Разработка и применение критериев локального разрушения для оценки и разделения влияния охрупчивающих факторов сталей тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Мишин Владимир Михайлович

РАЗРАБОТКА И ПРИМЕНЕНИЕ КРИТЕРИЕВ ЛОКАЛЬНОГО РАЗРУШЕНИЯ ДЛЯ ОЦЕНКИ И РАЗДЕЛЕНИЯ ВЛИЯНИЯ ОХРУПЧИВАЮЩИХ ФАКТОРОВ СТАЛЕЙ

Специальность. 01 04 07 - «Физика конденсированного состояния»

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва-2007

003058992

Работа выполнена в ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П.Бардина»

Научный консультант

доктор технических наук Филиппов Георгий Анатольевич

Официальные оппоненты"

доктор технических наук, профессор Кудря Александр Викторович доктор физ.-мат. наук, профессор Левин Даниил Михайлович доктор физ -мат. наук Поздняков Валентин Александрович

Ведущая организация

Институт металлургии и металловедения им А А. Байкова РАН

Защита диссертации состоится 30 мая 2007 г. в 15 час 00 мин на заседании диссертационного совета Д 217.035 01 в ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И П.Бардина» по адресу 105005 Россия, Москва, ул. 2-я Бауманская, д 9/23

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им И.П Бардина

Автореферат разослан " " апреля 2007 г

Ученый секретарь —

диссертационного

совета

д т.н., с.н с Н М. Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Одной из важнейших научно-технических проблем физики твердого тела является развитие представлений о природе хрупкого разрушения и повышение на этой основе надежности конструкционных материалов и снижение их материалоемкости. Одним из направлений решения этой проблемы является более широкое использование сталей в высокопрочных состояниях, обеспечение их работоспособности в жестких условиях эксплуатации и прогно шрование процессов разрушения.

Существует несколько видов хрупкого разрушения сталей Наиболее часто встречающиеся случаи разрушения связаны с хладноломкостью. С повышением уровня прочности на первое место выдвигаются случаи хрупкого разрушения, развивающегося в условиях длительного воздействия нагрузок и связанные с проявлением временной зависимости прочности - замедленного разрушения.

Общим для хрупкого разрушения при кратковременном (хладноломкость) и длительном (замедленное разрушение) нагружен ии является критическая роль процесса локального разрушения. Поэтому как с научной, так и с практической точек зрения изучение первой стадии -зарождения трещины и условий ее перехода к росту (процесс локального разрушения) представляет первоочередной интерес

Условия зарождения трещины в значительной степени определяются структурным и напряженным состоянием в зоне локального разрушения В связи с этим необходимым условием изучения процесса локального рафушения является учет напряженного и структурного состояния в локальной области зарождения трещины Дальнейший прогресс в изучении хрупкого разрушения как первого, так и второго вида, и разработке методов его прогнозирования может быть достигнут путем изучения связи параметров локального разрушения с макромеханиче-скими характеристиками хрупкого разрушения

Локальное разрушение является результатом достижения локальными напряжениями критического уровня - конструктивной прочности С одной стороны величины локальных напряжений зависят от уровня внешней нагрузки, способа и скорости нагружения и геометрии концентраторов напряжений. С другой стороны уровень конструктивной прочности определяется структурным состоянием стали и охрупчивающим воздействием ряда внутренних факторов наличием и распределением в стали остаточных внутренних микронапряжений, примесей и их сегрегации, водорода и др

Раздельный учет внешних и внутренних факторов необходим для выяснения условий, определяющих процесс локального разрушения, разработки методов прогнозирования прочности и долговечности стальных деталей

В существующих методиках оценки склонности стали к кратковременному и замедленному хрупкому разрушению сталей критериальные параметры, как правило, зависят от геометрии образца, надреза, скорости и способа нагружения и не могут непосредственно применяться в расчетах на прочность Поэтому актуальным вопросом является разработка критериев локального разрушения при кратковременном и длительном нагружении, основанных на характеристиках не зависящих от условий испытаний, применимых в расчетах на прочность

Цель диссертационной работы: разработка критериев локального разрушения сталей и их применение для оценки и разделения влияния внешних и внутренних охрупчивающих факторов.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи.

1 Изучение инвариантности силового критерия локального разрушения к внешним условиям испытаний (температура, скорость нагружения, конструктивные концентраторы напряжений) на основе современных методов механики и физики разрушения.

2. Установление критерия замедленного хрупкого разрушения сталей, вызванного остаточными внутренними микронапряжениями и водородом, и, на его основе, разработка способов испытаний на замедленное разрушение, позволяющих определять характеристики прочности стали, применимые в расчетах на прочность

3. Разработка и создание испытательных установок, способов испытаний и определение характеристик сопротивления стали замедленному хрупкому разрушению, вызванному водородом и остаточными внутренними микронапряжениями, для решения экспериментальных задач

4. Установление закономерностей влияния внешних (условий испытаний) и внутренних (структурных) факторов, влияющих на сопротивление стали замедленному разрушению и разделение их влияния.

5. Установление критерия вязко-хрупкого перехода сталей и сплавов, основанного на применении критерия локального разрушения, позволяющего прогнозировать критическую температуру хрупкости образцов или деталей с конструктивными концентра-

торами напряжений по результатам испытаний стандартных образцов.

6 Выявление закономерностей и механизмов влияния состава и структурного состояния сталей на сопротивление хрупкому разрушению при кратковременном и длительном нагружении на основе применения критериев локального разрушения. Научная новизна полученных результатов состоит в следующем.

1.Впервые разработан и физически обоснован критерий замедленного хрупкого разрушения высокопрочных сталей, вызванного воздействием остаточных внутренних микронапряжений и водорода, Установлена новая структурно-чувствительная характеристика сопротивления стали замедленному хрупкому разрушению, независящая от геометрии концентраторов напряжений и способа нагружения - пороговое максимальное локальное растягивающее напряжение

2 Впервые установлена роль остаточных внутренних микронапряжений в термически активированном зарождении трещины, их влияние на кинетику зарождения трещины, влияние конкуренции углерода и фосфора на хрупкую прочность границ зерен, разделены вклады сегрегации примесей и остаточных внутренних микронапряжений и снижение прочности границ зерен на сопротивление стали замедленному разрушению

4 Установлены закономерности влияния размера зерна на изменение пороговых характеристик трещиностойкости и локального разрушения при замедленном разрушении в условиях наводороживания.

5.В первые обнаружено явление замедленного разрушения в двухфазных аустенито-мартенситных и порошковых сталях Для замедленного разрушения метастабильных аустенитных сталей установлены закономерности развития локального разрушения При замедленном разрушении порошковой стали в условиях наводороживания установлено влияние пористости на пороговые характеристики трещиностойкости и локального разрушения

6 Разработан критерий вязко-хрупкого перехода сталей с ОЦК решеткой, основанный на силовом критерии локального разрушения, связывающий критическую температуру хрупкости образцов с характеристиками сопротивления локальному разрушению, текучести, перенапряжения (учитывающего в свою очередь скорость нагружения, геометрию концентраторов напряжений и образцов) и позволяющий по испытаниям стандартных образцов прогнозировать критическую температуру хрупкости произвольных образцов или деталей с учетом внешних усло-

ВИЙ

7 Развит подход, основанный на рассмотрении процесса локального разрушения, позволяющий количественно оценить и разделить влияние на критическую температуру хрупкости внешних (скорость на-гружения, геометрия образца и надреза) и внутренних (размер зерна, чистота стали, влияние легирования и др ) охрупчивающих факторов.

Практическая значимость работы заключается в том, что полученные результаты явились научной основой ряда методических и практических рекомендаций, использованных при решении научно-технических задач в ходе выполнения работ в рамках государственных и отраслевых научно-технических программ и заказов предприятий.

Практические результаты диссертационной работы представлены в научно-технических отчетах ФГУП ЦНИИчермет.

Разработаны способы оценки сопротивления стали замедленному разрушению, основанные на установленном критерии замедленного разрушения сталей, вызванного как остаточными микронапряжениями, так и водородом, дающие возможность по результатам испытаний на замедленное разрушение стандартных образцов прогнозировать путем расчетов пороговые нагрузки для образцов (деталей) других геометрий.

С помощью разработанного способа оценки остаточных внутренних микронапряжений возможно оценивать уровень «эффективных» остаточных микронапряжений в месте зарождения трещины в закаленной стали

По заказам ряда предприятий и организаций на основе разработанных научных подходов и методик испытаний установлены причины разрушения аварийных изделий (сосудов давления, труб, крепежных деталей и др), работающих в сложных условиях эксплуатации (низкие температуры, воздействие водорода, жесткое напряженное состояние, наличие концентраторов напряжений) и даны рекомендации по оптимизации технологии их изготовления.

Выявлены и количественно описаны основные закономерности процесса замедленного хрупкого разрушения, инициируемого водородом и остаточными внутренними микронапряжениями, обусловливающего падение прочности металлоконструкций с концентраторами напряжений Установлены закономерности связи силовых характеристик замедленного разрушения с параметрами хрупкой прочности, отражающими структурное состояние стали, на основании которых определены направления изменения структуры стали с целью повышения ее сопротивления инициируемому водородом и остаточными внутренними микронапряжениями замедленному разрушению.

Разработаны способы испытаний, позволяющие определить характеристику сопротивления стали замедленному хрупкому разрушению - пороговое локальное напряжение в условиях заводских лабораторий.

Предложен критерий вязко-хрупкого перехода сталей с ОЦК-решеткой, на основании которого разработана методика, позволяющая по испытаниям стандартных образцов с надрезом прогнозировать критическую температуру хрупкости образцов (деталей) других типов и формы с учетом влияния геометрии, скорости и способа нагружения. На защиту выносятся следующие положения:

1 Критерий замедленного хрупкого разрушения заключается в том, что пороговое локальное растягивающее напряжение не зависит от геометрии концентратора напряжений, геометрии образца и способа приложения нагрузки и является физико-механической характеристикой сопротивления стали замедленному хрупкому разрушению, вызванному остаточными внутренними микронапряжениями или водородом.

2 Представляется возможным количественно оценивать и разделять вклады внутренних охрупчивающих факторов (остаточных внутренних микронапряжений, водорода, охрупчивающих примесей и др ) в пороговое напряжение замедленного хрупкого разрушения сталей на основе установленного критерия замедленного разрушения На защиту выносятся результаты оценки и разделения различных охрупчивающих факторов

3. Имеет место обнаруженное явление замедленного разрушения в двухфазных аустенито-мартенситных сталях и явление замедленного разрушения при наводороживании порошковых сталей

4. Существуют установленные закономерности связи параметров локального разрушения с макро-характеристиками замедленного хрупкого разрушения мартенситных, метастабильных аустенит-ных, двуфазных аустенито-мартенситных, мартенситостареющих и порошковых сталей.

5. Существует установленная теоретически и подтвержденная экспериментально связь критической температуры хрупкости (температуры совпадения разрушающей нагрузки и нагрузки общей текучести) с критическим максимальным локальным растягивающим напряжением, текучестью стали, геометрией концентраторов напряжений, образцов и перенапряжением в зоне локального разрушения

6 Разработанный способ прогнозирования критической температуры хрупкости образцов (деталей), основанный на установленных

критериях локального разрушения, позволяет учитывать геометрию образцов и концентраторов напряжений, а также скорость на-гружения, по результатам испытаний стандартных образцов 7. Физико-механическая модель влияния внутренних факторов (легирования, чистоты стали, способа выплавки, размера зерна, "хрупкости 475°") на критическую температуру хрупкости, заключается в проявлении конкуренции двух механизмов- смещения критической температуры хрупкости за счет изменения уровня сопротивления локальному разрушению (критического локального растягивающего напряжения - crf) и положения температурной зависимости локального течения.

