Формирование градиентных структурно-фазовых состояний в аустенитных и мартенситных сталях при усталости и импульсном токовом воздействии

Ивахин, Максим Петрович

Формирование градиентных структурно-фазовых состояний в аустенитных и мартенситных сталях при усталости и импульсном токовом воздействии тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Ивахин, Максим Петрович АВТОР

кандидата технических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Новокузнецк МЕСТО ЗАЩИТЫ

2005 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Формирование градиентных структурно-фазовых состояний в аустенитных и мартенситных сталях при усталости и импульсном токовом воздействии»

Автореферат диссертации на тему "Формирование градиентных структурно-фазовых состояний в аустенитных и мартенситных сталях при усталости и импульсном токовом воздействии"

На правах рукописи

Ивахин Максим Петрович

ФОРМИРОВАНИЕ ГРАДИЕНТНЫХ СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫХ СОСТОЯНИЙ В АУСТЕНИТНЫХ И МАРТЕНСИТНЫХ СТАЛЯХ ПРИ УСТАЛОСТИ И ИМПУЛЬСНОМ ТОКОВОМ ВОЗДЕЙСТВИИ

специальность 01.04.07 - «Физика конденсированного состояния»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Новокузнецк - 2005

Работа выполнена в государственных образовательных учреждениях высшего профессионального образования «Сибирский государственный индустриальный университет» и «Томский государственный архитектурно-строительный университет»

Научный руководитель: кандидат физико-математических наук,

доцент Коваленко В.В.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

доцент Колубаев А.В.

кандидат технических наук Семин А.П.

Ведущее предприятие: ОАО «Западно-Сибирский металлургиче-

ский комбинат» (г.Новокузнецк)

Защита состоится в «20» декабря 2005 года в 1400 часов на заседании диссертационного совета К 212.252.01 в Сибирском государственном индустриальном университете по адресу: 654007, г.Новокузнецк, Кемеровской области, ул. Кирова, 42.

Факс: (3843) 465792, e-mail: gromov@physics.sibsiu.ru

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУВПО «Сибирский государственный индустриальный университет».

Автореферат разослан «_» ноября 2005г.

Ученый секретарь диссертационного совета кандидат технических наук, доцент

Куценко А.И.

2 £»6-4

гпЬЪЪ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Последние годы ознаменовались повышенным интересом к исследованию градиентных структурно-фазовых состояний в твердых телах, позволяющих приобрести металлам и сплавам новые, ранее неизвестные в том числе высокие эксплуатационные свойства. Физическая природа процессов, протекающих при формировании и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний мало изучена, а данное научное направление находится на стадии бурного накопления и интенсивного осмысления фактического и теоретического материала В большинстве случаев градиентные структуры имеют искусственное происхождение, являясь откликом металла на тот или иной способ внешнего воздействия. К одному из таких способов внешнего воздействия можно причислить циклические нагружения (усталость), которые, по своей сути, относятся к наиболее распространенной и опасной причине разрушения конструкций. Необходимо отметить то, что существуют методы, восстанавливающие свойства металлов и сплавов, подвергающихся усталостным нагрузкам. К одному их них относится такое внешнее энергетическое воздействие как импульсная токовая обработка, проведение которой на определенной стадии усталостного нагружения позволяет восстанавливать физико-механические свойства материала. Токовое воздействие носит комплексный характер и проявляется как в структурных, так и в фазовых изменениях материала Все сказанное выше и определяет актуальность настоящей работы.

Цель работы: выявление закономерностей формирования градиента структурно-фазового состояния аустенитной и мартенситной сталей, подвергнутых усталостным испытаниям, как при обычной усталости, так и в условиях импульсной токовой обработке.

Реализация данной цели потребовала решения следующих задач: 1. Исследование на статистическом (количественном) уровне эволюции фазовой) состава и дефектной субструктуры стали аустенитного и мартенситного классов в процессе многоцикловых усталостных испытаний в схеме с непрерывным нагружением и в условиях импульсной токовой обработки на промежуточной стадии испытаний;

2. Выявление закономерностей формирования усталостно-индуцированного градиента зеренной и субзеренной структуры стали аустеннтного и мартенсит-ного классов в зоне усталостного роста трещины и в зоне долома;

3. Анализ особенностей и закономерностей эволюции пакета мартенсита в условиях усталостного нагружения;

4. Анализ факторов, определяющих усталостную долговечность стали в условиях непрерывного нагружения и в схеме с промежуточным токовым воздействием.

Научная новизна: впервые на сталях аустенитного и мартенситного классов методами современного физического материаловедения проведен анализ усталостно-индуцированного градиента дефектной субструктуры и фазового состава, формирующегося в условиях нагружения по непрерывной схеме и с промежуточным импульсным токовым воздействием.

Практическая значимость работы Совокупность экспериментальных результатов, полученных при проведении исследований, позволила:

1. Сформировать систематизированный комплекс экспериментальных данных о закономерностях поведения промышленных сталей аустенитного и мартенситного классов при усталостных испытаниях в условиях токовой обработки.

2. Достичь понимания физической природы формирования градиентных структурно-фазовых состояний, выявляющихся при многоцикловых усталостных испытаниях аустенитной и мартенситной сталей.

3. Использовать выявленные закономерности формирования дефектной субструктуры для оптимизации усталостных характеристик промышленных сталей в условиях импульсного токового воздействия.

4. Целенаправленно оценивать вклад дислокационной субструктуры в повышение усталостной долговечности стали.

Личный вклад автора состоит в постановке задач исследования, в проведении усталостных экспериментов как с воздействием импульсным током, так и без него, в получении данных оптических, электронно-микроскопических и других исследований, в обработке полученных результатов, формулировании выводов.

Настоящая работа проводилась в соответствии с Федеральной целевой программой «Интеграция» на 2002-2006г; грантами Министерства образования РФ по фундаментальным проблемам металлургии на 1998-2004г.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Совокупность экспериментальных результатов, полученных при сравнительном анализе дефектной субструктуры и фазового состояния аустенитной и мар-тенситной сталей, подвергнутых усталостным испытаниям по непрерывной и в условиях промежуточного импульсного токового воздействия схемам.

2. Усталостно-индуцированный градиент дефектной субструктуры и фазового состояния аустенитной и мартенситной сталей, заключающийся в закономерном изменении параметров с увеличением расстояния от поверхности разрушения.

3. Количественные закономерности эволюции параметров структурно-фазового состояния и дислокационной субструктуры зоны разрушения аустенитной и мартенситной сталей в условиях обычных и с промежуточным токовым воздействием усталостных испытаний.

4. Закономерности разрушения пакета мартенсита в условиях усталостного на-гружения закаленной стали.

Достоверность полученных в работе результатов обеспечивается комплексным подходом к решению поставленных задач с использованных современных широко апробированных методов и методик исследования, применением статистических методов обработки экспериментальных результатов, сопоставлением установленных в работе закономерностей фактам, полученным другими авторами.

Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих научных конференциях, совещаниях и семинарах: IX Международной конференции "Физико-химические процессы в неорганических материалах. Кемерово. 2004г.; V Международной конференции "Электротехнические материалы и компоненты". Алушта. 2004г.; Международной научно-технической конференции "Теория и технология процессов пластической деформации-2004", Москва. 2004г.; XLIII Международной конференции. Витебск. 2004г.; 2nd International conference and exhibition on new developments in metallurgical process technology. Riva del Garda - Italy. 2004г.; I Международной школе "Физическое материаловедение". Тольятти. 2004г.; XV Петербургских чтениях по проблемам прочности, посвященных 100-летию со дня рождения академика С.Н. Журкова. Санкт-Петербург. 2005г.; VI Международ-

ной конференции «Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов». Воронеж, 2005г.; 44 Международной конференции «Актуальные проблемы прочности». Вологда. 2005г., VIII Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах». Барнаул. 2005г.

Публикации. Результаты диссертации опубликованы в 22 печатных работах, список которых приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав, основных выводов, списка литературы из 147 наименований, содержит 145 страниц машинописного текста, включая 2 таблицы и 54 рисунка.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цель исследования, научная новизна, практическая ценность результатов работы и основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе «Усталость металлов и сплавов и влияние импульсного токового воздействия на ее параметры» проведен анализ работ по теме диссертации, опубликованных в отечественных и зарубежных научных изданиях, рассмотрены периоды и стадии усталости, факторы, влияющие на усталость металлов и сплавов, проанализирована эволюция дефектной субструктуры при усталости. Особое внимание уделено современным способам получения и исследования градиентных материалов и формирования градиентных структурно-фазовых состояний. Отмечены работы, посвященные импульсному токовому воздействию и изменению физико-механических свойств при данном воздействии. В результате выполненного анализа определены основные задачи диссертационной работы.

Во второй главе «Материалы и методики исследований» обоснованы выбор материала для исследования (стали 08Х18Н10Т и 60ГС2), методика усталостных испытаний и измерения скорости ультразвука.

Усталостные испытания были проведены на специальной установке по схеме циклического симметричного консольного изгиба. Верхнее значение напряжения цикла нагрузки подбиралось экспериментальным путем для использованной марки стали и приведено в таблице 1. Там же указаны основные параметры усталостных испытаний.

Параллельно с усталостными испытаниями проводилось измерение скорости распространения ультразвука с помощью прибора ИСП-12 с точностью 10"4. Установлен трехстадийный характер зависимости скорости ультразвука и от числа пиююв нагружения N. Обоснована импульсная токовая обработка сталей на промежуточной стадии усталостного нагружения (таблица 1) - в начале третьей стадии зависимости и(М). Токовая обработка увеличивала скорость на 0,03% и обеспечивала значительное увеличение числа циклов до разрушения.

