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

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

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

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

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

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

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

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-

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

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

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.

Т а б л и ц а 9. Влияние отпуска под напряжение^ на механические свойства сталей

тичности. Несмотря на выявленную после ОПН^ анизо

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

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

Мешковым, ускоренный отн?™ "’ развнваем.ыми Ю‘ Я-

мам, близким к указанньш УСп’ вьшолняемыи по Режи' текания П » ттт указанным, приводит к смещению про­

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

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

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-

за (мартенсит внедрения), то в мартенситно-стареющих сталях ограниченная растворимость легирующих эле­ ментов ведет к формированию пересыщенного твердого

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-

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-

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

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

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

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-

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

упрочнения низко- и умереннолегированных сталей при­ нято считать содержание углерода, на рис. 53 представ­

(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

гиперболического типа характеризует достижимые со­ четания Kic и сгод в термоупрочненных сталях со сред­ ним и повышенным содержанием углерода. Значитель­

также способа термической обработки. Резкое измене­

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

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-

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

и скорости нагружения. Однако значение этой констан­

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

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.

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.

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.

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

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»,

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

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.

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.

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 .

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.

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.

№6 , с. 89—94.

111.Стародубов К. Ф-, Узлов И. ГСавенков В. Я. и др. — «Тер­

р.225—237.

113.Troiano A. RBlanchard Р. — «Mem. Scient. Rev. Metallurgic»,

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

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

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.

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,

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

'vue de Metallurgie, 1971, t. LXV. Ill, N2 5, c. 305—312.

161.Гордиенко Л. К Субструктурное упрочнение металлов и спла­

с. 43—50.

168.Алексеева Л. Е., Саррак В. 'И., Суворова С. О., Энтин Р. /7.— «Ст0 ль>>» 1972, N° 3, с. 259,

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-

p.223.

180.Gerberich W. W., Hernmings P. L., Merz M. D., Zackay V F.—

«Trans. ASM», 1968, v. 61, p. 843.