Достоверность полученных результатов и выводов диссертационной работы подтверждается комплексным использованием современных методов исследований, тщательностью проведения экспериментов и экспериментальной проверкой теоретических предположений и физических моделей, сопоставлением с результатами других авторов, признанием полученных результатов на различных международных и отечественных конференциях

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались на следующих международных, всесоюзных, всероссийских и отраслевых симпозиумах, конференциях и совещаниях. - Всес семинаре "Микромеханизмы разрушения" (Москва, 1983); Всес научно-техн конф. "Проблемы создания и применения высокопрочных конструкционных сталей (Москва, 1983), Всес. семинаре "Легирование и свойства конструкционных сталей (Киев, 1984), Всес. научно-техн. конф "Интер-кристаллитная хрупкость сталей и сплавов" (Ижевск, 1984), 5-й Респ конф "Физика разрушения" (Киев,1985), 2-м Всес симпозиуме "Механика разрушения" (Житомир, 1985), Респ научно-техн конф "Методы оценки и пути повышения трещиностойкости и надежности труб, трубопроводов и сосудов давления (Челябинск, 1985), Всес. конф "Пути развития научно-технического прогресса в нефтяной и газовой промыш ценности" (Грозный, 1986), 2-й Всес. конф. "Прочность материалов и конструкций при низких температурах (Киев, 1986), Всес. научно-техн конф "Металл и технический прогресс" (Москва,1987), Всес. совещании "Защита от коррозии нефтегазового оборудования в процессе строительства предприятий нефтяной и газовой промышленности (Москва, 1987); Всес научно-техн конференции "Интеркристал-литная хрупкость сталей и сплавов" (Ижевск, 1989), Всес конф "Физика разрушения" (Киев, 1989); 4-й Всес. научно-техн конф "Новые конструкционные стали и сплавы и методы их обработки для повышения на-

дежности и долговечности изделий" (Запорожье, 1989); 5-й Респ конф "Коррозия металлов под напряжением и методы защиты" (Львов, 1989); 1-м Всес семинаре "структурная и химическая микронеоднородность в материалах" (Киев, 1990); 3-м Всес, симпозиуме "Механика разрушения (Житомир, 1990); Всес. научно-техн, конференции "Повышение механических и эксплуатационных свойств сталей массового производства" (Москва,!990); б-м Респ, семинаре "Разрв©отка, производство и при-, менение инструментальных сталей" (Запорожье, 1990); Всес. семинаре "Флокены и противофлокеновая обработка сталей" (Донецк, 1990); Bceç. симпозиуме "Стали и сплавы криогенной техники" (Батуми, 1990), Международной конф "Fracture of Engineering Materials and Structures" (Singapore,1991); Международном симпозиуме "Зарождение и распространив трещин в металлах и керамике" (Болгария, Варна, 1991), Респ. семинаре "Новые способы термической и упрочняющей обработки экономно-легированных инструментальных и конструкционных сталей" (Севастополь, 1991), 6-й Международной конференции "Механические свойства металлов" (Япония, Киото, 1991), Регион, конф. «Компьютерные технологии в образовании» (Пятигорск, 1998), 2-й Международной научно-практ. конф «Фундаментальные и прикладные проблемы приборостроения» (Москва, 1999), XXIII Международной научной конф «Математические методы в технике и технологиях» ММТТ-2000 (С.-Петербург,2000), XV Международной научной конф. «Математические методы в технике и технологиях» «ММТТ-15» (Тамбов,2002); IV,V Международной научно-практ. конф «Фундаментальные и прикладные проблемы приборостроения» (Москва, 2001,2002), III Регион, научно-практ. конф. «Математическое моделирование и информационные технологии в технических, естественных и гуманитарных науках» (Ставрополь,2003), XVI Международной научной конф. «Математические методы в технике и технологиях ММТТ-16» (Ростов-на-Дону, 2003), VI, VII, VIII, IX Международной научно-практ. конф «Фундаментальные и прикладные проблемы приборостроения» (Москва, 2003, 2004, 2005, 2006), III Евразийской научно-практ. конф. "Прочность неоднородных структур. ПРОСТ-2006" (Москва, 2006), 45 Международной конф «Актуальные проблемы прочности» (Белгород, 2006), XVII Петербургские чтения по проблемам прочности (С -Петербург, 2007)

Публикации. Основные научные результаты диссертации опубликованы в 70 печатных работах, включая монографию, авторское свидетельство на изобретение, 15 статей в рецензируемых научных журналах, 14 статей в трудах международных конференций и 39 статей в сборниках трудов и материалах различных конференций Список ос-

новных публикаций приведен в конце автореферата

Объем и структура работы. Диссертация состоит из введения, шести пав,' основных выводов и списка литературы. Диссертация изложена на 309 страницах, включая 131 рисунок, 4 таблицы, библиографию из 250 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертационной работы, сформулирована цель, определены задачи ее достижения, научная новизна, практическая значимость, положения, которые выносятся на защиту. В первой главе «Силовой критерий локального разрушения стали» - проведен анализ литературных данных и результатов полученных автором о инвариан гности силового критерия локального разрушения к геометрии конструктивных концентраторов напряжений, скорости нагружения и температуре испытания, в том числе методом механости-мулированной фотоэмнссии Во второй главе "Критерий вязко-хрупкого перехода образцов с концентраторами напряжений, основанный на силовом критерии локального разрушения" установлены закономерности связи критической температуры хрупкости с характеристиками локального разрушения, текучести, скорости нагружения и характеристиками геометрии концентраторов напряжений и на этой основе сформулирован и экспериментально проверен критерий вязко-хрупкого перехода, позволяющий прогнозировать критическую температуру хрупкости образцов или деталей с концентраторами напряжений по результатам испытаний стандартных образцов. В третьей главе "Применение критерия локального разрушения и критерия вязко-хрупкого перехода к оценке влияния внутренних факторов на склонность стали к хрупком/ разрушению" исследованы механизмы влияния охрупчиваю-щих и повышающих вязкость факторов (легирование, чистота стали, размер зерна, уровень остаточных внутренних микронапряжений и др) на изменение сопротивления хрупкому разрушению при хладноломкости. Четвертая глава "Критерий замедленного разрушения" посвящена разработке критерия замедленного разрушения сталей, вызванного как остаточными внутренними микронапряжениями так и воздействием водорода, на основе изучения процессов локальной деформации и разрушения в вершинах концентраторов напряжений при замедленном разрушении В пятой главе "Структурное состояние стали и зарождение трещины при замедленном хрупком разрушении" изучены механизмы и закономерности влияния ряда внутренних факторов (остаточных внут-

ренних микронапряжений, охрупчивающих примесей, температуры испытаний и др ) на характеристики сопротивления замедленному разрушению Шестая глава "Структурно-механическое моделирование локального разрушения стали" посвящена изучению механизмов и связи характеристик локального разрушения при кратковременном и длительном нагружении с характеристиками структуры сталей в различных структурных состояниях при различных условиях испытаний В заключении приведены основные выводы

Материалы и методы исследования

Исследования проводили на легированных конструкционных сталях (18Х2Н4ВА, 40Х, 40ХГН2М, Э8ХНЗМФА, 45 ХН2МФА, 20С2ГЗН2ХФ), мартенситностареющих (Н18М2Т2, Н11Х6М2Т2), мета-стабильных аустенитных (50Н20), аустенито-мартенситных (50Х8Н5, 50Н7Х6), высокохромистых ферритных (08X18Т, Х25), порошковых (45Н4Д2М) сталях, а также модельных низколегированны к сталях с одинаковым составом легирующих элементов и примесей, но различающихся содержанием углерода, мартенситных различного способа выплавки (40Х-ПВ и 40Х-"селект"), карбонильном железе, железе легированном никелем, железе легированном кремнием, промышленных сталях 45, Юкп и ст.З. Выбор сталей и сплавов в каждом конкретном случае определялся задачами поставленными в исследованиях.

Механические испытания проводили в условиях линейного, плоского и обьемного напряженного состояния в диапазоне температур -196 — +200 °С в диапазоне скоростей нагружения 0 - 200 мм/мин на испытательных машинах фирмы 'ЧпзНюп" и установках для испытаний на замедленное разрушение, а также применяли ударные испытания Использовали образцы гладкие и с надрезами различных геометрий. Расчет локальных напряжений проводили методом математического моделирования методом конечных элементов на ЭВМ Механические характеристики определяли на основе стандартных и специально разработанных методик В исследованиях использовали микроструктурные и рентгеноструктурные методы, спектральный анализ, метод механо-стимулированной фотоэмиссии, акустической эмиссии

Расчет локальных напряжений в зоне зарождения трещины. В данной работе для исследования процессов локального разрушения, а именно для расчета напряженно-деформированного состояния перед концентраторами напряжений, использовался метод конечных элементов (МКЭ) С помощью программного комплекса, разработанного под руководством ЕМ Морозова [1], определяли напряженно-

деформированное состояние перед концентраторами напряжений для дискретных нагрузок до и после появления пластической зоны вплоть до состояния общей текучести образцов во всех узлах сетки квадратичных элементов. Эти данные позволили установить зависимости растягивающих напряжений от расстояния до поверхности надреза вдоль оси симметрии образцов с концентраторами напряжений (рис 1)

ми/м2

3000

2000

1000 о

О ОД 0,4 0,6 0.8 Хг ММ Рис.1. Зависимости растягивающего напряжения сг,, от расстояния до вершины надреза стандартного образца Шарпи Сталь 18Х2Н4ВА после закалки

Таким образом, зная приложенную нагрузку к образцу с надрезом представляется возможным расчетом МКЭ определить максимальное локальное растягивающее напряжение в зоне зарождения трещины.

Критерий замедленного хрупкого разрушения сталей

Замедленное хрупкое разрушение (ЗХР) высокопрочных стальных изделий является одним из наиболее опасных видов хрупкого разрушения, поскольку проявляется в результате длительного действия статических нагрузок и происходит, как правило, при номинальных напряжениях ниже предела текучести Понимание физической природы процесса преждевременного разрушения высокопрочных сталей при статическом нагружении - ЗХР, установление его критериев и на этой основе разработка методов его прогнозирования, имеет важное значение при проектировании и изготовлении изделий из стали в высокопрочных состояниях

Для проведения испытаний на ЗХР была спроектирована и изготовлена испытательная установка, позволяющая одновременно прово-

дить испытания сосредоточенным изгибом шести образцов при одновременном их наводороживании (или без него), а также способ испытаний, позволяющий получить в месте зарождения трещины условия, близкие к возникающим при эксплуатации изделий в водородсодержа-щей среде, и количественно определить уровень пороговых локальных напряжений, характеризующих сопротивление стали ЗХР. Момент зарождения трещины регистрировали с помощью акустической эмиссии Расчет ац„ох в зоне зарождения трещины по известной приложенной нагрузке проводили методом конечных элементов на ЭВМ.

Критерий замедленного хрупкого разрушения мартенситных сталей, вызванного остаточными внутренними микронапряжениями. Анализ кривых ЗХР образцов с различными концентраторами напряжений указывает на то, что склонность стали к ЗХР, оцениваемая по уровню порогового номинального напряжения сгд, в значительной

степени зависит от геометрии надрезов (рис 2, кривые 1-3)

Рис 2 Кривые замедленного разрушения стали 18Х2Н4ВА в координатах время до разрушения — номинальное напряжение, полученные по испытаниям образцов с различной геометрией надрезов 1 - 45°, г = 0,25 мм, 2 - 60°, г = 0,35 мм; 3 - 90°, г = 0,39 мм

Использование методики определения напряженного состояния методом конечных элементов в зоне локального разрушения дало возможность определить о11тах , вызванное приложением нагрузки извне и действием концентратора напряжений. Зависимости времени до зарождения трещины от Оцтах , полученные по результатам испытаний представлены на рис 3

Совпадение кривых зависимостей времени до зарождения трещины от Оцтах , соответствующие испытаниям образцов с ргвличными

500

О 200 4С0 (500

концентраторами напряжений, указывает на то, что время до зарождения трещины при ЗХР однозначно зависит от величины <г,;иах

Си мн/Л 2255

2000 - - — -

1750 - ----- ——

0 ' 200 400 600 Ъ С

Рис 3 Кривые замедленного разрушения стали 18Х2Н4ВА после закалки в координатах- время до зарождения трещины сек) - максимальное локальное растягивающее напряжение (<Тптгц ) образцов с различной геометрией надрезов (А- 45°, г = 0,25 мм; д - 60°, г = 0,35 мм, а - 90°, г = 0,39 мм).

Установлено, что способ нагружения (например растяжение, чистый или сосредоточенный изгиб), влияют на номинальное пороговое напряжение <т„, в то же время пороговое локальное напряжение еги

постоянно для различных способов нагружения

Таким образом, установлена характеристика сопротивления стали ЗХР, вызванному остаточными внутренними микронапряжениями в закаленной стали - пороговое локальное растягивающее напряжение о ¡¡юр . По результатам испытаний образцов с одной геометрией концентраторов напряжений представляется возможным расчетом прогнозировать пороговые нагрузки для образцов (деталей) с концентраторами напряже ний других типов

Критерий замедленного разрушения метастабильных ау-стенитных сталей. Предложено объяснение механизма развития локального разрушения при замедленном разрушении метастабильной аустенигной стали (50Н20)

Этот механизм представляет собой процесс зарождения трещины в мартенсите по известному механизму замедленного разрушения, когда трещина зарождается в зоне "свежего" мартенсита перед вершиной концентратора напряжений с высоким уровнем остаточных внутренних микронапряжений Мартенситная зона перед надрезом образуется при

деформации в результате фазового превращения аустенита в мартенсит Таким образом, замедленное разрушение метастабильных аустенитных сталей обусловлено образованием мартенситной зоны с высоким уровнем остаточных внутренних микронапряжений и достижением в ней, на границе зон пластически и упруго деформированного мартенсита, локального напряжения выше порогового.

Необходимым условием зарождения трещины по механизму замедленного разрушения метастабильной аустенитной стали является образование зоны "свежего" мартенсита На рис 4 показаны кривые замедленного разрушения различающиеся остротой концентраторов напряжений в координатах время до зарождения трещины - номинальное напряжение (рис 4 а) и время до зарождения трещины - локальное напряжение Оцтах (рис 4 б).