Таблица 1 - Параметры циклического нагружения и режимы токовой обработки, применяемые в работе

Марка Р, / т, и,, ю4 N2, ю* Ъ,104 /л 1

стали МПа Гц К Гц кА с

08Х18Н10Т 20 20 300 10 17 25 70 3 480

60ГС2 20 20 300 12 14,2 24,6 70 8 15

Примечание: Р - напряжение циклической нагрузки,/- частота нагружения, Т — температура испытания, N2 - число циклов разрушения при обычной усталости, N 1 - число циклов нагружения перед токовой обработкой, N3 - число циклов разрушения образов, подвергнутых токовой обработке, /) - частота и I— амплитуда силы электрического тока при воздействии на сталь, т - время воздействия.

Измерение зеренной и субзеренной структуры стали, поведение вторьте фаз, анализ строения поверхности разрушения проводили методами металлографии травленого шлифа (МИМ-10), сканирующей электронной микроскопии (ТеБ1а ВБ-301) и электронной дифракционной микроскопии (ЭМ-125 и ЭМ-125к). Для идентификации фаз, присутствующих в материале, применялся дифракционный анализ с использованием темнопольной методики. Изображения тонкой структуры материала были использованы для классификации структуры по морфологическим признакам; определения размеров, объемной доли и мест локализации вторичных фаз и выделений; скалярной и избыточной плотности дислокаций; амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки

Глава 3 «Усталостно-индуцированный структурно-фазовый градиент аустенитной стали 08Х18Н10Т» посвящена анализу результатов, полученных при исследовании методами металлографии травленого шлифа и дифракционной электронной микроскопии тонких фольг градиента дефектной субструктуры и фазового состава аустенитной стали 08Х18Н10Т, разрушенной в результате многоцикловых усталосгных испытаний в схеме с непрерывным нагружением, а

Рисунок 1 - Зависимость скалярной плотности дислокаций, расположенных в клуб-ковой (1), сетчатой (2) и хаотической (3) дислокационных субструктурах от расстояния до поверхности максимального нагружения. Сталь 08Х18НЮТ; многоцикловые усталостные испытания; разрушенное состояние.

также в условиях пропускания импульсного электрического тока на промежуточной стадии испытаний. Изменения дефектной субструктуры и фазового состояния стали анализировали в зависимости от расстояния до лицевой поверхности испытываемых образцов. Объектом исследований являлись участки (в случае металлографических методов анализа структуры) и объемы (при использовании методов дифракционной электронной микроскопии тонких фольг) материала, расположенные на удалении -1-1,5 мм от поверхности разрушения.

В исходном состоянии сталь 08Х18Н10Т являлась многофазным разномасштабным поликристаллическим материалом, зерна которого содержали двойники термического происхождения и дислокационную субструктуру различной степени самоорганизации. Вторые фазы представлены карбидными частицами, размеры которых изменялись от десятков нанометров до единиц микрометра. Местами расположения частиц являлись внутрифазные границы и стыки границ, элементы дислокационной субсгруктуры, а также строчки дендритной ликвации. Предварительная термомеханическая обработка стали привела к формированию дальнодействующих полей напряжений, амплитуда которых достигала максимальных значений в окрестностях частиц второй фазы.

Разрушение стали в результате многогшкловых усталостных испытаний привело к существенному изменению состояния зеренного ансамбля приповерхностного слоя лицевой стороны образца и способствовало, во-первых, существенному уменьшению средних размеров зерен, снижению коэффициента их анизотропии и увеличению угла рассеяния вектора структурной текстуры, во-вторых, снижению объемной доли зерен, содержащих термические микродвойники и, в-третьих, к практически полному исчезновению карбидной строчечно-сти в зоне разрушения образца

Многоцикловые усталостные испытания стали 08Х18Н10Т, выполненные по непрерывной схеме и вызвавшие разрушения образца, привели к формированию структуры, параметры которой закономерным образом изменяются по мере удаления от лицевой поверхности образца. Последнее позволяет говорить о создании градиентной структуры, индуцированной многоцикловыми усталостными нагружениями. На рисунке 1 приведена зависимость скалярной плотности дислокаций, сосредоточенных в клубковой (кривая 1), сетчатой (кривая 2) и хаотической (кривая 3) дислокационных субструктурах от расстояния до лицевой поверхности образца. Подобным закономерным образом изменяются и другие параметры субструктуры и фазового состояния стали.

На рисунке 2 приведены зависимости объемной доли материала, содержащего микродвойники деформации (кривая 2) и средние размеры частиц карбида титана "ПС, расположенных в объеме зерен у-фазы (кривая 1) от расстояния до лицевой поверхности образца.

Рисунок 2 - Зависимость средних размеров частиц карбида титана О (кривая 1) и объемной доли структуры, содержащей двойники деформации АУ (кривая 2) от расстояния до поверхности максимального на» гружения образца X. Сталь 08Х18Н10Т; многоцикловые усталостные испытания, разрушенное состояние

X, мм

Отчетливо видно, что оба параметра структуры стали изменяются вполне закономерным коррелированным образом. А именно, в объемах образца, в которых велико содержание микродвойников деформации, средние размеры частиц карбида титана имеют меньшие размеры, по сравнению с объемами материала, количество микродвойников деформации в которых сравнительно мало. Последнее, по-видимому, означает, что деформационное микродвойникование стали, имеющее место при усталостных испытаниях, способствует растворению частиц карбида титана. Данный факт хорошо коррелирует с результатами, полученными при анализе структурно-фазового состояния стали, подвергнутой токовому воздействию на промежуточной стадии усталостных испытаний, и заключающимися, как будет показано ниже, в выделении тонких прослоек карбида титана вдоль границ микродвойников деформации.

Токовая обработка стали, прошедшей усталостные испытания до N1=10' циклов, привела к изменениям зеренной и внутризеренной структуры, а также карбидной подсистемы материала, которые заключаются, во-первых, в уменьшении средних размеров зерен, во-вторых, в увеличении скалярной плотности дислокаций, в-третьих, в перестройке дислокационной субструктуры путем замещения дислокационного хаоса «упорядоченным» типом дислокационной субструктуры, в-четвертых, в коагуляции частиц карбидной фазы, в-пятых, в растворении частиц, расположенных в матрице и повторном выделении их вдоль внутрифазных границ в виде тонких прослоек, в-шестых, в залечивании микротрещин, сформировавшихся в усталостно нагруженном материале вдоль межфазных границ раздела карбид / матрица и, наконец, в-седьмых, в существенной релаксации дальнодействующих полей напряжения.

Последующее нагружение до разрушения образца, предварительно обработанного током, приводит к множественным изменениям состояния его структуры. Это выражается, во-первых, в уменьшении средних продольных и поперечных размеров зерен, коэффициента анизотропии и угла отклонения вектора структурной текстуры от продольной оси образца, во-вторых, в разрушении карбидной строчечное-™ стали и, в-третьих, в существенном снижении объемной доли зерен, содержащих термические микродвойники.

7,5Рисунок 3 - Зависимость скалярной плотно-

сти дислокаций, расположенных в хаотиче-80ской (1), сетчатой (2) и клубковой (3) дисло-

3 4бкационных субструктурах от расстояния до

|поверхности максимального нагружения

э,оСталь 08Х18Н10Т; многоцикловые устало-

стные испытания, выполненные по схеме с 15токовой обработкой, разрушенное состоя-

ние.

х, мм

На рисунке 3 приведена зависимость скалярной плотности дислокаций, сосредоточенных в клубковой (кривая 3), сетчатой (кривая 2) и хаотической (кривая 1) дислокационных субструктурах от расстояния до лицевой поверхности образца, демонстрирующая закономерное изменение величины скалярной плотности дислокаций по мере удаления от лицевой поверхности образца. По-

х, мм

добные закономерные изменения других параметров структурно-фазового со-

X, мм

Рисунок 4 - Зависимость средних размеров частиц карбида титана Б (кривая 2) и объемной доли структуры, содержащей двойники деформации ЛУ (кривая 1) от расстояния до поверхности максимального нагружения образца X. Сталь 08Х18Н10Т; многоцикловые усталостные испытания, выполненные по схеме с промежуточным токовым воздействием; разрушенное состояние.

стояния стали, демонстрирует рисунок 4.

В главе 4 «Градиент структуры и фазового состава предварительно закаленной стали 60ГС2, индуцированный усталостными испытаниями»

анализируются изменения дефектной субсгруктуры и состояния карбидной фазы предварительно закаленной стали 60ГС2 в зависимости от расстояния до поверхности разрушения. Закалка стали 60ГС2 привела к мартенситному превращению с образованием кристаллов пакетного и пластинчатого мартенсита. Объемная доля остаточного аустенита, расположенного преимущественно вдоль границ кристаллов мартенсита, составляет 8 - 10 %. Последующий низкотемпературный отпуск, проведенный с целью снятия закалочных напряжений, способствовал снижению скалярной плотности дислокаций до -3,8-1010 см'2 и выделению и росту частиц цементита внутри (частицы игольчатой формы) и по границам (частицы в виде тонких прослоек) кристаллов мартенсита

Усталостные испытания образца выполненные по непрерывной схеме нагружения, привели к разрушению материала после 142000 циклов нагружения. Анализ субструктуры стали выявил градиентный характер изменения величины скалярной плотности дислокаций, амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки, азимутальной составляющей полного угла разориентации элементов субструктуры Указанные параметры достигают максимальных значений вблизи поверхности разрушения и, по мере удаления от нее снижаются (рисунок 5) Подобным образом изменяются средние продольные и поперечные размеры частиц цементита расположенных в объеме кристаллов пластинчатого мартенсита и на внутрифазных границах (границах зерен, пакетов, кристаллов пакетного и пластинчатого мартенсита) стали, достигая максимальных значений в слое

материала, расположенном вблизи поверхности разрушения. При этом частицы цементита, расположенные на внутрифазных границах, изменяют и свою форму.

