. H. — «Физико-химическая |
|||||||
126. |
ника материалов», 1972, № 1, с. 19—25. |
|
|
|
|||
Докварс В. Е., |
Лик Д. А. — В кн.: Высокопрочная сталь. М., |
||||||
|
«Металлургия», |
1965, с. 57—89. |
Reviews in |
Solid |
|||
127. Stoloff |
N. S., Duqutte |
D. J. — «CRC Critical |
|||||
|
State Science», 1974, September, p. 615—687. |
N° 8 , c. 39—95. |
|||||
128. Шур E. А., Киселева T |
Я. — МиТОМ, 1976, |
||||||
129. |
Hahn |
G. T., Rosenfield |
A. R. — In: Application |
Related Pheno |
|||
|
mena |
in Titanium Alloys. Philadelphia, ASTM |
STP 432, |
1968, |
p. 6—32.
130.Weiss V. — In: Mechanical Behavior of Materials, Kyoto, JSMS, 1972, v. 1, p. 458—474.
131.Marin J., Ulrich B. H.t Hughes W. P. NACA Techn. Note N° 2425, 1951, p. 17.
132.Neuber H. — «Konstruction», 1967, v. 2 0 , p. 245.
133.Weiss V. — In: Proc. 3-d Int. Conf. Fracture. Munich, S. Verlag, 1973, p. 111.
134.Tetelman A. S., Wilshaw T. R. — In: Proc. 2-d Int. Conf. on Fracture, Brighton, Chapman and Hall, 1969, p. 219.
135. |
Панасюк В. В., Андрейкив А. Е., Ковчик С. Е .— «Физико-хи |
136. |
мическая механика материалов», 1977, № 2, с. 120—122. |
Черепанов Г. П. — «Прикладная математика и механика», 1976, |
|
|
т. 40, вып. IV, с. 720—728. |
137. |
Романив О. Н., Ткач А. Н., Зима /О. В .— МиТОМ, |
1976, N° 8 , |
||
138. |
с. 16—20. |
Mech.», |
1971, |
v. 7, |
Thotnasson Р. Е. — «Int. Journ. of Fracture |
||||
139. |
N° 7, p. 409—419. |
Phys. Solids», |
1974, |
|
Griffith J. R., Owen D. R. J. — «J. Mech. |
v. 19, p. 419.
140.Hill R. Mathematical Theory of Plasticity, London, Oxford Uni versity Press, 1950, 306 p.
141.Макклинток Ф. А. Ирвин Дж. P. — В кн.: Прикладные вопросы
вязкости разрушения. Пер. с англ. М., «Мир», 1968, с. 143—186.
142.Cottrell А. Н. — «Ргос. Roy. Soc.», 1965, v. А285, р. 34.
143.Irwin G. — «J. Appl. Mater. Research», 1964, v. 3, N2 4, p. 65.
144. Ritchie R. O., Rice J. R. — «J. Mech. Phys. Solids», 1973, v. 21,
145. |
p. 395—410. |
|
|
В |
Sever |
W. L. — «Met. Trans.», 1976, |
||
Ritchie |
R. O., Francis |
|||||||
146. |
v. 7A, N° 6 , p. 831. |
V. F. — «CRC Critical Reviews in Solid |
Sta |
|||||
Parker E. R., Zackay |
||||||||
147. |
te Science», September, |
1974, p. 591—613. |
|
|||||
Hahn G. A, Hoagland |
R. G., Rosenfield A. R. — «Met. Trans.», |
|||||||
148. |
1971, v. 2, N2 2, p. |
537. |
|
T. R.f |
Rau C. A. — «Int. Journ. |
of |
||
Tetelman A. S., |
Wilshaw |
|||||||
149. |
Fracture Mechanics», |
1968, v. 4, N° 2, p. 147—157. |
|
|||||
Oates G. J. — «J. Iron |
Steel Inst.», 1968, v. 206, p. 930—935. |
|
||||||
150. |
Wilshaw |
T. R R a u |
C. A., |
Tetelman A. S. — «Eng. Fract. Mech.» |
||||
|
1968, v. |
1, N2 1, p. |
191. |
|
|
|
|
151.Салтыков С. А. Стереометрическая металлография. Изд. 3-е. М., «Металлургия», 1970. 375 с. с ил.
152.Тушинский Л. ИТихомирова Л. Б. — «Физико-химическая ме ханика материалов», 1975, N° 5, с. 10—23.