Рис 4 Зависимости времени до зарождения трещины от величины, а) номинального напряжения, б) локального растягивающего напряжения бцтах образцов с различными концентраторами напряжений Метаста-бильная аустенитная сталь 50Н20 (охлаждение от 1100 °С в масле) Надрезы д - 45°, г = 0,25 мм, о - 45°, г = 0,15 мм; □ - 90°, г = 0,25 мм

Установлено, что величина порогового локального напряжения Оцтах не зависит от геометрии концентратора напряжений и характеризует склонность к замедленному разрушению собственно стали и, таким образом, является критерием замедленного разрушения метасгабильных аустенитных сталей

Критерий замедленного разрушения, вызванного воздействием водорода из внешней среды. Необходимым условием протекания замедленного разрушения по механизму водородного охрупчивания является комбинация критических концентраций водорода и напряжений в зоне локального разрушения Время достижения критической комбинации соответствует времени до зарождения трещины. Вызван-

ное водородом локальное разрушение происходит в первую очередь перед концентраторами напряжений, где растягивающие напряжения максимальны и наблюдается концентрация водорода в областях гидростатических растягивающих напряжений перпендикулярных плоскости разрушения

Аналитическое изучение условий локального разрушения стали охрупченной водородом (40Х, 18Х2Н4ВА) и испытывающей действие статической нагрузки, показало, что в условиях плоской деформации, равновесия и постоянства внешних условий (температуры испытаний и активности водорода) возможность реализации хрупкого разрушения определяется только действующим локальным напряжением Оцтах.

Испытания на замедленное разрушение заключались в нагруже-нии сосредоточенным изгибом образцов с различными концентраторами напряжений (надрезами) до заданного уровня нагрузки при одновременном насыщении их водородом и определении времени до зарождения трещины. На рис 5 а показаны кривые замедленного разрушения стальных образцов с различными надрезами (40Х) в координатах1 время до разрушения - номинальное напряжение Прослеживается зависимость уровня порогового номинального напряжения от геометрии концентратора напряжений

Расчет о ¡¡тих методом конечных элементов и построение кривых замедленного разрушения в координатах время - локальное растягивающее напряжение Оцтах позволило установить, что пороговые локальные напряжения о1Гюр для кривых, соответствующих различным концентраторам напряжений, совпадают (рис.5 б).

О <0 «О 120 1.МИ* О « 80 120 1.МИН

а) б)

Рис 5. Кривые замедленного разрушения образцов с различными концентраторами напряжений в условиях наводороживания в координатах. а) номинальное напряжение - время до разрушения, б) локальное растягивающее напряжение оИтах - время до разрушения Сталь 40Х, надрезы. • - 45°; О - 0°, р = 0,22 мм.

Причем изменение концентрации водорода в зоне зарождения трещины (путем изменения силы тока при наводороживании), позволило количественно показать, что пороговое локальное напряжение Оцпор зависит от концентрации водорода в зоне зарождения трещины Чем выше концентрация водорода, тем ниже уровень порогового локального разрушения, однако при одной и той же силе тока, а следовагельно при одной концентрации водорода в зоне зарождения трещины пороговое локальное напряжение Оцп0р не зависит от геометрии концентратора напряжений (рис 6).

Рис 6 Кривые замедленного разрушения стальных образцов с различной геометрией надрезов из стали 18Х2Н4ВА при различной интенсивности наводороживания. 1- надрез 0 = 60°, Дк= 2 мА/см2, 2 - надрез в = 5°, Дк = 2 мА/см2, 3 - надрез в = 60°, Дк= 5 мА/см2, 4 - надрез в = 45°, Дк= 5 мА/см2, Зак. 950°, 30 мин - масло + отпуск 300°, Зч.

Таким образом, установлено, что пороговое локальное напряжение Оц„оР является характеристикой сопротивления стали замедленному разрушению, вызванному воздействием водорода из внешней среды и не зависит от геометрии концентратора напряжений Установленный критерий замедленного разрушения может быть использован для оценки склонности стальных деталей с концентраторами напряжений к водородному охрупчиванию в тех случаях, когда трещина зарождается в процессе эксплуатации деталей в водородсодержащих средах

Критерий замедленного разрушения сталей при внутреннем водородном охрупчиванин. Полагали, что установленный критерий может быть применен и к случаю замедленного хрупкого разрушения, вызванного внутренним водородным охрупчиванием Причиной замедленного разрушения может являться водород, растворенный в стали еще до нагружения

800

О 100 200 31)0 400 600 I. мим

Было любопытно, с точки зрения представленного подхода, провести анализ старейших исследований замедленного разрушения стали 40ХГН2М, проведенных Тготпо А.Я в еще 1958 году и дать им новую интерпретацию [2] Образцы из стали, различающиеся геометрией надрезов, насыщали водородом и с целью предотвращения выхода водорода подвергали кадмированию, затем проводили испытания на замедленное разрушение. Он пришел к выводу, что геометрия надреза влияет на уровень пороговой нагрузки, то есть разным надрезам соответствуют разные пороговые нагру иси.

Нами был предпринят расчет локальных растягивающих напряжений (Оцтт) Для экспериментальных точек кривых замедленного разрушения образцов с различными геометриями надрезов, полученных в работе Тпмапо А Я Было установлено, что пороговые значения локальных растягивающих напряжений (<Тцпор) Для образцов с различными радиусами надрезов совпадают

Таким образом, показана применимость физико-механической характеристики замедленного разрушения - порогового локального растягивающего напряжения <Гц„ор, не зависящего от геометрии концентраторов напряжений, и для случая внутреннего водородного охрупчивания стали

Способ определения сопротивления стали замедленному разрушению. На основании выше установленных критериев замедленного разрушения стали, вызванного остаточными внутренними микронапряжениями в мартенситной стали, метастабильной аустенитной стали, а также вызванного водородом при наводороживании в процессе выдержки под нагрузкой и внутренним водородом разработан способ определения сопротивления стали замедленному разрушению Способ заключается в нагружен ии образцов с надрезом до заданных нагрузок, выдержке под нагрузкой до разрушения, создании в месте зарождения трещины условий близких к возникающим при эксплуатации деталей, регистрации времени до зарождения трещины, расчете Оцтах по известным разрушающим нагрузкам с помощью метода конечных элементов и установлении порогового Оц„ор - характеристики сопротивления стали замедленному разрушению.

Оценка и разделение влияния охрупчивающих факторов сталей при замедленном хрупком разрушении

Влияние остаточных внутренних микронапряжений на процесс локального разрушения закаленной стали. Остаточные внутренние микронапряжения распределены по структуре неравномерно

Различают остаточные внутренние микронапряжения второго рода, возникающие в пределах мартенситного кристалла и обнаруживаемые по уширению рентгеновских линий, и остаточные внутренние микронапряжения, локализованные в местах стыков мартенситных кристаллов с границей первичного аустенитного зерна, необнаруживаем ые рентгеновскими методами вследствие их резкой локализации.

Такие "пиковые" остаточные микронапряжения по сравнению с напряжениями второго рода достигают более высоких значений и являются наиболее опасными в развитии замедленного хрупкого разрушения Был разработан способ оценки остаточных внутренних микронапряжений в месте зарождения трещины в закаленной стали (А С №1337718), основанный на применении критерия локальных растягивающих напряжений Далее, под остаточными микронапряжениями имели в виду "пиковые" микронапряжения В процессе отдыка релаксация остаточных микронапряжений происходит без изменения структуры стали, т е без изменения критического напряжения 6f. Поэтому условие зарождения трещины в локальной области на основе критерия локальных растягивающих напряжений имеет вид

битах (t<m<) + бвн (t0ma) ~ 6f (1)

где бцмах - максимальное локальное растягивающее напряжение, бен -остаточное внутреннее микронапряжение, 1Ш1) - время отдыха стали после закалки

Таким образом, в первом приближении, можно оценить уровень остаточных внутренних микронапряжений в месте зарождения трещины

бен (tome) = б/ - бцтах (tomi) (2)

Влияние остаточных внутренних мнкронапряжеиий на кинетику зарождения трещины при замедленном разрушении. При оценке склонности стали к хрупкому разрушению, как правило, не учитывается вклад термически активированных процессов в разрушение При комнатной температуре вклад процессов термоактивации пренебрежимо мал [3] Однако существуют состояния стали, при которых вклад процессов термоактивации в процесс разрушения имеет определяющее значение при комнатных температурах. К ним относится закаленное состояние стали, для которого возможна реализация замедленного разрушения при комнатной температуре При замедленном разрушении зарождение и развитие трещины являются термически активированными процессами Сталь, в которой присутствуют остаточные внутренние микронапряжения, например, обладает запасом неравномерно

распределенной по объему упругой энергии с ними связанной, даже без приложения внешней нагрузки.

Изучение процесса зарождения трещины при замедленном разрушении как термически активированного процесса, позволило установить закономерности влияния остаточных внутренних микронапряжений, локального растягивающего напряжения в зоне зарождения трещины, температуры и характеристики сопротивления стали зарождению трещины на время до зарождения трещины

tíII МК/м®

3000 ЙОСО 1000 О

-4 -2 0 2 4 6 &гТ [&)**»]

Рис7.Кривые замедленного хрупкого разрушения стали 18Х2Н4ВА в закаленном состоянии после различного времени отдыха 1 - 15; 2 -2700, 3 4600; 4 - 8700 мин, 5 - отпуск 100 °С, 2 ч

Установлено, что зависимость времени до зарождения трещины при замедленном разрушении от уровня максимальных локальных растягивающих напряжений в зоне зарождения трещины, вызванных приложением нагрузки извне и действием концентратора напряжений, в сталях, различающихся уровнем остаточных внутренних микронапряжений (рис 7) может быть описано выражением.

т= г„ exp[y(6J (6f-6¡,mm)/(KT)J (3)

где - т0 предэкспоненциальный множитель, зависящий от частоты попыток преодоления потенциального барьера, количества мест активации и их характеристик; К - постоянная Больцмана, 6j - максимальное локальное растягивающее напряжение, бв„ - уровень остаточных внутренних микронапряжений; у - активационный объем, заключающий информацию о перенапряжении атомных связей остаточными внутренними микронапряженшми

Роль остаточных внутренних микронапряжений в термически активированном зарождении трещины при замедленном разрушении высокопрочных сталей. Изучение природы влияния темпе-

ратуры и скорости нагружения на напряжение зарождения трещины в закаленной и низкоотпущенной стали (18Х2Н4ВА) позволило установить, что уменьшение длительности приложения нагрузки и снижение температуры испытания стали с высоким уровнем остаточных внутренних микронапряжений приводит к увеличению локального напряжения о ¡¡„ах зарождения трещины (рис 8).

Мк/ы2 3000

2000

1000

-4 -2 0 2 А У[(п сч/м'и] и 1ии О)

Рис 8 Зависимости критического локального напряжения о месте зарождения трешины от а) скорости нагружения (при температурах. 1 -283 К, 2 - 170 К, 3 - 77 К; О - отдых 30 мин, П - отпуск 100 "С, 2 ч.), б) температуры испытаний в свежезакаленной 1 - 3 и низкоотпущенной - 4 (1 - скорость нагружения 0,01,2 - 0,5, 3 - 10 см/мин) стали 18Х2Н4ВА.

Показано, что ниже критической температуры локальное разрушающее напряжение Оцтах стали с высоким уровнем остаточных внутренних микронапряжений не зависит от скорости нагружения (рис 8 а, кривая 3). Лавинное распространение зародившейся трещины происходит при одном и том же уровне Оцтах Существует температура, при которой значения локальных разрушающих напряжений Оцтах закаленной стали после кратковременного отдыха и низкоотпущенной стали совпадают (рис.8 б). При этой температуре разрушающее локальное напряжение Оцтах стали с пренебрежимо низким уровнем остаточных внутренних микронапряжений равно разрушающему локальному напряжению Оцтах стали с их высоким уровнем независимо от скорости нагружения

Установлено, что остаточные внутренние микронаприжения облегчают движение дислокаций в ходе термофлуктуационного процесса зарождения микротрещины Увеличение скорости нагружения и снижение температуры приводят к уменьшению количества дислокаций, попадающих в вершину микротрещины, то есть к уменьшению прира-

щения длины микротрещины за счет релаксации остаточных внутренних микронапряжений В предельном случае, при достаточно низкой температуре образование зародышевой трещины происходит по достижении критического напряжения Оцтах - О/ по силовому безакти-вационному механизму.

Зависимость напрпя:ения зарождения трещнны пои замедленном хрупком разрушении стали от величины остаточных внутренних микронапряжений. Уменьшение уровня остаточных внутренних микронапряжений вследствие отдыха закаленной стали приводит к снижению склонности закаленной стали к замедленному хрупкому разрушению - росту порогового локального напряжения Оц„ор (рис.9а).

б

№Л/иг

3000

2000

Г000 0

0 2 4 6 8 хМ3 То,.,»®! 0 500 1000 6ва,т'

14 а) б)

Рис.9, а) Зависимости порогового локального напряжения оЦт,р — 1 и уровня остаточных внутренних микронапряжений о„„ - 2 от времени отдыха Готд после закалки, б) зависимость порогового локального напряжения ацпор от уровня остаточных внутренних микронапряжений Сталь 18Х2Н4ВА.