X, мм

Рисунок 5 - Зависимость от расстояния до поверхности разрушения X средних размеров частиц цементита Д расположенных на границах зерен (кривая 1), пакетов (кривая 2), кристаллов пластинчатого (кривая 3) и пакетного (кривая 4) маргенсита. Усталостные испытания, выполненные по непрерывной схеме нагружения.

Прослойки частиц цементита, выделившихся вдоль границ кристаллов мартенсита на стадии низкотемпературного отпуска (структура исходного состояния), преобразуются в строчки частиц сферической формы, размеры которых устойчиво увеличиваются по мере приближения к плоскости максимального нагружения.

Усталостные испытания с последующим разрушением, выполненные по схеме с промежуточным токовым воздействием, выявили формирование градиентной субструктуры, что выразилось в следующем. Вблизи поверхности разрушения преобладают зерна а-фазы, в объеме которых наблюдается ячеисто-сетчатая дислокационная субструктура; по границам и в объеме ячеек которой располагаются частицы карбидной фазы глобулярной формы. Скалярная плотность дислокаций с увеличением расстояния от поверхности разрушения изменяется немонотонным образом, колеблясь вокруг средней, для данного объема материала, величины, равной 4,2-Ю10 см'2 (рисунок 6а, кривая 1). По мере удаления от поверхности разрушения объемная доля зерен с данным типом субструктуры снижается, исчезая на расстоянии —2,3 мм, и замещается зернами с кристаллами мартенсита, имеющими фрагментированную субструктуру. Средние размеры фрагментов увеличиваются по мере удаления от поверхности разрушения образца (рисунок 6а, кривая 3).

Новым элементом субструктуры разрушенного образца, сформировавшемся в процессе усталостного нагружения, являются субзерна, объемная доля которых уменьшается при удалении от поверхности разрушения и на расстоянии ~3,5 мм субзеренная структура практически не формируется. Субзерна имеют квазиизотропную форму, средние размеры их увеличиваются по мере прибли-

жения к поверхности разрушения Рассмотренная выше эволюция дефектной субструктуры материала сопровождается некоторым уменьшением амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки стали по мере приближения к поверхности разрушения образца (рисунок 6а, кривая 4). Менее однозначно изменяется величина азимутальной составляющей угла полной разориентации элементов субструктуры стали (рисунок 6а, кривая 2) - первый подъем величины угла азимутальной разориентации обусловлен деформационными процессами, протекающими при усталостном нагружении стали; второй, очевидно, является следствием наследования элементов мартенситной структуры стали исходного состояния.

р, Ю10, см" X, 105, см-1

Да, град

150 S

250 Рисунок 6 - Зависимость параметров 0 нм дефектной субструктуры стали (а), jóo средних размеров частиц цементита, расположенных в кристаллах мартен-150 сита (на дислокациях и границах фрагментов) (б) и на внутрифазных юс границах (в) от расстояния до поверхности разрушения X. Токовая обработка на промежуточной стадии усталостных испытаний. Обозначено, на

(а) р - скалярная плотность дислокаций (кривая 1); Да - азимутальная составляющая полного угла разориентации элементов субструктуры (кривая 2); d -размеры фрагментов (кривая 3); X - амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки (кривая 4); на

(б) - поперечные (d) (кривая 1) и продольные (L) (кривая 2) размеры частиц цементита, расположенных в кристаллах пластинчатого мартенсита, по границам (d) (кривая 3) и в стыках (D) (кривая 4) фрагментов, на (в): D - размеры частиц цементита, расположенных на границах зерен (кривая 1), пакетов (кривая 2), кристаллов пластинчатого (кривая 3) и пакетного (кривая 4) мартенсита

X, ММ

Немаловажной составляющей субструктуры исследуемой стали является карбидная фаза. Частицы карбидной фазы располагаются на дислокациях, границах фрагментов, кристаллов мартенсита, субзерен, пакетов и зерен. По мере

приближения к поверхности максимального нагружения средние размеры частиц карбидной фазы, расположенные на границах зерен (рисунок 6в, кривая 1), пакетов (рисунок 6в, кривая 2), кристаллов пластинчатого (рисунок 6в, кривая 3) и пакетного (рисунок 6в, кривая 4) мартенсита увеличиваются. Последнее вызвано возникновением в образце при усталостных испытаниях температурного и деформационного градиентов. При этом в наибольшей степени данная тенденция проявляется для частиц, расположенных на границах зерен (рисунок 6в, кривая 1), в наименьшей степени - для частиц, расположенных на границах пластин мартенсита (рисунок 6в, кривая 3). Менее однозначно изменяются размеры частиц цементита, расположенных в объеме кристаллов пластинчатого мартенсита на дислокациях (рисунок 66, кривые 1 и 2) и по границам (рисунок 66, кривая 3) и в стыках границ (рисунок 66, кривая 4) фрагментов.

Показано, что одним из проявлений усталостно-индуцированного градиента стали 60ГС2 является эволюция структурно-фазового состояния пакета кристаллов мартенсита по мере приближения к поверхности разрушения образца. А именно, выявлены два пути эволюции пакета: в одном случае в объеме пакета наблюдается разрушение границ кристаллов мартенсита путем их рассыпания (рисунок 7а), формирование ячеисто-сетчатой дислокационной субструкгу-ры в которой частицы цементита располагаются по границам ячеек, в другом -субзеренной структуры с последующим протеканием начальной стадии рекристаллизации (рисунок 76). Количественный анализ показывает, что средние размеры субзерен и их объемная доля по мере приближения к поверхности разру-

Рисунок 7 - Электронно-микроскопическое изображение двух типов субструктуры, формирующейся в результате разрушения пакета мартенсита при усталостных испытаниях стали 60ГС2 Стрелками указаны на (а) - частицы цементита, располагавшиеся по границам кристаллов пакетного мартенсита, на (б) - субзеренная структура.

шения увеличиваются и в слое материала, расположенном вблизи от поверхности разрушения (~1 мкм), составляют 276 нм (рисунок 8а, кривая 1) и -48%, соответственно (рисунок 86, кривая 2). Из рассмотрения представленных на рисунок 8а результатов следует, что скорость увеличения средних размеров субзерен стремительно возрастает вблизи от поверхности разрушения. Электронно-микроскопические исследования показали, что стремительный рост субзерен связан с включением механизма коалесценции субзерен Частицы, сдерживавшие рост субзерен, в данном случае не являются эффективным препятствием и сохраняются внутри укрупняющегося таким образом субзерна При достижении критического размера субзерна превращаются в центры рекристаллизации, спо-« собные к самопроизвольному росту. Увеличение средних размеров и объемной

доли субзерен сопровождается ростом азимутальной составляющей угла полной разориентации субструктуры стали (рисунок 8а, кривая 2). Следовательно, по мере приближения к поверхности разрушения увеличиваются не только средние размеры субзерен, но и степень их разориентации.

Рисунок 8 - Зависимость параметров элементов субструктуры стали от расстояния до поверхности разрушения X. Обозначено на (а): й - средние размеры субзерен (кривая 1) и средние поперечные размеры кристаллов пакетного мартенсита (кривая 3), Ла - азимутальная составляющая полного угла разориентации элементов субструктуры (кривая 2); на (б): 8-объемная доля: пакетов с четко выраженными границами кристаллов мартенсита (кривая 1); субзеренной структуры (кривая 2); пакетов с рассыпавшимися границами (кривая 3).

В усталостно разрушенном образце сохраняется некоторое количество пакетов с четко выраженными границами кристаллов мартенсита. Объемная доля таких пакетов снижается по мере приближения к поверхности разрушения (рисунок 86, кривая 1). Одновременно с этим возрастают средние поперечные размеры кристаллов мартенсита в пакете (рисунок 8а, кривая 3).

Совершенно иным образом эволюционируют пакеты с рассыпающимися границами. Частицы карбидной фазы, ранее располагавшиеся строчками вдоль границ кристаллов мартенсита, коагулируют, стройные ряды частиц нарушаются и в слое материала, расположенном вблизи поверхности разрушения фиксируется структура зеренного типа (ранее пакеты кристаллов мартенсита), содержащая ячеисто-сетчатую дислокационную субструктуру. Частицы карбидной фазы располагаются как внутри, так и по границам ячеек. Объемная доля данного типа структуры стали вблизи поверхности разрушения образца составляет -30% (рисунок 86, кривая 3).

Изложенные выше результаты позволили высказать предположение, что уже в исходном состоянии в стали 60ГС2 в результате закалки формируются пакеты двух типов - пакеты, кристаллы мартенсита которых разделены преимущественно болыпеугловыми границами общего и специального типа и пакеты, в которых преобладающими являются малоугловые разориентировки между кристаллами мартенсита.