153.Бернштейн М. Л. Термомеханическая обработка металлов. Т. 1., 596 с. Т. 2. 568 с. М., «Металлургия», 1968, с ил.
154.Ромашв О. М., Черепанова Г. /. Термомехашчне змщнення
155. |
сталь Киев, «Паукова думка», 1966. 219 с. с ил. |
18. |
|
||||
Романов О. Н., Кукляк Н. Л .— МиТОМ, 1969, N° 4, с. |
|
||||||
156. |
Бернштейн М. Л. —МиТОМ, 1965, № 7, с. 21. |
|
205. |
|
|||
157. |
Hyspecka LMazanec /С. — «J. of |
ISI», |
1967, № 12, р. |
Ко |
|||
158. |
Приданцев М. В., |
Иванова В. |
С., |
Кудряшов В. Г., |
|||
159. |
тик Э. М. — «Заводская лаборатория», |
1966, N° 10, с. |
1261. |
|
|||
Гул№в А. П., Ким-Хенкина А. М .— МиТОМ, |
1969, № |
12, с. 28. |
|||||
160 |
Huspecka L., Pahuta |
Р., Mazanec |
К Memoires |
Scientifiques |
Re- |
'vue de Metallurgie, 1971, t. LXV. Ill, N2 5, c. 305—312.
161.Гордиенко Л. К Субструктурное упрочнение металлов и спла
|
вов. М., «Наука», 1973. 224 с. с ил. |
|
||
162. Романив |
О. Н., Дякив И. Р К у к л я к Н. Л. — «Физико-химиче- |
|||
163. |
скаи механика материалов», 1971, № 2, с. 24—27. |
|
||
Садовский В. Д. — ФММ, 1964, т. 17, вып. 6 , с. 845. |
|
|||
164. Романив |
О. И., |
Козак Б. В. — «Физико-химическая |
механика |
|
|
материалов», 1967, N2 2, с. 205—210. |
|
||
165. |
Тушанский Л. И. — МиТОМ, 1974, № 4, с. 23. |
|
||
166 |
ЗайМ°аский В. А., Сидоренко В. И. — «Изв. вуз. Черная метал- |
|||
■лургия», |
1977, N2 3, с. 137—140. |
вып. 61, |
||
167. |
Романив |
О. И., |
Деев И. А. — «Металлофизика», 1975, |
с. 43—50.
168.Алексеева Л. Е., Саррак В. 'И., Суворова С. О., Энтин Р. /7.— «Ст0 ль>>» 1972, N° 3, с. 259,
169. Гриднев |
В. Н., Мешков |
Ю. Я., |
Ошкадеров С. П., |
Трефи |
лов В. |
И. — Физические |
основы |
электротермического |
упрочне |
ния стали. Киев, «Наукова думка», 1963. 335 с. с ил. |
|
170.Паркер Л. Ф., Добковский Д. С. — В кн.: Сверхмелкое зерно в металлах. Пер. с англ. М., «Металлургия;, 1973, с. 135—163.
171.Шпинов Е. Д., Энтин Р. И. — ФХОМ, 1976, № 6, с. 99—103.
172.Романив О. Н., Кукляк Н. Л., Крыськив А. С. — «Физико-хи
мическая механика материалов», 1977, № 4, с. 28—32.
173. Бабей Ю. И. — «Физико-химическая механика материалов», 1975, № 2, с. 3—14.
174.Бирман С. Р. Экономнолегированные мартенситно-стареющие стали. М., «Металлургия», 1974. 205 с. с ил.
175.Перкас М. Д., Кардонский В. М. Высокопрочные мартенситно-
176. |
стареющие стали. М., «Металлургия», 1970. 224 с. с ил. |
Inst.», |
|||
Kawabe |
Yoshikumi, Kanao Masao. — «J. |
Iron and |
Steel |
||
|
.), |
1974, v. 60, № 2, p. 269—283. |
|
|
|
178. |
Й чев |
И. H. — МиТОМ, 1965, N° 7, с. 36. |
И, с. 5. |
||
Гуляев А. П., Афонина В. М. — МиТОМ, |
1971, № |
||||
179. |
Bresanelli J., Moskowitz А. — «Trans. |
Quart.», |
1966, |
v. 59, |
p.223.
180.Gerberich W. W., Hernmings P. L., Merz M. D., Zackay V F.—
«Trans. ASM», 1968, v. 61, p. 843.