Установлено, что зависимость порогового локального напряжения Оцпор от уровня ос-таточных внутренних микронапряжений ат (рис 96) достаточно хорошо описывается выражением1

°шир =0/ - к-от (4)

где стг( - критическое локальное растягивающее напряжение при разрушении сто границе зерна, К - коэффициент, аен - остаточное внутреннее микронапряжение

Влияние размера исходного аустеннтного зерна стали на пороговые характеристики локального разрушения при замедленном хрупком разрушении при наводороживании. Особый интерес вызывает изучение влияния размера аустеннтного зерна на пороговые

характеристики локального разрушения мартенситной стали с различным уровнем остаточных внутренних микронапряжений при замедленном разрушении, вызванном водородом

Из рис 10 видно, что как для случая высокого уровня остаточных внутренних микронапряжений, так и для случая пренебрежимо низких остаточных внутренних микронапряжений в диапазоне размеров зерен от 28 мкм и более имеет место зависимость между пороговым максимальным локальным растягивающим напряжением а и размером исходного аустенитного зерна с!а в виде

<7,Г,„ = <7 „ + к , (5)

где (То и к - коэффициенты, определяемые для соответствующих структурных состояний стали

МИ/м2 2000

1500 1000

О 100 200 300 d ,/f,MKM"1''2

XI О-3

Рис 10 Зависимость пороговых локальных напряжений сг " lh от размера зерна стали 20С2ГЗН2ХФ в условиях наводороживанил с низким уровнем остаточных внутренних микронапряжений — 1 (закалка, отпуск 300 °С, 1 ч ) и с высоким - 2 (закалка, отпуск 100 °С, 1ч)

Было установлено, что величина порогового локального напряжения ПРИ наводороживании, характеризующая сопротивление

материала зарождению трещины при замедленном разрушении, для каждого размера исходного аустенитного зерна определяется факторами Ст/, Аае„ и Дст„

crtHuh(.d(1)=cTf(da)-AaH(da)-Aas,l(da) (6)

где даи - снижение когезивной прочности, связанное с воздействием водорода, Дсгт - понижение когезивной прочности, связанное с остаточными внутренними микронапряжениями

Изменение a Ada), связано с зернограничным охрупчиванием,

У/

2/

степень которого увеличивается с увеличением температуры и времени выдержки образцов исследуемой стали в аустенитной области, и, как следствие, с усилением зернограничных сегрегации охрупчивающих примесей.

Необходимо отметить, что вклад зернограничных сегрегации в снижение а{ при росте <1а полностью учитывается в зависимости

сгг(с1а). В то же время, имеет место рост д ан при увеличении ¿а,

рис.11, кривая 2, и, поскольку вклад зернограничного охрупчивания в зависимость До,, (¿4) исключен, то увеличение До-„ с ростом с1а следует связывагь только с воздействием водорода

Известно, что дан прямо связано с концентрацией водорода

Асгя ~ С„. В связи с этим причиной увеличения Дсгн при росте исходного аустенитного зерна, по-видимому, следует считать возможность создания на границах аустенитного зерна большего размера большей концентрации водорода в течение инкубационного периода замедленного разрушения.

На рис 11 представлена также зависимость Да от ¿4 (кривая

3)

С.

ЫН/к2 2000

>000 о

0 20 40 60 d,UKU

Рис.11. Разделение вкладов остаточных внутренних микронапряжений Аат - 3 и водорода Аа„ - 2 в общее снижение когезивной прочности - 1 стали 20С2ГЗН2НФ при замедленном разрушении в присутствие водорода при различном размере зерна.

Рост Аат с увеличением da объясняется природой возникновения остаточных внутренних микронапряжений Чем больше длина кристалла в продольном направлении, тем выше напряжения в его вершине Поэтому наибольшие остаточные внутренние микронапря-

жения должны быть локализованы в вершинах наиболее крупных мар-тенситных кристаллов, Протяженность самых крупных кристаллов определяется размером исходного аустенитного зерна. Поэтому полагали, что увеличение аустенитного зерна приводит к росту остаточных внутренних микроиапряжений, т.е. До-,,,. Интересно отметить, что уменьшение до 15 мкм привело к устранению влияния остаточных внутренних микронапряжений на (у*, что согласуется с выше изложенными соображениями. Совместный вклад остаточных внутренних микронапряжений и водорода в понижение когеэивной прочности стали в зависимости от с{а иллюстрируется кривой 1 на рйс.П.

Разделение вкладов сегпеганий примесей и остаточных внутренних мнкронапряжеиий п снижение прочности границ зерен при замедленном разрушении стали. Дня замедленного хрупкого разрушения стали в отличие от других видов разрушения (рис.12) характерно наличие интеркристаллитного излома (рис.12 б), что указывает на то, что границы зерен являются энергетически выгодным путем распространения трещины по механизму замедленного разрушения.

Рис. 12. Изображение изломов сталей; а - хрупкое внутризеренное; б - хрупкое межзеренное; в - вязкое ямочное; г - усталостное.

Снижение прочности границ зерен может быть вызвано причинами имеющими различную физическую природу. С одной стороны,

снижение прочности границ зерен может быть вызвано повышением концентрации охрупчивагощих примесей (фосфора и его аналогов), образующих сегрегации на границах зерен и, тем самым, снижением прочности связи между гггомами железа, находящимися по разные стороны межзеренной границы. С другой стороны, снижение прочности границ зерен может быть связано с преимущественной локализацией остаточных внутренних микронапряжений в местах выхода кристаллов мартенсита на границы исходных аустенитных зерен.

Изменяя концентрацию примеси фосфора на границах зерен при фиксированном уровне остаточных внутренних микронапряжений, в одном случае, и уровень остаточных внутренних микронапряжений при постоянном содержании примеси на границах зерен, в другом случае, и определяя с помощью ме года конечных элементов величину пороговых локальных напряжений оипор, установили закономерности одновременного влияния сегрегаций примеси фосфора и остаточных внутренних микронапряжений на пороговое локальное напряжение ац„ор и разделили их влияние на склонность мартенситной стали (18Х2Н4ВА) к замедленному разрушению

Рис 13 Влияние содержания примеси фосфора на границах зерен и уровня остаточных внутренних микронапряжений на пороговое локальное напряжение Оцпор при замедленном хрупком разрушении стали 18Х2Н4ВА.

Установлено, что уровень остаточных внутренних микронапряжений в закаленной стали не зависит от содержания примеси фосфора и определяется длительностью времени отдыха стали после закалки За-

медленное разрушение может иметь место и в высокочистой по примесям стали со структурой мартенсита, в которой границы ослаблены только остаточными внутренними микронапряжениями. На рис.13 представлена зависимость пороговых локальных напряжений Оцтр от уровня остаточных внутренних микронапряжений и содержания примеси фосфора, полученная в результате разделения вкладов остаточных внутренних микронапряжений и сегрегации примеси фосфора.

Таким образом, использование подхода основанного на определении локальных напряжений в зоне зарождения трещины, позволило количественно установить и разделить вклады остаточных внутренних микронапряжений и сегрегации примеси фосфора, способствующих снижению межзеренного сцепления.

Влияние конкуренции углерода н фосфора на хрупкую прочность границ исходных аустенитных зерен мартенситной стали. Изучение одновременного воздействия углерода и фосфора на хрупкую прочность границ исходных зерен аустенита, оцениваемую уровнем пороговых локальных напряжений <Тц„ор , стали в закаленном состоянии позволило установить, что зависимость хрупкой прочности границ зерен от объемного содержания углерода и концентрации зерно-граничного фосфора немонотонна (рис 14) С повышением объемного содержания углерода от 0,007 до 0,03 % увеличивается хрупкая прочность границ, несмотря на одновременный рост при этом зерногра-ничного фосфора

Рис.14. Зависимость хрупкой прочности границ зерен от объемного содержания углерода и температуры аустенизации стали Сплавы Бе-С.

ецю/м*

Таким образом, углерод при его содержании в объеме до 0,03 % способен нейтрализовать вредное воздействие зернограничного фосфора (рис 14)

Дальнейшее увеличение объемного содержания углерода приводит к негативным последствиям - значительному росту зернограничного фосфора и, как следствие, уменьшению хрупкой прочности границ зерен аустенита (рис, 15)

Рис 15 Зависимость пороговых локальных растягивающих напряжений а,1п„г от содержания углерода С и концентрации зернограничного фосфора С'р в сталях с различным содержанием углерода

При увеличении содержания углерода (выше 0,03 %) падает его термодинамическая активность и он теряет свое нейтрализующее действие на зернограничный фосфор В то же время, происходит увеличение концентрации фосфора на границах зерен вместе с ростом его термодинамической активности.

Таким образом, имеет место зависимость между содержанием углерода в стали и хрупкой прочностью границ зерен (рис 15)

Эта связь осуществляется через воздействие углерода на зерно-граничный фосфор Существует диапазон концентраций углерода, в которых он влияет на выход фосфора на границы зерен При малых концентрациях (до 0,04%) действие углерода позитивно - он нейтрализует охрупчивающее влияние зернограничных сегрегации фосфора

Даже при росте юнцентрации последнего на границах, происхо-

с!гх

М1 ГЛл8

о

о,4 О,О X .Я 1,6

дит рост хрупкой прочности границ зерен. При больших концентрациях (более 0,04%) углерод играет негативную роль, т.е. теряет нейтрали-зирующее действие на фосфор, количество которого на границах растет - хрупкая прочность падает. Установленная зависимость хрупкой прочности границ зерен от размера зерна аустенита и конценграции зер-нограничного фосфора в стали представлена на рис 16.

Рис.16. Зависимость хрупкой прочности границ зерен (Оц„11р) от размера зерна аустенита и концентрации зернограничного фосфора в сплавах Ре-С с различным содержанием углерода.

Явление замедленного разрушения порошковых сталей в присутствии водорода. Впервые установлено, что порошковая сталь (45Н4Д2М) склонна к замедленному хрупкому разрушению, вызванному воздействием водорода из окружающей среды. Как и для мартен-ситной стали для порошковой стали характерны три стадии развития замедленного разрушения: зарождение трещины (инкубационный период), стабильный (медленный) рост и катастрофическое разрушение.

Влияние увеличение степени пористости на величину критического сгптах при активном разрушении и на величину порогового локального напряжения а"л при замедленном разрушении вызванном

водородом показано на рис 17 а и может быть описано выражениями: о,=и°г -к'П (7)

-кП (8) где ст° - разрушающее локальное напряжение, соответствующее «гипотетической» стали без пор, к - коэффициент, о-"'"' - пороговое локальное напряжение «гипотетической» стали не содержащей пор, к - коэффициент, сг" - пороговое локальное напряжение, П - пористость (%)

МН<м'

1230

1010

800

П,%

П %

а) ""б)

Рис 17 Зависимости а) разрушающего напряжения а,,тах при активном нагружении - 1 и порогового напряжения сг"л - 2, б) критического

коэффициента интенсивности напряжений к1с - 1 и порогового коэффициента интенсивности напряжений к "н при замедленном разрушении в условиях наводороживания от степени пористости стали 45Н4Д2М.

Роль водорода заключается в понижении когезивной прочности границ зерен между частицами порошка

Изучение влияния пористости на сопротивление порошковой стали распространению трещины при наводороживании (рис 176) показало, что рост пористости ведет к уменьшению порогового коэффициента интенсивности напряжений и описывается выражением вида

К "н (П ) = К ?л - п П (9)

где К{'Н(П)- пороговый коэффициент интенсивности напряжений, К°л - пороговый коэффициент интенсивности напряжений, соответствующий разрушению "гипотетической" порошковой стали без пор, п -коэффициент

Явление тмедлеиного разрушения в двухфазных аустенитно-мартенситиых сталях Полагали, что двухфазные аустенито-мартенситные стали также могут проявлять склонность к замедленному разрушению Эксперимент проводили на модельных сталях 50Х8Н5 и 50Н7Х6, содержащих после закалки до комнатной температуры 40 и 50 % мартенсита соответственно.

Сталь 50Х8Н5 изучали в двух состояниях, с содержанием мартенсита охлаждения 40 % и после прокатки на 25 %, в результате которой содержание мартенсита возрастает до 85 %. В стали 50Н7Х6 после прокатки одной партии образцов на 27 % получали общее содержание мартенсита 75 %, Такое же содержание мартенсита получали после охлаждения до - 50 °С

Установлено, что при испытании двухфазных аустенито-мартенситных сталей наблюдается зависимость времени до разрушения образцов от уровня приложенного напряжения, характерная для замедленного разрушения

Анализ кривых замедленного разрушения стали 50Х8Н5 показал, что склонность к замедленному разрушению в значительной мере понижается после проведения холодной деформации, несмотря на общее увеличение количества мартенсита в стали за счет образования мартенсита деформации.

Испытания двух партий образцов из стали 50Н7Х6 с одинаковым (75 %) общим содержанием мартенсита, полученным разными способами, показали, что и в этом случае сталь, подвергнутая холодной пластической деформации в двухфазном состоянии, обнаруживает меньшую склонность к ЗХР Объяснение этого результата, связано с тем, что в ходе пластической деформации уровень остаточных внутренних напряжений, являющихся главной причиной ЗХР, снижается в связи с протеканием процессов их релаксации.

Таким образом, обнаружено явление замедленного разрушения двухфазных аустенито-мартенситных сталей 50Х8Н5 и 50Н7Х6, степень проявления которого уменьшается после проведения холодной пластической деформации в двухфазном состоянии.