Основные выводы

1. Установлено, что сталь 08Х18Н10Т в исходном состоянии является многофазным разномасштабным поликристаллическим материалом, зерна которого содержат двойники термического происхождения и дислокационную субструктуру различной степени самоорганизации. Вторые фазы представлены карбидными частицами, размеры которых изменяются от десятков нанометров до единиц микрометра. Мест.ши расположения частиц являются внутрифазные границы и стыки границ, элементы дислокационной субструктуры, а также строчки дендритной ликвации. Термомеханическая обработка стали сопровождается формированием дальнодействующих полей напряжений, амплитуда которых достигает максимальных значений в окрестностях частиц второй фазы.

2. Показано, что разрушение стали в результате многоцикловых усталостных испытаний привело к существенному изменению субструктуры приповерхностного слоя (слоя максимального усталостного нагружения) образца и способствовало, во-первых, существенному уменьшению средних размеров зерен, снижению коэффициента их анизотропии и увеличению утла рассеяния вектора структурной текстуры, во-вторых, снижению объемной доли зерен, содержащих микро-

двойники и, в-третьих, практически полному исчезновению карбидной строчеч-ности в зоне разрушения образца.

3. Выявлено, что воздействие импульсным электрическим током на сталь, прошедшую усталостные испытания, привело к изменениям зеренной и внутризе-ренной структуры, а также карбидной подсистемы материала, которые заключаются, во-первых, в уменьшении средних размеров зерен, во-вторых, в увеличении скалярной плотности дислокаций, в-третьих, в перестройке дислокационной субструктуры путем замещения дислокационного хаоса «упорядоченным» типом дислокационной субструктуры, в-четвертых, в коагуляции частиц карбидной фазы, в-пятых, в растворении частиц, расположенных в матрице и повторном выделении их вдоль внутрифазных границ в виде тонких прослоек, в-шестых, в залечивании микротрещин, сформировавшихся в усталостно нагруженном материале вдоль межфазных границ раздела карбид / матрица и, наконец, в-седьмых, в существенной релаксации дальнодействующих полей напряжения.

4. Установлено, что усталостное разрушение предварительно обработанных токовыми импульсами образцов приводит к множественным изменениям состояния его структуры Это выражается, во-первых, в уменьшении средних продольных и поперечных размеров зерен, коэффициента анизотропии и угла отклонения вектора структурной текстуры от продольной оси образца, во-вторых, в разрушении карбидной строчечности стали и, в-третьих, в существенном снижении объемной доли зерен, содержащих микродвойники.

5. Показано, что многоцикловые усталостные испытания стали 08Х18Н10Т, выполненные по непрерывной схеме и в условиях промежуточного токового воздействия, приводят к формированию структуры, параметры которой закономерным образом изменяются по мере удаления от лицевой поверхности образца. Последнее указывает на формирование градиентной структуры, индуцированной в аустенитной стали многоцикловыми усталостными нагружениями и токовым воздействием.

удаления от зоны разрушения образца, что свидетельствует о формировании усталостно-индуцированного структурно-фазового градиента.

7. Токовая обработка стали, сопровождающаяся релаксацией дефектной субструктуры и коагуляцией частиц карбидной фазы, не приводит к разрушению градиентного характера структурно-фазового состояния материала, сформировавшегося в результате усталостных испытаний.

8. Усталостное нагружение подвергнутой токовой обработке стали приводит к росту толщины слоя с измененным структурно-фазовым состоянием материала. Последнее свидетельствует о том, что токовое воздействие способствует увели- * чению объема материала вовлекаемого в процесс деформирования при последующем усталостном нагружении образца

9. Обнаружены два пути эволюции структурно-фазового состояния пакета мартенсита, что связано с преимущественным наличием в пакете мало- или больше-угловых разориентировок между кристаллами мартенсита. Высказано предположение, что формирование двух морфологических типов пакета мартенсита обусловлено разнозернисгостью стали.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Иванов Ю.Ф., Грачев В.В., Ивахин М.Г1. и др. Эволюция дефектной суб-сгруктуры закаленной стали 60ТС2 при усталости в условиях электростимулирования // Известия РАН. Серия физическая. 2004. т.68, №10. с. 1436-1442.

2. О.В.Соснин, М.П.Ивахин, В.В.Коваленко и др. Закономерности и механизмы эволюции структурно-фазового состояния закаленной углеродистой стали при электростимулированной усталости // Известия ВУЗов. Физика № 9, 2004, -

С. 53-61. /

3. Ю.Ф.Иванов, В.В.Коваленко, М.П.Ивахин и др. Структурно-фазовые градиенты, индуцированные многоцикловыми усталостными испытаниями в условиях промежуточного электростимулирования // Тезисы докладов Международной конференции «Физико-химические процессы в неорганических материалах». Кемерово: Изд-во КемГУ, 2004. т.2, -С 228.

4. М.П.Ивахин, Ю.Ф.Иванов, О.В.Соснин и др. Роль электростимулирования в формировании градиентной структуры закаленной стали 60ГС2 // Вестник горно-металлургической секции РАЕН. Отделение металлургии. 2004, вып.13, -С. 168-175.

5. М.П.Ивахин, Ю.Ф.Иванов, С В.Коновалов и др. Градиенты субструктуры усталостно-нагруженной стали 60ГС2 при импульсных токовых воздействиях // Материалы V-й Международной конференции "Электротехнические материалы и компоненты", Крым, Алушта: Изд-во МЭИ. 2004, -С.329-331.

6. М.П.Ивахин, Ю.Ф.Иванов, В.Е.Громов и др. Эволюция структурно-фазовых градиентов в стали 60ГС2 при усталости с токовым воздействием // Тезисы Международной научно-технической конференции «Теория и технология процессов пластической деформации-2004», М. : Изд-во МИСИС, 2004. -С.248.

7. М.П.Ивахин, Ю.Ф.Иванов, Громов В.Е. и др. Эволюция структурно-фазовых градиентов в стали 60ГС2 при усталости с токовым воздействием // Тезисы Международной научно-технической конференции «Теория и технология процессов пластической деформации-2004», М.: Изд-во МИСИС, 2004. -С.260.

8. Ю.Ф.Иванов, В.Е.Громов, М.П.Ивахин и др. Роль импульсного токового воздействия в эволюции дислокационной субструктуры закаленной стали 60ГС2 при усталости // Материалы XLIII Международной конференции, Витебск: Изд-во ВГТУ, 2004, 4.2, -С.88.

9 В.В Грачев, А.В.Громова, В Я.Целлермаер, М.П.Ивахин и др. Dislocation substructures evolution in the low-and medium- carbon steels in drawing process // Abstracts of 2nd International conference and exhibition on new developments in metallurgical process technology. Riva del Garda - Italy. 2004. -P.146. 10. М.П.Ивахин, Ю.Ф.Иванов, С.В.Коновалов и др.Эволюция фазового состава и дислокационной субструктуры мартенситной стали 60ГС2 при многоцикловой усталости // Тезисы I Международной школы «Физическое материаловедение». Тольятти: Изд-во ТГУ. 2004. -С.23.

11 В.А.Петрунин, В.Я.Целлермаер, О.В.Соснин, М.П.Ивахин и др. Роль дислокационного ансамбля в повышении усталостного ресурса сталей при токовом воздействии // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2004. №2, -С.12-15.

12. Ю.Ф.Иванов, М.П.Ивахин, А.В.Громова и др. Управление эволюцией дислокационной субструктуры токовыми импульсами при усталости // Сборник тезисов XV Петербургских чтений по проблемам прочности. С-П.: Изд-во ФТИ им. А.Ф. Иоффе РАН. 2004. -С.24.

13. В.В. Грачев, A.B. Громова, В.Я. Целлермаер, М.П. Ивахин и др. Дислокационные субструктуры, формирующиеся в феррито-перлитных сталях при неоднородной пластической деформации // Тезисы докладов XVII Уральской школы

металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения». Киров: изд-во ВятГУ. 2004. -С.41-42.

14. О.В.Соснин, Ю.Ф.Иванов, А.В.Громова, М.П.Ивахин и др. The analysis of gradient structure and phase evolution in the zone of fatigue crack growth of perlite steel // Сборник тезисов XV Петербургских чтений по проблемам прочности. СП.: Изд-во ФТИ им. А.Ф. Иоффе РАН. 2004. -С.26.

15. М.П.Ивахин, Ю.Ф.Иванов, В.Е.Громов и др. Структурно-фазовые превращения в сталях при усталости с токовым воздействием // Материалы VI Международной конференции «Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов». Воронеж: Изд-во ВГТУ. 2005. -С.39-43.

16. Ивахин М.П., Иванов Ю.Ф., Коновалов C.B. и др. Образование градиентных структурно-фазовых состояний в стали 60ГС2 при усталости с электростимулированием // Тезисы докладов 44 международной конференции «Актуальные проблемы прочности». - Вологда: Изд-во ВолГТУ. 2005. -С.41.

17. Ю.Ф.Иванов, В.В.Коваленко, М.П.Ивахин и др. Структурно-фазовый градиент, индуцированный усталостными испытаниями в условиях промежуточного электростимулирования //Физическая мезомеханика, 2004. т.7, № 3, -С.29-33.

18. Сучкова Е.Ю., Ивахин М.П., Громова A.B. и др. Анализ поверхности усталостного разрушения закаленной стали 60ГС2 // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2005. №1. -С.68-69.

19. Ивахин M.II., Воробьев C.B., Громова A.B. и др. Управление усталостным ресурсом сталей токовым импульсным воздействием // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2005. №1. -С. 19-20.

20. Громов В. Е., Иванов Ю. Ф., Козлов Э. В., Ивахин М. П. и др. Эволюция структурно-фазовых состояний в стали при усталости с токовым импульсным воздействием // Деформация и разрушение материалов. 2005. №6. -С.2-12.

21. Иванов Ю.Ф., Ивахин М.П., Коновалов C.B. и др. Усталостно-индуцированные структурно-фазовые градиенты в стали 60ГС2 // Известия вузов. Черная металлургия. 2005. №8 .-С.29-34.

22. Иванов Ю.Ф., Ивахин М.П., Коновалов C.B. и др. Формирование и эволюция структурно-фазовых градиентов в стали 60ГС2 при усталости с токовым воздействием //Ишестая вузов. Черная металлургия. 2005. №9. С.20-23.

Изд.лиц. № 01439 от 05.04.2000. Подписано в печать 11.2005. Формат бумаги 60x84 1/16. Бумага писчая. Печать офсетная Усл.печ.л. Уч.изд.л. 7 Тираж 100 экз. Заказ/45

ГОУВПО «Сибирский государственный индустриальный универсиггет» 654007, г. Новокузнецк, ул. Кирова, 42 Издательский центр ГОУ ВПО «СибГИУ»

»24775

РНБ Русский фонд

2006^4 27633

Содержание диссертации автор исследовательской работы: кандидата технических наук, Ивахин, Максим Петрович

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. УСТАЛОСТЬ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ И ВЛИЯНИЕ ИМПУЛЬСНОГО ТОКОВОГО ВОЗДЕЙСТВИЯ НА ЕЕ ПАРАМЕТРЫ.

1.1. Общие сведения о природе усталости.

1.1.1. Периоды и стадии усталости.

1.1.2. Период распространения усталостных трещин.

1.2. Методы наблюдения за процессами, происходящими при усталости. щ 1.3. Моделирование процессов трещинообразования.

1.4. Факторы, влияющие на сопротивление усталости металлов и сплавов.

1.5. Эволюция параметров зеренной структуры и дислокационных субструктур при усталости и импульсном токовом воздействии.

1.6. Градиентные структуры в сталях и сплавах.

1.7. Выводы из литературного обзора и постановка задачи исследования.

2. МАТЕРИ АЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ.

2.1. Материалы для исследований. 2.2. Методика усталостных испытаний.

2.3. Генератор токовых импульсов.

2.4. Методика и установка измерения скорости ультразвука.

2.5. Методики структурных исследований.

2.6. Методика количественной обработки результатов исследований

3. УСТАЛОСТНО-ИНДУЦИРОВАННЫЙ СТРУКТУРНО

ФАЗОВЫЙ ГРАДИЕНТ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ 08Х18Н10Т.

3.1. Структура и фазовый состав стали в исходном состоянии.

3.1.1. Зеренная структура стали.

3.1.2. Внутризеренная структура стали.

Ф 3.2. Усталостно-индуцированный градиент структуры и фазового состава стали в зоне усталостного разрушения (непрерывная схема усталостных испытаний).

3.2.1. Зеренная структура стали.

Ф 3.2.2. Градиент внутризеренной структуры стали.

3.3. Закономерности и корреляции, реализующиеся при формировании градиента структуры в условиях непрерывной схемы усталостных испытаний. щ 3.4. Структура и фазовый состав стали, подвергнутой импульсному токовому воздействию на промежуточной стадии нагружеиия.

3.4.1. Зеренная структура стали.

3.4.2. Внутризеренная структура стали.

3.5. Усталостно-индуцированный градиент структуры и фазового состава в зоне усталостного разрушения предварительно обработанной импульсным током стали.

3.5.1. Зеренная структура стали.

3.5.2. Градиент внутризеренной структуры стали.

3.6. Закономерности и корреляции, реализующиеся при формировании ^ градиента структуры в процессе усталостного разрушения предварительно обработанной токовыми импульсами стали.

Введение диссертация по физике, на тему "Формирование градиентных структурно-фазовых состояний в аустенитных и мартенситных сталях при усталости и импульсном токовом воздействии"

Вопросы усталостной прочности конструкционных материалов и элементов машин на протяжении последних десятилетий являлись предметом самого пристального рассмотрения и в качестве объекта научных исследований, и как поставленная практикой необходимость при проведении проектных и конструкторских разработок.

Долговечность и надежность машин во многом определяются их сопротивлением усталости, так как в подавляющем большинстве случаев для деталей машин основным видом нагружения являются динамические, повторные и знакопеременные нагрузки, а основной вид разрушения - усталостный.

Усталостная прочность и долговечность являются важными критериями оценки работоспособности и ресурса многочисленных деталей и конструкций. Их роль особенно возрастает для современных высоконагруженных ответственных изделий, подвергающихся воздействию циклических нагрузок не только в области много-, но и малоцикловой усталости. Хотя со времени построения первой кривой усталости прошло более 140 лет и в настоящее время кривые усталости построены для всех известных конструкционных материалов, однако все еще не удалось полностью решить проблему циклической прочности ни в области изучения физической природы этого явления, ни в области инженерного подхода к этому вопросу.

Сложность оценки циклической прочности конструкционных материалов связана с тем, что на усталостное разрушение оказывают влияние много различных факторов (структура, состояние поверхностного слоя, температура и среда испытания, частота нагружения, концентрация напряжений, асимметрия цикла, масштабный фактор и ряд других).

Для установления закономерностей накопления повреждений при усталости и физической природы явления на разных его стадиях важное значение имеет знание эволюции дислокационных субструктур.

В общем случае процесс усталости связан с постепенным накоплением и взаимодействием дефектов кристаллической решетки (вакансий, междо-узельных атомов, дислокаций, дисклинаций, двойников, границ блоков и зерен и т.д.) и, как следствие этого, с развитием усталостных повреждений в виде образования и распространения микро- и макроскопических трещин. Значительный экспериментальный материал, проанализированный в монографиях [1-14], подчеркивает сложность поведения металлов и сплавов при усталости.

Усталости присуща стадийность процесса, характеризующаяся определенными структурно-фазовыми превращениями и эволюцией дислокационных субструктур. Помимо того, что изменения дислокационной субструктуры позволяют оценить приближение наступления критической стадии разрушения и предсказать его, важным является возможность восстановления ресурса металла, его долговечности и работоспособности за счет внешних энергетических, и, в первую очередь, импульсных токовых воздействий [15].

Реализация данной цели потребовала решения следующих задач:

1. Исследование на статистическом (количественном) уровне эволюции фазового состава и дефектной субструктуры стали аустенитного и мартен-ситного классов в процессе многоцикловых усталостных испытаний в схеме с непрерывным нагружением и в условиях импульсной токовой обработки на промежуточной стадии испытаний;

2. Выявление закономерностей формирования усталостно-индуцированного градиента зеренной и субзеренной структуры стали аустенитного и мартенситного классов в зоне усталостного роста трещины и в зоне долома;

3. Анализ особенностей и закономерностей эволюции пакета мартенсита в условиях усталостного нагружения;

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Совокупность экспериментальных результатов, полученных при сравнительном анализе дефектной субструктуры и фазового состояния аустенитной и мартенситной сталей, подвергнутых усталостным испытаниям по непрерывной и в условиях промежуточного импульсного токового воздействия схемам.

4. Закономерности разрушения пакета мартенсита в условиях усталостного нагружения закаленной стали.

Достоверность полученных в работе результатов обеспечивается комплексным подходом к решению поставленных задач с использованием современных широко апробированных методов и методик исследования, применением статистических методов обработки экспериментальных результатов, сопоставлением установленных в работе закономерностей фактам, полученным другими авторами.

Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих научных конференциях, совещаниях и семинарах: IX Международной конференции "Физико-химические процессы в неорганических материалах. Кемерово. 2004г.; V Международной конференции "Электротехнические материалы и компоненты". Алушта. 2004г.; Международная научно-технической конференции "Теория и технология процессов пластической деформации-2004", Москва. 2004г.; XLIII Международной конференции. Витебск. 2004г.; 2nd International conference and exhibition on new developments in metallurgical process technology. Riva del Garda - Italy. 2004г.; I Международной школе "Физическое материаловедение". Тольятти. 2004г.; XV Петербургских чтениях по проблемам прочности, посвященных 100-летию со дня рождения академика С.Н. Журкова. Санкт-Петербург. 2005г.; VI Международной конференции «Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов». Воронеж, 2005г.; 44 Международной конференции «Актуальные проблемы прочности». Вологда. 2005г., VIII Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах». Барнаул. 2005г.

Заключение диссертации по теме "Физика конденсированного состояния"

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Установлено, что сталь 08X18НЮТ в исходном состоянии является многофазным разномасштабным поликристаллическим материалом, зерна которого содержат двойники термического происхождения и дислокационную субструктуру различной степени самоорганизации. Вторые фазы представлены карбидными частицами, размеры которых изменяются от десятков нанометров до единиц микрометра. Местами расположения частиц являются внутрифазные границы и стыки границ, элементы дислокационной субструктуры, а также строчки дендритной ликвации. Термомеханическая обработка стали сопровождается формированием дальнодействующих полей напряжений, амплитуда которых достигает максимальных значений в окрестностях частиц второй фазы.