Критерий вязко-хрупкого перехода образцов с концентраторами напряжений, основанный на силовом критерии локального

разрушения

Известные подходы к оценке прочности стали или стальных деталей при понижении температуры основаны на определении критических

параметрюв (энергия разрушения, различные по признакам критические температуры хрупкости) непосредственно не связанных с характеристиками сопротивления материала разрушению и условиями нагруже-ния детали Использование этих критериев непосредственно в проектных расчетах не представляется возможным без установления прямой связи между характеристиками нагружения рабочего элемента и характеристиками сопротивления стали деформации и разрушению

Целью данного раздела работы явлалась разработка физико-механических основ критерия вязко-хрупкого перехода, который бы учитывая характеристики сопротивления металла деформации и разрушению, а также основной комплекс совокупно действующих факторов (внешних и внутренних), ответственных за переход стального образца или детали из вязкого состояния в хрупкое и позволил бы прогнозировать критическую температуру хрупкости образцов произвольной формы или деталей с концентраторами напряжений по результатам испытаний стандартных образцов Полагали, что в основу такого критерия может быть положен критерий локального разрушения - критическое максимальное локальное растягивающее напряжение, инвариантное к таким внешним факторам как геометрия концентраторов напряжений и образцов, скорость нагружения и температура испытаний [4]

Критерий такого типа был рассмотрен в работах Г В Ужика, Е Орована, Ю Я Мешков, 1, Л А Копельмана, Р О Ричи, Д Ф Нотта, Д Р Райса [4] и с позиций физики и механики обоснован ряд его основных положений Физический смысл критерия локального разрушения заключается в наступлении критического состояния материала в локальной области при достижении в ней предельного уровня локальных растягивающих напряжений, зависящего от структурного состояния стали В отличие от критериев классической механики разрушения, рассматривающих критическое состояние образца или детали с уже имеющейся трещиной, выше указанный критерий рассматривает критическое состояние материала без исходной трещины Зона локального разрушения в этом случае совпадает с положением локального пика растягивающих напряжений. В случае реального материала наличие различного рода структурных дефектов вносит свой вклад в снижение прочности и место начала разрушения не обязательно совпадает с положением пика напряжений, однако можно выделить характерную "зону" протекания процесса локального разрушения, ограниченную критическим напряжением

Рост максимального локального растягивающего напряжения (Оцтах), локализованного вблизи границы пластической и упругой зон,

обеспечивается за счет стеснения деформации в пластической зоне перед надрезом В процессе нагружения образца (Г//тас связано с пределом текучести зависящим от температуры (Т) и скорости нагру-

жения (ЫеМ), и перенапряжением являющимся функцией нагрузки, геометрии концентратора напряжений, образца и способа нагружения Существует температура, при которой Оцтах может достигнуть критического значения - б/ Эта температура, в дальнейшем называемая критической температурой хрупкости, феноменологически соответствует температуре, при которой нагрузка общей текучести достигает разрушающей нагрузки Условие локального разрушения при эгом имеет вид-

б/ =бт(Ткр, ¿е/ск) 2ОТ (10)

Выразив, критическую температуру хрупкости явным образом из (10), получили зависимость Ткр=Р(бр бт, учитывающую влияние сопротивления локальному разрушению (бу), пределу текучести (бт), зависящему от скорости нагружения (с!е/Ш) и геометрии образца, концентратора напряжений и способа нагружения (£>от):

Ткр=[1_+1_(1п-ЧI-(11)

Т° Р Ям-а/То е) где /3, п - коэффициенты связи предела текучести с температурой, зависящие от марки стали и приведенные в известных справочниках, Т0 -нормальная температура (20 °С); бт - предел текучести при нормальной температуре

Полученное выражение (11) дает возможность расчетом определить критические температуры хрупкости стальных образцов или деталей с концентраторами напряжений различных типов. Для этого необходимо знать критическое локальное напряжение б/, предел текучести стали при комнатной температуре б„ определенный при скорости нагружения равной скорости нагружения зоны локального разрушения детали, коэффициенты п и 0 и перенапряжение общей текучести исследуемого образца {£)т).

Влияние геометрии надреза и скорости нагружения на критическую температуру хрупкости. Экспериментальная проверка выражения (11), проведенная на стальных образцах (Юкп) с углами раскрытия надрезов 30, 60 и 120 градусов при различных скоростях нагружения (2, 20 и 200 мм/мин) показала его работоспособность (рис. 18 -19)

Тем самым показано, что критическая температура крупкости образцов с концентраторами напряжений, определяемая как температу-

ра достижения критического состояния - локального разрушения в вершине конструктивного концентратора напряжений, непосредственно связана с характеристиками прочности бу, текучести 6T(T,de/dt), геометрии образца и способов его нагружения Q(n

-150

-100

-SO

О Я 4 б&гЪГ, Рп [шЛсин] Рис.18. 'Зависимости расчетных и экспериментально определенных критических температур хрупкости от скорости нагружения образцов с различными концентраторами напряжений Сталь Юкп

^кр -153

-100

-50

О

0 40 80 120 9, град

Рис.19. 'Зависимости расчетных и экспериментально определенных критических температур хрупкости образцов от угла раскрытия надреза при различных скоростях нагружения Скорость траверсы. 1-2, 2-20, 3-200 мм/мин Сталь Юкп.

Таким образом, критическая температура хрупкости образцов с концентраторами напряжений может быть определена расчетным путем по известным критическому локальному напряжению бу, температурно-

скоростной зависимости предела текучести б-£Г,<1е/<И) и перенапряжению общей текучести бот-

Применение критериев локального разрушения и вязко-хрупкого перехода к количественной оценке и разделению влияния внутренних охрупчивающих факторов

Анализ влияния легирования на критическую температуру хрупкости железа с помощью критерия локального разрушения. Легирование сплавов с ОЦК - решеткой может приводить к изменению критической температуры хрупкости Исследование модельных сплавов на основе железа с введением легирующих добавок (никеля и кремния) позволило установить, что влияние легирования сплавов на основе железа заключается в проявлении конкуренции двух факторов, смещения критической температуры хрупкости за счет изменения уровня критического локального напряжения бf, с одной стороны, и за счет изменения положения температурной зависимости напряжения локального течения, с другой. Результат конкуренции этих факторов определяет значение критической температуры хрупкости.

Установлено, что понижение критической температуры хрупкости Ткр при легировании никелем железа происходит в основном за счет повышения уровня критического локального напряжения б^-, в то время как повышение Ткр при легировании железа кремнием происходит преимущественно за счет общего роста температурной зависимости напряжения локального течения.

Влияние газокислородного рафинирования высокохромистой стали 08X18Т на ее сопротивление хрупкому разрушению при понижении температуры. Установлен механизм влияния газокислородного рафинирования на сопротивление хрупкому разрушению высокохромистой стали при понижении температуры.

Он заключается в том, что понижение критической температуры хрупкости (рис.20) достигается преимущественным образом за счет повышения критического локального напряжения а/ (при газокислородном рафинировании стали), что связано с уменьшением несовершенств структуры и количества неметаллических включений, которые могли бы послужить местами зарождения трещины.

Изучение механической природы "хрупкости 475" высокохромистой стали Х25 на основе применения выше указанных критериев и метода внутреннего трения показало, что повышение температуры хладноломкости в результате проявления "хрупкости 475" высокохромистой ферритной стали (Х25) связано с общим подъемом всей кри-

вой температурио-зависимого напряжения локального течения, несмотря на возрастание критического локального растягивающего напряжения Од (рис.21)

«11 КН/,,2 г:юо

1300

500

"¡00 «г \

500 » « «

_1_I-1-^

-240 -160 -80 О Т,С

Рис 20 Уровни критического локального напряжения (ст^, ст} ) и зависимости напряжения локального течения от температуры испытаний стали 08X18Т прошедшей и не прошедшей газокислородное рафинирование.

Рис.21. Зависимости критического локального растягивающего напряжения и напряжения локального течения от температуры испытания стали Х25 (1 - после закалки от 950 °С; 2 - после закалки и старения 24 ч при 475 °С)

Установлено, что за счет роста энергии активации движения дис-

локаций в кристаллической решетке и сопротивления микропластической деформации значения напряжения локального течения стали Х25 после старения при 475 °С выше, чем у стали не подвергавшейся старению. Это и обусловливает рост критической температуры хрупкости стали Х25 после старения при 475 °С

Влияние размера зерна на критическую температуру хрупкости. Использование критерия критических максимальных локальных растягивающих напряжений и критерия вязко-хрупкого перехода позволило установить закономерности влияния размера зерна на сопротивление хрупкому разрушению при понижении температуры и разработать подход к оценке критической температуры хрупкости образцов с надрезами по известному размеру зерна.

Установлена связь критической температуры хрупкости стальных образцов с надрезами с размером зерна стали:

Ткр= {1/Т0 + 1/0 [1п(А, - К, сГ'/2)/«Эот (.А, - К, сГш))]шГ' (12) где А], А2, К1, К2, Р - коэффициенты, ¿/-размер зерна

Экспериментальная проверка установленной зависимости критической температуры хрупкости (12), показала возможность прогнозирования критической температуры хрупкости стальных образцов с различными надрезами Ткр по известному размеру зерна ¿1 с одновременным учетом скорости нагружения, геометрии образца, надреза и способа нагружения (¿т (рис 22)

ткр*

К180 - 6=бО° ^--- I

---

160 -

140 .

120 -

О 0,02 0,04 0,06 о.,мм

Рис 22 Экспериментальные и расчетные критические температуры хрупкости образцов с надрезами различной геометрии (сталь Юкп с различным размером зерна).

в=60° ^___ I

—2

2--э ко перимент -1-■-'--г

О 0,02 0,04 0,06 а.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1.Разработан и физически обоснован критерий замедленного хрупкого разрушения высокопрочных сталей, вызванного воздействием остагочных внутренних микронапряжений и водорода Критерий зарождения трещины при замедленном хрупком разрушении высокопрочной стали, когда весь процесс разрушения контролируется стадией зарождения трещины, одновременно является критерием замедленного хрупкого разрушения в целом

Установлена новая структурно-чувствительная характеристика сопротивления стали замедленному хрупкому разрушению, независящая от геометрии концентраторов напряжений и способа нагружения - пороговое локальное напряжение, ниже уровня которого разрушение не происходит.

2.Установлено, что имеет место функциональная линейная зависимость пороговых локальных напряжений от уровня остаточных внутренних микронапряжений в мартенситной стали. Изучена роль остаточных внутренних микронапряжений в термически активированном зарождении трещины, их влияние на кинетику зарождения трещины.

Показано, что уровень остаточных внутренних микронапряжений в закаленной стали не зависит от содержания примеси фосфора и определяется длительностью отдыха после закалки, а одинаковое уменьшение остаточных внутренних микронапряжений в процессе отдыха для сталей, различающихся содержанием примеси фосфора, ведет к увеличению порогового локального напряжения на одну и ту же величину вне зависимости от содержания примеси фосфора. Замедленное хрупкое разрушение возможно в гипотетически чистой по охрупчи-вающим примесям стали со структурой мартенсита, в которой прочность границ исходных аустенитных зерен снижена только остаточными внутренними микронапряжениями

Подход к определению сопротивления зарождению трещины на граница к зерен, ослабленных сегрегациями вредных примесей, может быть использован в качестве основы методики прогнозирования пороговых напряжений для высокопрочных сталей, содержащих вредные примеси

3 Установлено, что остаточные внутренние микронапряжения облегчают движение дислокаций в ходе термофлуктуационного процесса зарождения микротрещины Увеличение скорости нагружения и снижение температуры приводят к уменьшению количества дислокаций, попадающих в вершину микротрещины, то есть к уменьшению приращения дайны микротрсщины за счет релаксации остаточных внутрен-

них микронапряжений В предельном случае, при достаточно низкой температуре образование зародышевой трещины происходит по достижении критического локального напряжения (р11тах = аЦ по силовому безактивационному механизму.

4.Изучение кинетики замедленного хрупкого разрушения высокопрочных сталей с высоким уровнем остаточных внутренних микронапряжений позволило установить, что время до зарождения трещины может быть оценено с помощью установленного аналитического выражения, учитывающего уровень приложенного локального напряжения оптах. характеристику сопротивления стали локальному разрушению аг, температуру испытания и активационный объем, зависящий от уровня остаточных внутренних микронапряжений

5 Выявлены закономерности взаимодействия углерода и фосфора в стали и его результат - изменение хрупкой прочности границ исходных аустенитных зерен низколегированной стали, в том случае, когда термодинамическая активность углерода изначально снижена присутствием легирующих элементов Установлено, что имеет место зависимость между содержанием углерода в стали и хрупкой прочностью границ зерен Эта связь осуществляется через воздействие углерода на охрупчивающее влияние зернограничного фосфора Существует диапазон концентрации углерода, в котором он влияет на выход фосфора на границы зерен При малых концентрациях (до 0,04%) действие углерода позитивно - он нейтрализует охрупчивающее влияние зернограничных сегрегаций фосфора Даже при росте концентрации последнего на границах, происходит рост прочности границ зерен. При больших концентрациях (более 0,04%) углерод играет негативную роль, т.е. теряет нейтрализирующее действие на фосфор, количество которого на границе растет - хрупкая прочность падает.

6 Установлены закономерности влияния размера исходного ау-стенитного зерна на изменение пороговых характеристик трещиностой-кости и локального разрушения при замедленном разрушении стали с различным уровнем остаточных микронапряжений в условиях наводо-роживания Уменьшение порогового локального напряжения Оцтр с ростом исходного аустенитного зерна при ЗХР мартенситной стали с остаточными внутренними микронапряжениями при наводороживании связано с действием трех факторов, падением хрупкой прочности (су), усилением охрупчивающего влияния водорода, ростом охрупчивающей роли остаточных внутренних микронапряжений. При отсутствии остаточных внутренних микронапряжений уменьшение порогового локаль-

ного напряжения а11пор связано с падением о{ и усилением охрупчиваю-щей роли водорода при росте зерна

7.Впервые обнаружено явление замедленного разрушения двухфазных аустенито-мартенситных сталей 50Х8Н5 и 50Н7Х6, степень проявления которого уменьшается после проведения холодной пластической деформации в двухфазном состоянии.