2. Показано, что разрушение стали в результате многоцикловых усталостных испытаний привело к существенному изменению субструктуры приповерхностного слоя (слоя максимального усталостного нагружения) образца и способствовало, во-первых, существенному уменьшению средних размеров зерен, снижению коэффициента их анизотропии и увеличению угла рассеяния вектора структурной текстуры, во-вторых, снижению объемной доли зерен, содержащих микродвойники, и, в-третьих, практически полному исчезновению карбидной строчечности в зоне разрушения образца.

3. Выявлено, что воздействие импульсным электрическим током на сталь, прошедшую усталостные испытания, привело к изменениям зеренной и внутричерепной структуры, а также карбидной подсистемы материала, которые заключаются, во-первых, в уменьшении средних размеров зерен, во-вторых, в увеличении скалярной плотности дислокаций, в-третьих, в перестройке дислокационной субструктуры путем замещения дислокационного хаоса «упорядоченным» типом дислокационной субструктуры, в-четвертых, в коагуляции частиц карбидной фазы, в-пятых, в растворении частиц, расположенных в матрице и повторном выделении их вдоль внутрифазных границ в виде тонких прослоек, в-шестых, в залечивании микротрещин, сформировавшихся в усталостно нагруженном материале вдоль межфазных границ раздела карбид / матрица и, наконец, в-седьмых, в существенной релаксации дальнодействующих полей напряжения.

4. Установлено, что усталостное разрушение предварительно обработанных токовыми импульсами образцов приводит к множественным изменениям состояния его структуры. Это выражается, во-первых, в уменьшении средних продольных и поперечных размеров зерен, коэффициента анизотропии и угла отклонения вектора структурной текстуры от продольной оси образца, во-вторых, в разрушении карбидной строчечное™ стали, и, в-третьих, в существенном снижении объемной доли зерен, содержащих микродвойники.

5. Показано, что многоцикловые усталостные испытания стали 08Х1 8Н 1 ОТ, выполненные по непрерывной схеме и в условиях промежуточного токового воздействия, приводят к формированию структуры, параметры которой закономерным образом изменяются по мере удаления от лицевой поверхности образца. Последнее указывает на формирование градиентной структуры, индуцированной в аустенитной стали многоцикловыми усталостными нагруже-ниями и токовым воздействием.

6. Обнаружено, что усталостные испытания стали 60ГС2, находящейся в закаленном состоянии, сопровождаются закономерным изменением дефектной субструктуры кристаллов мартенсита и карбидной подсистемы материала по мере удаления от зоны разрушения образца, что свидетельствует о формировании усталостно-индуцированного структурно-фазового градиента.

8. Усталостное нагружение подвергнутой токовой обработке стали приводит к росту толщины слоя с измененным структурно-фазовым состоянием материала. Последнее свидетельствует о том, что токовое воздействие способствует увеличению объема материала, вовлекаемого в процесс деформирования при последующем усталостном нагружении образца.

9. Обнаружены два пути эволюции структурно-фазового состояния пакета мартенсита, что связано с преимущественным наличием в пакете мало- или болынеугловых разориентировок между кристаллами мартенсита. Высказано предположение, что формирование двух морфологических типов пакета мартенсита обусловлено разнозернистостью стали.

Список источников диссертации и автореферата по физике, кандидата технических наук, Ивахин, Максим Петрович, Новокузнецк

1. Иванова B.C. Усталостное разрушение металлов. М.: Металлургиздат, 1963. - 272 с. .

2. Терентьев В.Ф. Полная кривая усталости металлов и сплавов // Технол. мет. 2004. №6. С. 12-16.

3. Ботвина Л.Р. Гигацикловая усталость — новая проблема физики и механики разрушения // Заводская лаборатория: Диагност, матер. 2004. 70, №4. -С.41-51.

4. Ботвина Л.Р. Общие закономерности процессов разрушения и кристаллизации // МиТОМ. 1994, № 8. С.2-6.

5. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. М: Изд-во «Металлургия», 1984. - 280 с.

6. Терентьев В.Ф., Пойда И.В. Образование малых трещин при усталости. Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка // М.: Изд-во ВИНИТИ, 1991, Том 25. С.60-94.

7. Иванова B.C., Терентьев В.Ф. Природа усталости металлов. М.: Изд-во «Металлургия», 1975. - 454 с.

8. Терентьев В.Ф., Оксогоев A.A. Циклическая прочность металлических материалов. Новосибирск: Из-во НГТУ, 2001. - 80с.

9. Новиков И.И., Ермишкин В.А. Об анализе деформационных кривых металлов//Металлы, 1995. № 6. С. 142-154.

10. Petitpas Eric, Campion В. Crack propagation in a gun barrel due to the firing thermo-mechanical stresses // Trans. ASME. J. Pressure Vessel Technol. 2003. 125, - №3, P.293-298.

11. Zhao Yongxiang. Size evolution of the surface short fatigue cracks of lCrl8Ni9Ti weld metal // J.Mater. Sci. and Technol. 2003. 19, - №2, - P. 129132.

12. Вакуленко И.А., Раздобреев В.Г. Связь величины критического раскрытия трещины с параметрами деформационного упрочнения углеродистой стали // Металлы. 2003, - №1, - С.73-77.

13. Попов Б.Е., Илларионов Э.И. Фрактографический метод анализа скорости роста усталостных трещин в малолегированных алюминиевых гранулируемых сплавах // Технол. мет. 2003, - №3, - С. 10-14.

14. Гудков A.A. Методы наблюдения за развивающейся усталостной, трещиной//Технол. мет. 2003, - №11, - С.33-37.

15. Asoka-Kumar P., Hartley J.H., Howell R.H. et al. Direct observation of carbondecorated defects in fatigued type 304 stainless steel using positron annihilation spectroscopy//Acta mater. 2002. 50, - №7, - P. 1761-1770.

16. Kawaguchi Yasuhiro, Shirai Yasuharu. Fatigue evaluation of type 316 stainless steel using positron annihilation shape analysis and coincidence positron lifetime measurement // J.Niicl. Sci. andTechnol. 2002. 39, - № 10, - P. 1033-1040.

17. Mazari ML, Bouchouicha В., Lousdad A. et al. Estimation of the energy for crack creation using micro-hardness measures for aluminium alloy 7075 T7 and an E460 steel // J. Mater. Sci. and Technol. 2003, - №1, - P.34-47.

18. Yaegashi Kou, Kamada Yasuhiro, Echigoya Junichi et al. Неразрушающая оценка субструктуры деформации в стали SM490YA, подвергнутой усталости, с использованием магнитных измерений // J. Iron and Steel Inst. Jap. -2003. 89,-№8,-P.871-876.

19. Yagi К., Sato N., Sato Y. et al. Detection and evaluation of the depth of surface cracks in conductive materials by using a loop antenna // Appl. Phys. A. 2003. 77, - №3-4, - P.461-468.

20. Okido S., Enomoto K., Machida T. et al. Measurement of residual stress distribution vicinity of the crack on peened surface of type 304 stainless steel by neutron diffraction method // JAERI-Rev. 2002, - № 028; - P. 109-113.

21. Nalcayama Talcenori, Yuse Fumio, Tsubolcawa Yoshiyulci, Matsui Junji. Direct observations of cracks and voids in structural materials by X-ray imaging using ultra-bright synchrotron radiation // ISIJ Int. 2003. 43, - №4, - P.589-596.

22. ИЭСим. Е.О.Патона HAH Украины.-2002,-C. 155-160.

23. Sebald R., Gottstein G. Modeling of recrystallization textures: interaction ofnucleation and growth//Acta mater. 2002. 50, - №6, - P. 1587-1598.

24. Chateau J.P., Delafosse D., Magnin T. Numerical simulations of hydrogen-dislocation interactions in fee stainless steels. Pt.I. Hydrogen-dislocation interactions in bulk crystals // Acta mater. 2002. 50, - №6, - P. 1507-1522.

25. Chateau J.P., Delafosse D., Magnin T. Numerical simulations of hydrogen-dislocation interactions in fee stainless steels. Pt.II. Hydrogen effects on crack tip plasticity at a stress corrosion crack // Acta mater. 2002. 50, - №6, P. 1523-1538.

26. Wang Guo-zhen, Liu Guo-hui, Chen Jian-hong. Влияние размеров образцов с предварительно нанесенной трещиной на напряжение локального хрупкого разрушения по кристаллографическим плоскостям скольжения // J. Gansu Univ. Technol. 2002. 28, - № 2, - P. 1-4.

27. Найми E.K., Андреев Г.А., Котелкин А.В. и др. Прогнозирование усталостных свойств металлов на основе обобщенной реологической модели // Изв. вузов. Черная металлургия. 2004, - №3, - С.37-39.

28. Yang Jihong, Li Shouxin, Ke Wei. Влияние граничных условий на дислокационные картины в медных монокристаллах, испытанных на усталость, имитированные с помощью динамики отдельной дислокации // Acta met. sin. -2003. 39, №7, - P.704-710.

29. Li Hai-mei, Song Gang, Liu Yong-zhi. Формула для оценки предела усталости металлических материалов // J. Zhengzhou Univ. Eng. Sci. 2002. 23, - №4,- P.26-29.

30. Wang Dong-Feng, Kang Ви-Xi, Liu Ping et al. Динамика фазовых превращений горячекатаного сплава Cu-Ni-Si в процессе старения после холодной деформации // J. Henan Univ. Sei. and Technol. Nartur. Sei. 2003. 24, №4, P. 1 -3.

31. Ермишкин B.A., Лепешкин Ю.Д. Метрологические аспекты аналитического описания кривых усталости конструкционных материалов // Перспективные материалы. 2001, - №5, - С.90-97.

32. Zhang Yongjun, Xue Ling, Han Jingtao. Внутренние переменные в технологии залечивания трещин //. J. Univ. Sei. and Techn. Beijing. 2003. 25, - №2, -P.143-146.

33. Guo Wan-lin. Трехмерное усталостное разрушение в комплексных средах // Acta Aeron. el Asfronaut. Sin. 2002. 23, - №3, - P.215-220.

34. Куранова В.А., Плужников С.И., Федоров В.А. и др. Аналитическая оценка зарождении микротрещин в вершинах и на границах двойников в ОЦК и ГЦК металлах // Вестник Тамбовского университета. Естеств. и техн. н. -2002. 7,-№1,-С.99.

35. Zhao Kang, Wang Hong, Zheng Xiulin. Распределение временного разрушения мягкой углеродной стали при переменном растягивающем напряжении. Моделирование этого распределения // J.Northwest. Polytechn. Univ. 2001. 19, - №3, с.55-60.

36. Chen Ying feng, Li Yingyan, Niu Lisha et al. Влияние остаточных напряжений на задержку образования усталостной трещины в поле напряжения смешанного типа для алюминиевых сплавов // J. Aeron. Mater. 2003. 23, - №4, -P.1-4.

37. Махутов H.A., Макаренко И.В., Макаренко Л.В. Влияние анизотропии физико-механических свойств на кинетику трещин в аустенитных сталях // Проблемы прочности. 2004, - №1, - С. 113-119.

38. LÍ Mei-Juan, Ни Hai-Yun, Xing Xiu-San. Соотношение между усталостной долговечностью и размером зерна поликристаллических металлов // Acta phys. sin. 2003. 52, - №8, - Р.2092-2095.

39. Wang Yeshuang, Sun Baode, Wang Qudong et al. An understanding of the hot tearing mechanism in AZ91 magnesium alloy // Mater. Lett. 2002. 53, - №1-2, -P.35-39.

40. Liu J., Bowen P. Fatigue crack growth in a Ti/321s/SCS-6 composite // Acta mater. 2002. 50, - №17, - P.4205-4218.

41. Sawai Tatsuaki, Matsuoka Saburo, Tsuzaki Kaneaki. Свойства при мало- и многоцикловой усталости ультрамелкозернистых низкоуглеродистых сталей // J. Iron and Steel Inst. Jap. 2003. 89, - № 6, - с 726-733.

42. Иванова B.C., Баланкин А.С., Бунин И.Ж. и др. Синергетика и фракталы в материаловедении. М.: Наука, 1994. - 585 с.

43. Gao Yu-kui. Влияние дробеструйной обработки на свойства при усталости на растяжение-растяжение в титановом сплаве Ti-10V-2Fe-3 Al // Chin. J. Non-ferrous Metals. 2004. 1,14, - №1, - C.60-63.

44. Li Mei-Juan, Ни Hai-Yun, Xing Xiu-San. Соотношение между усталостной долговечностью и размером зерна поликристаллических металлов // Acta phys. sin. 2003. 52, - № 8, - С.2092-2095.

45. Терентьев В.Ф. Усталость металлических материалов. -М.: Наука, 2002. -248с.

46. Wan Jiansong, Yue Zhufeng, Geng Xiaoliang et al. Influence of grain boundary on fatigue behavior of Ni-base bicrystals // J. Mater. Sci. and Technol. 2002. 18,-№1, - P.69-72.

47. Lehmhus D., Marschner C, Banhart J. Influence of heat treatment on compression fatigue of aluminium foams // J. Mater. Sci. 2002. 37, - №16, - P.3447-3451.

48. Ma Longzhou, Chang Keh-Minn, Mannan Sarwan K. Effect of prolonged isothermal exposure on elevated-temperature, time-dependent fatigue-crack propagation in INCONEL alloy 783 // J. Met. and Mater. Trans. A. 2002. 33, - № 1 1,- P.3465-3478.

49. Furuya Y., Matsuoka S. Improvement of gigacycle fatigue properties by modified ausforming in lm 2000 MPA class low-alloy steels // Mater. Trans. A.2002. 33, №11, - P.3421-3431.

50. Zhang Hailong, Sun Jun. Изменение плотности чистого Fe в процессе залечивания усталостных микротрещин при отжиге // Acta met. sin. 2003. 39, -№4, - P.351-354.

51. Ding Jian, Zhang Di, Fan Tong-xiang et al. Improving fatigue property of Al-Li alloy by thermo-mechanical treatment // Nonferrous Metals Soc. China. 2003. 13,- №4, P.814-817.

52. Peng Yi, Wu Xiao-Chun, Min Yong-An. Effect of the compound layer of plasma influence on thermal fatigue behavior of 4Cr5MoSiVl steel // J. Ihai Univ.2003. 7,-№l,-P.87-92.

53. Sharp P.K., Liu Q., Barter S.A. et al. Fatigue life recovery in aluminum alloy aircraft structure // Fatigue and Fract. Eng. Mater, and Struct. 2002. 25, - №2, -P.99-109.

54. Mabru С, Bertheau D., Pautrot S. et al.-Influence of temperature and environment on fatigue crack propagation in a TiAI-based alloy // Eng. Fract. Mech. -1999. 64, -№l,-P.23-47.

55. Yang Fu-min, Sun Xiao-feng, Guan Heng-rong et al. Высокотемпературная многоцикловая усталость кобальтового суперсплава K40S // Chin. J. Nonfer-rous Metals. -2003. 13, №1, - P.141-146.

56. Young George A., Scully John R. The effects of test temperature, temper, and alloyed copper on the hydrogen-controlled crack growth rate of an Al-Zn-Mg-(Cu) alloy // Met. and Mater. Trans. A. 2002. 33, - №4, - P. 1167-1181.

57. Vogt Jean-Bernard, Leon Sosa Jose, Argillier Sylvie. High temperature low cycle fatigue of 2,25Cr-lMo steels: Role of microstructure and effect of environment //JSME Int. J.A. 2002. 45, - №1, - P.46-50.

58. Тимонин B.A., Вигдорович В.И. Растрескивание напряженных низколегированных мартенситных сталей в растворе электролитов // Вестник Тамбовского университета. Серия Естеств. и техн. н. 2002. 7, - №1, - Р. 161-165.

59. Бердин В.К., Караваева М.В., Сютина JI.A. Влияние вида нагружения на эволюцию микроструктуры и кристаллографической текстуры в титановом сплаве ВТ9 // Металловедение и термическая обработка металлов. 2003, -№11,- С. 19-23.

60. Воробьев Е.В., Стрижало В.А. К вопросу о деформировании и разрушении стали 03Х20Н16АГ6 в условиях неоднородного напряженного состояния при температурах до 4,2 К // Проблемы прочности. 2003, - №2, - С.48-53.

61. Yang Fumin, Sun Xiaofeng, Guan Hengrong. Особенности малоцикловой устало-жаропрочного сплава K40S на основе кобальта при повышенных температурах. 4.1. Усталостные свойства // Acta met. sin. 2002. 38, - №10, -P. 1047- 1051.

62. Yang Fumin, Sun Xiaofeng, Guan Hengrong. Особенности малоцикловой усталости жаропрочного сплава K40S на основе кобальта при повышенных температурах. 4.II. Фрактография усталости // Acta met. sin. 2002. 38, - №10, - P.1053-1056.

63. Minoshima К., Obara К., Minamino N., Komai K. Environmental fatigue crack growth in titanium aluminides and hydrogen evolution behaviour // Fatigue and Fract. Eng. Mater, and Struct. 2001. 24, - №12, - P.803-816.

64. Hong He, Sun Jia-zhong, Chen Lijia. Высокотемпературная малоцикловая усталость никелевого суперсплава GH4049 // J. Shenyang Univ. Technol. -2003. 25, №2, - P.105-108.

65. Guan Hui, Li Jin, Wei Xuejun, Han Enhou. Влияние окружающей среды на распространение усталостной трещины при перегрузке для нержавеющей стали AISI 321 // Acta met. sin. 2003. 39, - №6, - Р.613-616.

66. Bache M.R., Evans W.J. The fatigue crack propagation resistance of Ti-6A1-4V under aqueous saline environments // Int. J. Fatigue. 2001. 23, - №10, - P.3 19323.

67. Gong Ming, Zhao Jianhua, Dong Benhan et al. Зарождение и рост усталостной трещины в области края отверстия в листе с центральным отверстием // Acta Aeron. et Astronaut. Sin. 2002. 23, - №3, - P.202-i205.

68. Юрьев А.Б., Недорезов В.А., Чинокалов В.Я. и др. Разработка технологии упрочнения стержневой арматуры диаметром 32-40 мм на класс А500С // Сталь.-2002. №2.-С.'68-69.

69. Юрьев А.Б., Сарычев В.Д., Чинокалов В.Я. Прерывистое охлаждение арматуры большого диаметра в потоке стана 450 // Известия вузов. Черная металлургия. 2002. - №2. - С. 44-46.

70. Юрьев А.Б., Целлермаер В .Я., Чинокалов В.Я. и др. Технология упрочнения стержневой.арматуры большого диаметра// Тезисы докладов XIII Петербургских чтений по проблемам прочности. С.-Петербург .- 2002. - С. 10.

71. Троцкий O.A., Лихтман В.И. Об анизотропии действия электронного и а-облучения на процесс деформации монокристаллов цинка в хрупком состоянии // Доклады АН СССР 1963. - 148. - №2. - С.332-334.