В первые обнаружено явление замедленного хрупкого разрушения порошковых сталей в водородсодержащих средах и изучены его механизмы Установлено, что аналитические зависимости влияния пористости на пороговое локальное напряжение и пороговый коэффициент интенсивности напряжений имеют линейный характер.

8.Разработаны физико-механические основы критерия вязко-хрупкого перехода стальных образцов (деталей) с ОЦК решеткой, основанного на силовом критерии локального разрушения, связывающего критическую температуру хрупкости образцов с характеристиками сопротивления локальному разрушению, текучести, перенапряжения (учитывающего, в свою очередь, скорость нагружения, геометрию концентраторов напряжений и образцов)

9.На основе этого критерия вязко-хрупкого перехода стальных образцов (деталей) разработан способ, позволяющий по испытаниям стандартных образцов с надрезом прогнозировать критическую температуру хрупкости произвольных образцов (деталей) с учетом внешних факторов, что дает возможность на стадии проектирования осуществить рациональный выбор стали и геометрии детали.

10 Развит подход, основанный на рассмотрении процесса локального разрушения, позволяющий количественно оценить и разделить влияние на критическую температуру хрупкости внешних (скорость нагружения, геометрия образца и надреза) и внутренних (размер зерна, чистота стали, влияние легирования и др.) охрупчивающих факторов.

11 Разработана физико-механическая модель влияния внутренних факторов (легирования, чистоты стали, способа выплавки, размера зерна, "хрупкости 475°" и др ) на критическую температуру хрупкости, заключающаяся в проявлении конкуренции двух механизмов смещения критической температуры хрупкости за счет изменения уровня критического локального растягивающего напряжения - су и изменения положения температурной зависимости локального течения

Основные публикации по теме диссертации

1 .Мишин В М , Саррак В И О критерии зарождения трещины при замедленном хрупком разрушении // Матер Всес. н/т конф <,Интеркристалл итная хрупкость сталей и сплавов- сб. науч тр. / Ижевск ФТИ. -Ижевск, 1984.-С. 231-233.

2 Мишин В М., Саррак В И. Критическое локальное растягивающее напряжение как критерий задержанного хрупкого разрушения // Проблемы прочности. - 1985. - № 3 - С 43-46

3 Саррак В.И, Мишин В М Разделение вкладов сегрегации примеси фосфора и остаточных внутренних микронапряжений в характеристики сопротивления замедленному хрупкому разрушению высокопрочной стали // Физика разрушения сб. науч. тр. Всес. н/т конф. / Киев. ИПМ. -Киев, 1985 - С 182

4 Саррак В И , Мишин В М Способ оценки склонности к замедленному разрушению стали // Методы оценки и пути повышения трещиностойко-сти и надежности труб, трубопроводов и сосудов давления, сб. научн. тр Всес н/т конф /Челябинск ЧПИ. - Челябинск, 1985.-С 59-60

5 Мишин В М, Саррак В И Оценка прочности и долговечности при замедленном хрупком разрушении высокопрочной стали // Трещино-стойкость материалов и элементов конструкций - Т. 1 сб науч. тр Всес. н/т конф. / Киев. ИПМ. - Киев, 1985. - С. 66-67.

6 Саррак В И , Мишин В М, Береснев А Г Критерий замедленного хрупкого разрушения стали // Матер Межд. Симп. «Трещиностойкость материалов и конструкций» сб науч тр. в 3 т. Т. 1. / Киев. ИМП АН УССР - Киев, 1985 - С 86-87

7 Мишин В М , Береснев А Г Определение склонности стали к замедленному разрушению в водородсодержащей среде // Повышение эффективности поисков, разведки и освоения нефтяных месторождений сб. науч. тр. Всес. н/т конф. - Ставрополь: СевКавНИПИнефть, 1986 -С.111.

8 Мишин В.М Прогнозирование конструкционной прочности высокопрочных сталей при замедленном хрупком разрушении Н Пути развития научно-технического прогресса в нефтяной и газовой промышленности сб. науч. тр Всес н/т конф. / М , МИНГ. - М , 1986 - С 117. 9.Мишин В.М., Береснев А Г., Саррак В.И. Способ определения склонности к замедленному разрушению стали при одновременном действии водорода и механических напряжений // Заводская лаборатория - 1986 -№8.-С. 69-71

10 Саррак В И , Мишин В М Исследование зависимости напряжения зарождения трещины при замедленном хрупком разрушении стали от

величины остаточных внутренних микронапряжений // Физика металлов и металловедение - 1986 -Т 62.-№1-С. 166-170 П.Мишин В.М , Саррак В И Оценка влияния остаточных внутренних микронапряжений на напряжение разрушения стали 18Х2Н4ВА с помощью критерия растягивающих напряжений // Проблемы прочности -1986 4.-С. 57-62.

12 Мишин В М Методика определения сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию высокопрочных сталей // Повышение эффективности строительства скважин, поисков, разведки и разработки нефтяных, газовых и газоконденсатных месторождений в сложных горногеологических условиях сб науч тр. Всес н/т конф / Ставрополь СКП НТО, 1987 - С 82.

13 Мишин В М Оценка склонности сталей к замедленному хрупкому разрушению // Металл к технический прогресс, сб. науч. тр. Всес. н/т конф. / М. Металлургия - М, 1987 - С 241-242

14 Мишин В.М Определение допустимых нагрузок деталей с концентраторами напряжений при сульфидном коррозионном растрескивании по критерию замедленного разрушения // Защита от коррозии нефтегазового оборудования в процессе строительства предприятий нефтяной и газовой промышленности сб науч тр Всес н/т конф / М МИНГ. -М., 1987.-С 170-172

15 Мишин В.М. Влияние остаточных микронапряжений на прочность стали при низких температурах // Прочность материалов и конструкций при низких температурах сб. науч тр. Всес н/т конф / Киев ИПП -Киев, 1986 - С 21-22.

16 Мишин В М , Саррак В И Критерии механики микроразрушения при интеркристаллитном замедленном разрушении стали и их применение // Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов сб науч тр. Всесоюзн. конф / Ижевск ФТИ. - Ижевск, 1989. - С. 30.

17Спектор АЛ, Мишин ВМ, Саррак В И Интеркристаллитное замедленное разрушение высокопрочной стали в водородсодержащей среде // Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов сб науч тр Всес нИ конф / Ижевск. УНЦ АН СССР, 1989 - С 80 18 Мишин В.М, Спектор А Я, Кислюк И В , Саррак В.И , Латышкова Ц П Изменение микромеханизма хрупкого разрушения при понижении температуры испытания наводороженной и ненаводороженной стали // Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов' сб науч. тр Всес н/т конф / Ижевск: УНЦ АН СССР, 1989 - С 76

19.Мишин В.М, Саррак В.И. Роль остаточных внутренних микронапряжений в термически активированном зарождении трещины при за-

медленном хрупком разрушении высокопрочных сталей И Физика металлов и металловедение. - 1990. -№ 1 - С. 195 - 198 20 Саррак В.И, Мишин В.М. и др. Локальное разрушение перед концентратором напряжений при замедленном разрушении метастабильной аустенитной стали //Физика разрушения: сб. науч. тр. Всес; н/т конф / Киев: ИПМ АН УССР, 1989. - С.138 - 139.

21.Мишин В.М., Саррак В.И. Влияние остаточных микронапряжений на кинетику зарождения трещины при замедленном хрупком разрушении стали // Физика разрушения, сб. науч. тр. Межд. симп. / Киев, ИПМ -Киев, 1989.-С. 130-131.

22 Мишин В М , Саррак В.И. Оценка повышения сопротивления замедленному разрушению стали при очистке от примеси фосфора и снижении уровня остаточных микронапряжений // Новые конструкционные стали и сплавы и методы их обработки для повышения надежности и долговечности изделий: сб. науч. тр. Всес конф. / Запорожье. ИПП -Запорожье, 1989. - С. 80.

23 Суворова С.О , Артемова Е Н , Мишин В М Надежность и долговечность метастабильных аустенитных сталей в присутствии концентратора напряжений // Новые конструкционные стали и сплавы и методы их обработки для повышения надежности и долговечности изделий сб науч тр Всес. н/т конф / Запорожье. УкрНИИспецсталь. - Запорожье, 1989 -С 82-83.

24 Мишин В М, Береснев А Г., Саррак В.И. Способ оценки стойкости сталей к водородному растрескиванию под напряжением, основанный на применении критерия локального разрушения // Коррозия металлов под напряжением и методы защиты : сб. науч тр Всес н/т конф. / Львов Физ - мех инст - Львов, 1989. - С. 28

25,Спектор А Я, Мишин В.М, Саррак В.И. Растрескивание высокопрочной стали под напряжением в водородсодержащей среде при различных напряженных состояниях // Коррозия металлов под напряжением и методы защиты, сб. науч. тр. Всес н/т конф / Львов. Физ.- мех инст - Львов, 1989. - С. 39.

26 Артемова Е.Н., Саррак В.И., Суворова С.О, Мишин В.М. Силовой критерий замедленного разрушения метастабильной аустенитной стали // Проблемы прочности - 1989. - № 11. - С. 69-72.

27 Артемова Е.Н , Лапин Е Н., Мишин В.М. Механика разрушения ме-таллокомпозитных материалов // ЦНТИ "Поиск" -1990 - серия XIII, N2 89. -31 С

28 Саррак В И, Мишин В.М. Способ определения механических свойств образцов материалов НА С № 1337718 (СССР) опубл 15 09 87,

Бюл № 34. - 2 с.

29 Мишин В М , Саррак В И, Спектор А.Я Структурно-чувствительные параметры локального разрушения и критерий вязкости разрушения // Структурная и химическая микронеоднородность в материалах сб. науч. тр. Всес. н/т конф. / Киев ИПМ. - Киев, 1990. - С. 103-105.

30.Саррак В.И., Филиппов Г.А., Мишин В.М. Структурные и химические неоднородности и склонность стали к интеркристаллитной хрупкости // Структурная и химическая неоднородность в материалах1 сб. науч. тр. Всес конф / Киев. ИПМ. - Киев, 1990, - С. 29-31.

31.Мишин В.М., Кислкж И,В., Саррак В.И. Структурно-механические аспекты повышения хладостойкости стали // Повышение механических и эксплуатационных свойств сталей массового производства: сб. науч. тр Всес н/т конф /М Черметинформация -М., 1990 - С 40-41.

32 Саррак В И , Суворова С О , Головин И С , Мишин В М Природа отпускной хрупкости высокохромистого феррита // Проблемы прочности. - 1994.-№ 7. - С. 71-75.

ЗЗ.Спекюр А.Я., Мишин В.М., Саррак В И. Влияние режима наводоро-живания на пороговое напряжение замедленного разрушения высокопрочной стали // Повышение механических и эксплуатационных свойств сталей массового производства сб науч. тр Всес н/т конф / М.- Черметинформация, 1990. - С 44-45

34 Саррак В.И, Чевакина М.И , Мишин В М. Влияние углерода на параметры охрупчивания стали // Трещиностойкость материалов и конструкций' сб. науч. тр Всес н/т конф / Киев ИПП. - Киев, 1990 - С. 7576.

35 Мишин В М, Кислюк И В , Саррак В И Связь температуры хладноломкости со структурно-механическими характеристиками локального разрушения // Трещиностойкость материалов и конструкций: сб науч. тр. Всес н/т конф. / Киев. ИПП. - Киев, 1990. - С. 84-85.

36 Саррак В И , Мишин В М., Спектор А Я Структурно-механическое моделирование замедленного разрушения сталей // Трещиностойкость материалов и конструкций' сб. науч тр. Всес. н/т конф / Киев ИПП. -Киев, 1990. - С. 95-96

37.Спектор А Я., Мишин В.М, Саррак В И. О применимости критериев локального разрушения цля оценки склонности мартенситностареющей стали к замедленному разрушению // Разработка, производство и применение инструментальных сталей: сб. науч тр Всес н/т конф / Запорожье УкрНИИспецсталь -Запорожье, 1990 - С 11 38 Саррак В И, Мишин В М , Спектор А Я. Критерий надежности конструкционных сталей при низкотемпературном охрупчивании и при за-

медленном разрушении, вызванном водородом // Стали и сплавы криогенной техники сб науч. тр. Всес. н/г конф. / М : Черметинформация. -Батуми, 1990.-С. 91.

39 Мишин В М , Саррак В.И., Спектор А Я. Связь трещиностойкости и характеристик локального разрушения при низких температурах // Стали и сплавы криогенной техники: сб. науч. тр. Всес н/т конф / М : Черметинформация. - Батуми, 1990 - С. 93.

40 Мишин В.М.,Спектор А Я,Саррак В И Интеркристашгатное замедленное разрушение высокопрочной стали в водородсодержащей среде // Прочность материалов и конструкций при низких температурах, сб. науч тр Всес. н/т конф. / Киев. ИПП. - Киев, 1986 - С. 76.

41 Мишин В М , Саррак В И. Влияние остаточных микронапряжений на прочность мартенситной стали при низких температурах // Стали и сплавы криогенной техники- сб науч тр Всес. н/т конф. / М.. Черметинформация. - Батуми, 1990. - С. 92

42 Мишин В М , Кислкж И.В. Применение структурно-механических характеристик для оценки конструктивной прочности низкоуглеродистых сталей // Мат. Всес н/т конф Повышение механических и эксплуатационных свойств сталей массового производства. - Москва. Черметинформация, 1990. -С.42-43.