72. Кравченко В.Я. Воздействие направленного потока электронов на движущиеся дислокации // Журнал экспериментальной и теоретической физики. -1968.-51. вып. 6.-С. 1676-1688.

73. Троцкий O.A., Розно А.Г. Электропластический эффект в металлах // Физика твердого тела. 1970. - 12. - №1.-С.203-210.

74. Беклемишев H.H., Шапиро Г.С. Влияние локально неоднородного импульсного ЭМ поля на пластичность и прочность проводящих материалов // Изв. АН СССР. Металлы.- 1984. №4.-С.184-187. ;

75. Беклемишев H.H., Корягин Н.И., Шапиро Г.С. О процессе пластической деформации в импульсном электромагнитном поле некоторых проводящих материалов//Изв. АН СССР. Металлы. 1985. - №1.- С. 159-161.

76. Беклемишев H.H., Веденяпин E.H., Шапиро Г.С. О законе деформирования проводящих материалов при действии импульсного электрического тока // Изв. АН СССР. Механика твердого тела. 1983. - №6. - С. 151-155.

77. Овчинников И.В. Пластичность при плоской деформации, вызванной воздействием мгновенного точечного источника тепла // Вестн. МГУ. Сер. Математика. 1988. - №4. - С.33-36.

78. Зуев Л.Б., Чиракадзе Д.З., Соснин О.В. и др. О возможности залечивания усталостных повреждений // Металлофизика и новейшие технологии. 1997. - Т. 19. - №8. - С.80-82.

79. В.Е. Громов, П.С. Носарев, В.В. Коваленко и др. Прочность и пластичность материалов в условиях внешних энергетических воздействий // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 2000. - №6. - С. 17-24.

80. В.В. Коваленко, О.В. Соснин, Ю.Ф. Иванов и др. Роль электростимулирования в эволюции дефектной структуры и фазового состава стали 08Х18Н10Т при малоцикловых усталостных испытаниях // Физика и химия обработки материалов. 2000. - №6. - С.74-80.

81. Соснин О.В. Эволюция структурно-фазовых состояний аустенитных сталей при усталости. Новосибирск: Наука. 2002. 209с.

82. Соснин О.В., Целлермаер В.В., Иванов Ю.Ф., и др. Эволюция структуры и перенос атомов углерода в зоне усталостного роста трещины стали 60ГС2 // Физическая мезомеханика. 2003. - Т.6, - № 3. - С.91-97.

83. Ю8.Лилиус K.P., Гасик М.М. Функциональные градиентные материалы: новые металловедческие решения // Электрометаллургия. 2003. - №3, - С.24-30.

84. Cherradi N., Kawasaki A., Gasik M. // Compos, ling. 4. 1994. 8. P. 883-894.

85. Ю.Гасик M.M., Лилиус K.P., Шсрради H., Кавасаки А., Острик П. Н. // Проблемы спец. электрометаллургии. 1996. - № 1. - С. 61-66.1. l.Hirai Т. / Ed. R. J. Brook. V. 17В. VCH Verlags GmbH. Germany. 1996. - P. 293-341.

86. Functionally Graded Materials / Eds. Y. Miyamoto, В. Rabin, W. Kaysser, R. Ford. Kluwer Acad. Publishers. Netherlands. - 1999. 320 p.

87. C.B. Коновалов, Е.В. Семакин, О.В. Соснин и др. Установка для исследования электростимулированной усталости // Вестник горно142металлургической секции Российской академии естественных наук. Отделение металлургии. 2000. - Вып.9. - С.97-100.

88. И.В.Кузнецов, В.А.Кузнецов, А.В.Громова и др. Аппаратурное обеспечение электростимулированного восстановления работоспособности металлических деталей при усталостном нагружении // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1998, - № 6, - С. 14-16.

89. Соснин О.В., Громов В.Е., Козлов Э.В. и др. Электростимулированная малоцикловая усталость. -М.: Недра ком. ЛТД, 2000. 207с.

90. Муравьев В.В. Механизм взаимосвязи скорости ультразвуковых колебаний и структуры сталей и сплавов // Неразрушающие физические методы и средства контроля. М.: МНПО «Спектр», 1987. - Ч. 1. - 62с.

91. Соснин О.В., Громова A.B., Козлов Э.В. и др. Закономерности эволюции дислокационных субструктур в сталях при 'усталости // Вестник Самарского государственного технического университета. Серия «Физико-математические науки», 2004, вып.27. - С. 185-192.

92. C.B. Коновалов, О.С. Лейкина, Б.С. Семухин и др. Восстановление ресурса стальных изделий при многоцикловой усталости воздействием токовыми импульсами //Перспективные материалы. 2002. - №3. - С.45-48.

93. Соснин О.В., Иванов Ю.Ф., Сучкова Е.Ю. и др. Физическая природа повышения усталостной прочности закаленной углеродистой стали токовой импульсной обработкой // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2004. - №1. - С.206-209.

94. Кулагин Н.М., Соснин О.В., Громов В.Е. и др. Восстановление усталостной прочности сталей и сплавов // Известия ВУЗов. Черная металлургия. -2004. № 4. - С.27-29.

95. Чернявский B.C. Стереология в металловедении. М.: Металлургия, 1977.-280с.

96. Глаголев A.A.'Геометрические методы количественного анализа агрегатов под микроскопом. Львов.: Госгеолиздат, 1941. - 264с.

97. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1970.-376с.

98. H.A. Конева, Д.В. Лычагин, Л.А. Теплякова и др. Развороты кристаллической решетки и стадии пластической деформации // Экспериментальное исследование и теоретическое описание дисклинаций. Л.: ФТИ, 1984. -С.161-164.

99. H.A. Конева, Д.В. Лычагин, С.П. Жуковский и др. Эволюция дислокационной структуры и стадии пластического течения поликристаллического железо-никелевого сплава// ФММ. 1985. -Т.60. - №1. - С. 171-179.

100. Конева H.A., Соснин О.В., Теплякова Л.А. и др. Эволюция дислокационных субструктур при усталости. Новокузнецк: Изд-во СибГИУ. 2001. 105с. 131.Электронная микроскопия тонких кристаллов / П. Хирш, А. Хови, Р. Ни-колсон и др. - М.: Мир, 1968. - 574с.

101. Конева H.A., Козлов Э.В. Природа субструктурного упрочнения // Изв. вузов. Физика. 1982. - №8. - С.3-14.

102. Полосовая субструктура в ГЦК-однофазных сплавах / Конева H.A., Лычагин Д.В., Теплякова Л.А. и др. // Дисклинации и ротационная деформация твердых тел.-Л.: ФТИ. 1988. С. 103-113.

103. Л.А. Теплякова, Л.Н. Игнатенко, Н.Ф. Касаткина и др Закономерности пластической деформации стали со структурой отпущенного мартенсита // Пластическая деформация сплавов. Структурно-неоднородные материалы. -Томск.: ТГУ, 1987. -С.26-51.

104. Громов В.Е., Козлов Э.В., Базайкин В.И. и др. Физика и механика волочения и объемной штамповки. М.: Недра, 1997. - 293 с.

105. Петров Ю.Н. Дефекты и бездиффузионное превращение в стали. Киев: Наукова думка, 1978. - 267 с.

106. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973. - 584 с.

107. Эндрюс К., Дайсон Д., Киоун С. Электронограммы и их интерпретация. -М.: Мир, 1971.-256 с.

108. Соснин О.В., Грачев В.В., Громова A.B. и др. Закономерности формирования и эволюции дислокационных субструктур в углеродистой стали при усталости в отожженном и закаленном состояниях // Известия ВУЗов. Физика. 2004. - Т.47, №11.- С.32-37.

109. Иванов Ю.Ф., Грачев В.В., Ивахин М.П. и др. Эволюция дефектной субструктуры закаленной стали 60ГС2 при усталости в условиях электростимулирования // Известия РАН. Серия физическая. 2004. - Т.68, №10. - С. 14361442.

110. Иванов Ю.Ф., Соснин О.В., Сучкова Е.Ю. и др. Электропластификация закаленной углеродистой стали // Физическая мезомеханика. 2003. - №6. -С. 71-76.

111. Иванов Ю.Ф. Эволюция карбидной подсистемы закаленной на мартенсит стали 38ХНЗМФА при низкотемпературном отпуске// Известия ВУЗов. Физика. 1993. - №5. - С.74-78.

112. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А., Яковлева И.Л. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия, 1994. - 288 с.

113. Wakasa К., Wayman С.М. The morphology and crystallography of ferrous lath martensite. Studies of Fe-20%Ni-5%Mn. II. Transmission electron microscopy // Acta met. 1981. - V.29. - P.991-1011.

114. Maki T., Tsuzaki K., Tamyra I. The morphology of microstructure of lath martensite in steels // Trans. Iron and Steel Inst. Japan. 1980. -V.20, №4. - P.207-215.

115. Иванов Ю.Ф. Влияние степени легированности материала на структуру пакетного мартенсита сплавов железа и сталей // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1995.-№10. - С.52-54.

116. Накопление микроповреждений в валках проверялась путем измерении скорости прохождения ультразвука, зависимость которой от срока службы имеет нелинейный характер. Скорость измерялась в разных точках по периметру шейки валка в процессе эксплуатации.

117. В результате выполнения тестовых испытаний установлено, что срок-эксплуатации валков увеличился до 2,75 месяцев.усталости и импульсном токовом воздействии»)1. Начальник ОТК1. Сергеев В.П.