43 Sarrak V.I, Mishin V.M , Spector A Y. Delayed Fracture ofHigh Strength Steels and its Criteria // Mat Int. Conf. of Eng Materials and Structures -Singapore -TUS - 1991 -P. 844-849

44 Саррак В И , Спектор А Я, Мишин В М. Сопротивление высокопрочной стали замедленному разрушению // Заводская лаборатория -1991 -№2 - С. 57-58.

45 Мишин В.М., Кислкж И.В., Саррак В И Анализ влияния легирования на порог хладноломкости железа в рамках схемы Иоффе-Орована // ФММ -1991 - № 7. - С 188-192.

46 Мишин В М, Кислкж И В , Саррак В.И. Связь критической температуры хрупкости с геометрией концентратора напряжений и скоростью нагружения // Проблемы прочности. - 1992. - № 12. - С. 35-39

47 Спектор А Я, Мишин В М, Носова И.В. Явление замедленного разрушения в двухфазных аустенитно-мартенситных сталях // Известия высших учебных заведений (Черная металлургия). - 1992 - № 3. - С. 8990

48 Мишин В М Определение допустимых нагрузок на детали из конструкционных сталей на основе компьютерного моделирования напряженного состояния //Мат. Per Конф. «Компьютерные технологии в образовании» - Пятигорск, МОиПО РФ, СтГТУ, 1998, С.12-13.

49 Мишин В M Замедленное разрушение спеченной порошковой стали // Межвузовский сб науч тр / Ростовский гос. ун-т. путей сообщ -Ростов, 1999.-С. 25-29.

50 Мишин В M Критерии замедленного разрушения высокопрочных сталей и их применение // Межвузовский сб науч тр / Ростовский гос ун-т путей сообщ - Ростов, 2000 - Вып 2 - С 30-35

51.Мишин В.М. Критерии замедленного разрушения высокопрочных сталей и их применение // Межвузовский сб науч тр , вып 2 - Ростов. РГУПС, 2000, С. 30-35.

52.Мишин В.М. Критерий вязко-хрупкого температурного перехода стальных деталей, основанный на критерии локального разрушения П

Сб. науч тр. Ростовского гос ун-та путей сообщ / Ростовский гос. ун-т. путей сообщ. - Ростов, 2001. - Вып. 5. - С. 89-95.

53.Мишин В.М. Применение математического моделирования при оценке сопротивления стали замедленному разрушению // Математические методы в технике и технологиях - ММТТ-2000 сб науч. тр. XIII Межд науч. конф В 7 т Т.З / СПб. Санкт-Петербургский гос технол ин-т(техн ун-т) - СПб, 2000 - С 146-147

54.Мишин В.М. Моделирование критической температуры хрупкости стальных деталей // Математические методы в технике и технологиях -ММТТ-15' сб науч тр. XV Международ науч конф В 10 т. Т 8 / Тамбов Изд-во Тамб гос техн ун-та - Тамбов, 2002 - С 9-12.

55.Мишин В М. Фундаментальные основы методов диагностики замедленного разрушения высокопрочных сталей // Научн тр V Межд науч -практ. конф. «Фундаментальные и прикладные проблемы приборостроения». Приборостроение. / М. МГАПИ. - М., 2002. - С 133-135.

56.Мишин В.М. Критерии замедленного разрушения высокопрочных сталей и их применение Межвузовский сборник, №2, Ростов, РГУПС, 2000.- С. 30-35. 57 Мишин В M Метод определения критической температуры хрупкости сталей, основанный на критерии локального разрушения И Научн тр VI Межд науч -практ конф «Фундаментальные и прикладные проблемы приборостроения» Приборостроение / M МГАПИ. - M , 2003 -С 152-157.

58 Мишин В M Критерий водородной хрупкости сталей, установленный на основе математического моделирования // Математические методы в технике и технологиях - ММТТ-Дон . сб науч тр XVI Международ науч конф. В 10 т Т 5 / Ростов. РГАСХМ ГОУ - Ростов, 2003 - С 181-184.

59.Мишин В.М. Пороговое локальное напряжение как характеристика сопротивления стали замедленному разрушению // Сб науч тр. III ре-

гион. н/конф «Математическое моделирование и информационные технологии в технических, естественных и гуманитарных науках» / Ставрополь. СевКавГТУ. - Ставрополь, 2003. - С. 116-122.

60.Мишин В.М Критерий охрупчивания стальных деталей при понижении температуры испытаний // Сб. науч. тр. регион, н/конф / Ставрополь СевКавГТУ - Ставрополь, 2004 - С. 32-36

61.Мишин В.М. Явление замедленного хрупкого разрушения порошковой стали в присутствии водорода. /У Научн. тр VII Международной науч -практ конф «Фундаментальные и прикладные проблемы приборостроения». Приборостроение. / М. МГАПИ. - М., 2004. - С. 174-180.

62.Мишин В М Оценка влияния структурных факторов на хладостой-кость стали на основе критерия локального разрушения // Научн. тр VIII Межд науч.-практ. конф. «Фундаментальные и прикладные проблемы приборостроения». Приборостроение. / М. МГАПИ. - М., 2005. - С. 7983.

63 Мишин В М, Глухов И В Оценка механизмов локального разрушения закаленной стали на основе методов структурной механики разрушения. // Научн. тр. IX Межд. науч.-практ конф. «Фундаментальные и прикладные проблемы приборостроения» Приборостроение / М. МГАПИ - М., 2006. - С. 58 - 66.

64 Мишин В М, Глухов И В Кинетика локального разрушения закаленной стали Мат. X per. н/т конф «Вузовская наука - Северо-Кавказскому региону» / Т.1, Технические и прикладные науки / Ставрополь, ГОУ ВПО СевКавГТУ. - Ставрополь, 2006. - С. 11-13.

65.Мишин В М , Филиппов Г.А Физико-механическая характеристика сопротивления стали замедленному разрушению // Сб науч. тр III Евразийской науч - практ конф "Прочность неоднородных структур. ПРОСТ-2006" /М МИСиС.- М,2006 - С 188-189. 66 Мишин В М, Филиппов Г А. Прогнозирование работоспособности стальных образцов и деталей при замедленном разрушении // Тр. XVI Межд науч конф «Физика прочности и пластичности материалов» / Самара, СГТУ, 2006 -С 56-58

67.Мишин В М, Филиппов Г.А. Физико-механический критерий хладноломкости, учитывающий тип концентратора напряжений и скорость деформации //Сталь -2006 -№8.-С 73-76

68 Мишин В.М Структурно-механические основы локального разрушения конструкционных сталей Монография - Пятигорск- Спецпечать, 2006.-226 с.

69 Мишин В М, Филиппов Г.А. Критерий и физико-механическая характеристика сопротивления стали замедленному разрушению. // Де-

формация и разрушение материалов -2007 - №3.-С 37-42 70 Мишин В.М, Филиппов Г.А Разделение влияния прочностных и деформационных факторов на критическую температуру хрупкости стали. // Деформация и разрушение материалов. - 2007. - № 6 -С 21-26.

Список цитируемой литературы;

1 .Морозов Е М , Никишков Г.П Метод конечных элементов в механике разрушения. - М.: Наука, 1980, - 254 с.

2.Береснев А.Г .Саррак В И Влияние водорода на микромеханизм хрупкого разрушения высокопрочной стали // ФХММ. - 1987. - Т. 5. - С. 116 -118.

3 Регель В Р , Слуцкер А И , Томашевский Э.Е Кинетическая природа прочности твердых тел - М : Наука, 1974 - 560 с

4 Нотт Д Ф. Основы механики разрушения / Пер с англ. / - М Металлургия, 1978.-256 с.

Подписано в печать 02 04 2007 Формат 60*84 '/[6 Бумага офсетная Печать офсетная Уел печ л. 2,0 Тираж 120 экз Заказ 74

Издательство Пятигорского государственного лингвистического университета

357532, г Пятигорск, пр Калинина, 9 Отпечатано в центре информационных и образовательных технологий ПГЛУ

Введение.

ГЛАВА 1. СИЛОВОЙ КРИТЕРИЙ ЛОКАЛЬНОГО РАЗРУШЕНИЯ СТАЛИ.

1.1. Критерий максимальных локальных растягивающих напряжений.

1.2. Определение напряженно-деформированного состояния в зоне локального разрушения образца с надрезом.

1.3. Изучение инвариантности критерия максимальных локальных растягивающих напряжений.

1.3.1. Основы критерия локальных растягивающих напряжений.

1.3.2. Изучение инвариантности критерия критических максимальных локальных растягивающих напряжений к скорости нагружения и геометрии надреза.

1.4. Изучение инвариантности критического максимального локального растягивающего напряжения к надрезу, скорости нагружения и температуре испытания методом механостимулированной фотоэмиссии.

ГЛАВА 2. КРИТЕРИЙ ВЯЗКО-ХРУПКОГО ПЕРЕХОДА ОБРАЗЦОВ С КОНЦЕНТРАТОРАМИ НАПРЯЖЕНИЙ, ОСНОВАННЫЙ НА СИЛОВОМ КРИТЕРИИ ЛОКАЛЬНОГО РАЗРУШЕНИЯ.

2.1. Основные закономерности вязко-хрупкого перехода при понижении температуры испытаний.

2.1.1. Внешние факторы, определяющие переход материала в хрупкое состояние.

2.1.2. Критические температуры хрупкости.

2.2. Зависимость критической температуры хрупкости от характеристик прочности, текучести и перенапряжения.

2.3. Влияние внешних факторов на критическую температуру хрупкости.

2.3.1. Влияние геометрии надреза на критическую температуру хрупкости.

2.3.2. Влияние скорости нагружения на критическую температуру хрупкости.

Актуальность проблемы. Одной из важнейших научно-технических проблем физики твердого тела является развитие представлений о природе хрупкого разрушения, и повышение на этой основе надежности конструкционных материалов и снижение их материалоемкости. Одним из направлений решения этой проблемы является более широкое использование сталей в высокопрочных состояниях, обеспечение их работоспособности в жестких условиях эксплуатации и прогнозирование процессов разрушения.

Существует несколько видов хрупкого разрушения сталей. Наиболее часто встречающиеся случаи разрушения связаны с хладноломкостью. С повышением уровня прочности на первое место выдвигаются случаи хрупкого разрушения, развивающегося в условиях длительного воздействия нагрузок и связанные с проявлением временной зависимости прочности -замедленного разрушения. Общим для хрупкого разрушения при кратковременном (хладноломкость) и длительном (замедленное разрушение) нагружении является критическая роль процесса локального разрушения. Поэтому как с научной, так и с практической точек зрения изучение первой стадии - зарождения трещины и условий ее перехода к росту (процесс локального разрушения) представляет первоочередной интерес. Условия зарождения трещины в значительной степени определяются структурным и напряженным состоянием в зоне локального разрушения. В связи с этим необходимым условием изучения процесса локального разрушения является учет напряженного и структурного состояния в локальной области зарождения трещины. Дальнейший прогресс в изучении хрупкого разрушения как первого, так и второго вида, и разработке методов его прогнозирования может быть достигнут путем изучения связи параметров локального разрушения с макромеханическими характеристиками хрупкого разрушения. Локальное разрушение является результатом достижения локальными напряжениями критического уровня -конструктивной прочности. С одной стороны величины локальных напряжений зависят от уровня внешней нагрузки, способа и скорости нагружения и геометрии концентраторов напряжений. С другой стороны уровень конструктивной прочности определяется структурным состоянием стали и охрупчивающим воздействием ряда внутренних факторов: наличием и распределением в стали остаточных внутренних микронапряжений, примесей и их сегрегаций, водорода и др. Раздельный учет внешних и внутренних факторов необходим для выяснения условий, определяющих процесс локального разрушения, разработки методов прогнозирования прочности и долговечности стальных деталей.

В существующих методиках оценки склонности стали к кратковременному и замедленному хрупкому разрушению сталей критериальные параметры, как правило, зависят от геометрии образца, надреза, скорости и способа нагружения и не могут непосредственно применяться в расчетах на прочность. Поэтому актуальным вопросом является разработка критериев локального разрушения при кратковременном и длительном нагружении, основанных на характеристиках не зависящих от условий испытаний, применимых в расчетах на прочность.

Цель диссертационной работы; разработка критериев локального разрушения сталей и их применение для оценки и разделения влияния внешних и внутренних охрупчивающих факторов.

Цель работы достигается решением следующих научных задач: 1.Изучение инвариантности силового критерия локального разрушения к внешним условиям испытаний (температура, скорость нагружения, конструктивные концентраторы напряжений) на основе современных методов механики и физики разрушения.

2.Установление критерия замедленного хрупкого разрушения сталей, вызванного остаточными внутренними микронапряжениями и водородом, и, на его основе, разработка способов испытаний на замедленное разрушение, позволяющих определять характеристики прочности стали, применимые в расчетах на прочность.

3.Разработка и создание испытательных установок, способов испытаний и определение характеристик сопротивления стали замедленному хрупкому разрушению, вызванному водородом и остаточными внутренними микронапряжениями, для решения экспериментальных задач.

4.Установление закономерностей влияния внешних (условий испытаний) и внутренних (структурных) факторов, влияющих на сопротивление стали замедленному разрушению и разделение их влияния.

5.У становление критерия вязко-хрупкого перехода сталей и сплавов, основанного на применении критерия локального разрушения, позволяющего прогнозировать критическую температуру хрупкости образцов или деталей с конструктивными концентраторами напряжений по результатам испытаний стандартных образцов.

6.Выявление закономерностей и механизмов влияния состава и структурного состояния сталей на сопротивление хрупкому разрушению при кратковременном и длительном нагружении на основе применения критериев локального разрушения.

Научная новизна работы:

1.Впервые разработан и физически обоснован критерий замедленного хрупкого разрушения высокопрочных сталей, вызванного воздействием остаточных внутренних микронапряжений и водорода. Установлена новая структурно-чувствительная характеристика сопротивления стали замедленному хрупкому разрушению независящая от геометрии концентраторов напряжений и способа нагружения - пороговое максимальное локальное растягивающее напряжение.

2.Установлена роль остаточных внутренних микронапряжений в термически активированном зарождении трещины, их влияние на кинетику зарождения трещины, влияние конкуренции углерода и фосфора на хрупкую прочность границ зерен, разделены вклады сегрегаций примесей и остаточных внутренних микронапряжений в снижение прочности границ зерен на сопротивление стали замедленному разрушению.

4.Установлены закономерности влияния размера зерна на изменение пороговых характеристик трещиностойкости и локального разрушения при замедленном разрушении в условиях наводороживания.

5.Впервые обнаружено явление замедленного разрушения в двухфазных аустенито-мартенситных и порошковых сталях. Для замедленного разрушения метастабильных аустенитных сталей установлены закономерности развития локального разрушения. При замедленном разрушении порошковой стали в условиях наводороживания установлено влияние пористости на пороговые характеристики трещиностойкости и локального разрушения.

6.Разработан критерий вязко-хрупкого перехода сталей с ОЦК решеткой, основанный на силовом критерии локального разрушения, связывающий критическую температуру хрупкости образцов с характеристиками сопротивления локальному разрушению, текучести, перенапряжения (учитывающего в свою очередь скорость нагружения, геометрию концентраторов напряжений и образцов) и позволяющий по испытаниям стандартных образцов прогнозировать критическую температуру хрупкости произвольных образцов или деталей с учетом внешних условий.

7.Развит подход, основанный на рассмотрении процесса локального разрушения, позволяющий количественно оценить и разделить влияние на критическую температуру хрупкости внешних (скорость нагружения, геометрия образца и надреза) и внутренних (размер зерна, чистота стали, влияние легирования и др.) охрупчивающих факторов.

Практическая значимость работы заключается в том, что полученные результаты явились научной основой ряда методических и практических рекомендаций, использованных при решении научно-технических задач в ходе выполнения работ в рамках государственных и отраслевых научно-технических программ и заказов предприятий.

Практические результаты диссертационной работы представлены в научно-технических Отчетах ФГУП ЦНИИчермет.

Разработаны способы оценки сопротивления стали замедленному разрушению, основанные на установленном критерии замедленного разрушения сталей, вызванного как остаточными микронапряжениями так и водородом, дающие возможность по результатам испытаний на замедленное разрушение стандартных образцов прогнозировать путем расчетов пороговые нагрузки для образцов (деталей) других геометрий.

С помощью разработанного способа оценки остаточных внутренних микронапряжений возможно оценивать уровень «эффективных» остаточных микронапряжений в месте зарождения трещины в закаленной стали.

По заказам ряда предприятий на основе разработанных научных подходов и методик испытаний установлены причины разрушения аварийных изделий (сосудов давления, труб, крепежных деталей и др.), работающих в сложных условиях эксплуатации (низкие температуры, воздействие водорода, жесткое напряженное состояние, наличие концентраторов напряжений) и даны рекомендации по оптимизации технологии их изготовления.

Выявлены и количественно описаны основные закономерности процесса замедленного хрупкого разрушения, инициируемого водородом и остаточными внутренними микронапряжениями и обусловливающего падение прочности металлоконструкций с концентраторами напряжений. Установлены закономерности связи силовых характеристик замедленного разрушения с параметрами хрупкой прочности, отражающими структурное состояние стали, на основании которых определены направления изменения структуры стали с целью повышения ее сопротивления инициируемому водородом и остаточными внутренними микронапряжениями замедленному разрушению.

Разработаны способы испытаний, позволяющие определить характеристику сопротивления стали замедленному хрупкому разрушению -пороговое локальное напряжение в условиях заводских лабораторий.

Предложен критерий вязко-хрупкого перехода сталей с ОЦК-решеткой, позволяющий по испытаниям стандартных образцов с надрезом прогнозировать критическую температуру хрупкости образцов (деталей) других типов и формы с учетом влияния геометрии, скорости и способа нагружения.

На защиту выносятся следующие положения:

1.Критерий замедленного хрупкого разрушения заключается в том, что пороговое локальное растягивающее напряжение не зависит от геометрии концентратора напряжений, геометрии образца и способа приложения нагрузки и является физико-механической характеристикой сопротивления стали замедленному хрупкому разрушению, вызванному остаточными внутренними микронапряжениями или водородом.

2.Представляется возможным разделять вклады внутренних охрупчивающих факторов (остаточных внутренних микронапряжений, водорода и охрупчивающих примесей) в пороговое напряжение замедленного хрупкого разрушения сталей на основе установленного критерия замедленного разрушения.

3.Имеет место явление замедленного разрушения в двухфазных аустенито-мартенситных сталях и порошковых сталях.

4.Существуют установленные закономерности связи параметров локального разрушения с макрохарактеристиками замедленного хрупкого разрушения мартенситных, метастабильных аустенитных, двуфазных аустенито-мартенситных, мартенситно-стареющих и порошковых сталей.

5.Существует установленная теоретически и подтвержденная экспериментально связь критической температуры хрупкости (температуры совпадения разрушающей нагрузки и нагрузки общей текучести) с критическим максимальным локальным растягивающим напряжением, текучестью стали, геометрией концентраторов напряжений, образцов и перенапряжением в зоне локального разрушения.

6.Разработанный способ прогнозирования критической температуры хрупкости образцов (деталей), основанный на установленных критериях локального разрушения, позволяет учитывать геометрию образцов и концентраторов напряжений, а также скорость нагружения, по результатам испытаний стандартных образцов.

7.Физико-механическая модель влияния внутренних факторов (легирования, чистоты стали, способа выплавки, размера зерна, "хрупкости 475°") на критическую температуру хрупкости, заключается в проявлении конкуренции двух механизмов: смещения критической температуры хрупкости за счет изменения уровня сопротивления локальному разрушению (критического максимального локального растягивающего напряжения - aF) и положения температурной зависимости локального течения.

Результаты настоящей работы можно квалифицировать как решение крупной научной проблемы, имеющей большое народнохозяйственное значение, связанной с разработкой физико-механических представлений о закономерностях процессов локального разрушения сталей и разработкой на этой основе критериев хрупкого разрушения сталей: критерия замедленного хрупкого разрушения, природа которого связана с остаточными внутренними микронапряжениями и/или воздействием водорода, и критерия вязко-хрупкого перехода сталей при хладноломкости, применимых как для изучения закономерностей изменения свойств сталей, так и для прогнозирования прочности стальных образцов и деталей.

Автор признателен научному консультанту д.т.н. Г.А.Филиппову за внимание и рекомендации при выполнении данной работы в докторантуре ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина»

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 6

1 .Установлена корреляция критерия вязкости разрушения К!с со структурно-чувствительными характеристиками локального разрушения -критическим максимальным локальным растягивающим напряжением iPi 1мах) и характеристическим расстоянием Х0- характерным размером зоны, необходимой для реализации механизма зарождения микротрещины.

Показано, что для различных структурных состояний мартенситностареющих сталей за процесс локального разрушения отвечают структурные элементы характерного размера. При изменении структурного состояния мартенситностареющей стали в результате применения различных режимов старения (при одинаковых условиях испытаний) изменение характеристического расстояния происходит преимущественно за счет изменения сопротивления стали зарождению трещины.

Установлено, что для мартенситностареющей стали в охрупченном состоянии при изменении скорости нагружения (от динамического к статическому) характеристическое расстояние изменяется за счет снижения сопротивления материала распространению зародившейся трещины.

2.Установлены закономерности влияния размера исходного аустенитного зерна на сопротивление стали замедленному разрушению (уровень пороговых максимальных локальных растягивающих напряжений) при наводороживании как при предельно низком, так и высоком уровне остаточных внутренних микронапряжений. Имеет место линейная зависимость между пороговым максимальным локальным растягивающим напряжением и размером исходного аустенитного зерна.

3.Установлено, что при замедленном хрупком разрушении мартенситной стали при наводороживании сопротивление материала зарождению трещины замедленного разрушения (пороговое максимальное локальное растягивающее напряжение) уменьшается, а сопротивление распространению трещины (пороговый коэффициент интенсивности напряжений) увеличивается с ростом исходного аустенитного зерна. Общее снижение разрушению при наводороживании при увеличении аустенитного зерна объясняется падением сопротивления зарождению трещины, перекрывающим противоположный эффект возрастания сопротивления распространению трещины.

4.Впервые обнаружено явление замедленного хрупкого разрушения спеченных порошковых сталей в водородсодержащих средах и изучены его механизмы.

Показано, что влияние пористости на характеристики хрупкого разрушения, в том числе замедленного может быть описано выражениями: yF = - кП, tfllth = (Гил > - кП,

Кнь = К",А -пП, где <5°f - критическое максимальное локальное растягивающее напряжение, соответствующее стали без пор; к - коэффициент; (71Иь - пороговое максимальное локальное растягивающее напряжение стали не содержащей пор; n-коэффициент; Kith - пороговый коэффициент интенсивности напряжений; К"й - пороговый коэффициент интенсивности напряжений, соответствующий стали без пор.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. На основании рассмотрения напряженного состояния в зоне локального разрушения перед концентратором напряжений при помощи метода конечных элементов, реализуемого на ЭВМ, и экспериментального изучения процессов локального разрушения установлена инвариантность критического максимального локального растягивающего напряжения к геометрии концентратора напряжений и скорости нагружения и температуре испытания. Впервые методом механостимулированной фотоэмиссии подтверждена инвариантность критического максимального локального растягивающего напряжения к геометрии концентраторов напряжений, скорости нагружения и температуре испытаний.

2. Разработан критерий вязко-хрупкого перехода, заключающийся в том, что критическая температура хрупкости, определяемая как температура достижения критического состояния - локального разрушения в вершине конструктивного концентратора напряжений, непосредственно связана с характеристиками прочности, текучести и перенапряжения. Критическая температура хрупкости образцов с концентраторами напряжений может быть определена расчетом по известному критическому максимальному локальному растягивающему напряжению, температурной зависимости предела текучести и перенапряжению общей текучести.

3. Разработан способ определения критической температуры хрупкости стальных образцов или деталей с концентраторами напряжений позволяющий расчетом прогнозировать критическую температуру хрупкости с учетом геометрии концентраторов напряжений, скорости нагружения и способа приложения нагрузки по характеристикам, определяемым по испытаниям стандартных образцов. Предлагаемый способ позволяет определить критическую температуру хрупкости проектируемой детали, что дает возможность на стадии проектирования осуществить рациональный выбор стали и геометрии детали.

4. Установлены основные закономерности влияния легирования элементами повышающими и понижающими температуру хладноломкости сплавов на основе железа с помощью критерия локального разрушения. Влияние легирования на температуру хладноломкости заключается в проявлении конкуренции двух факторов: смещения температуры хладноломкости за счет изменения уровня критического максимального локального растягивающего напряжения и за счет изменения положения температурной зависимости напряжения локального течения. Результат конкуренции этих факторов определяет значение температуры хладноломкости. В частности понижение температуры хладноломкости при легировании Ni железа происходит в основном за счет повышения уровня критического максимального локального растягивающего напряжения (несмотря на незначительное повышение температурно зависящего напряжения локального течения потенциально ведущего к возрастанию температуры хладноломкости), в то время как повышение температуры хладноломкости при легировании железа Si происходит преимущественно за счет общего роста температурной зависимости напряжения локального течения (несмотря на некоторый прирост критического максимального локального растягивающего напряжения, потенциально направленный на понижение температуры хладноломкости). Увеличение температуры хладноломкости железа и его сплавов с ростом скорости нагружения связано с общим подъемом температурной зависимости напряжения локального течения без изменения уровня критического о>.

5. Установлено, что очистка стали путем использования способа газокислородного рафинирования (ГКР) обусловливает снижение критической температуры хрупкости, что вызывается одновременным воздействием двух факторов: ростом критического о> и незначительным снижением напряжения локального течения во всем исследуемом диапазоне температур по сравнению с соответствующими характеристиками для стали не прошедшей ГКР. Значительный прирост уровня критического aF стали прошедшей ГКР связан с уменьшением несовершенств структуры и количества неметаллических включений, которые могли бы служить местом зарождения трещины. Повышение хладостойкости стали (08X18Т) прошедшей ГКР достигается прежде всего за счет повышения уровня критического максимального локального растягивающего напряжения о>.

6. Использование критерия локального разрушения и критерия вязко-хрупкого перехода позволило выяснить закономерности влияния размера зерна на сопротивление хрупкому разрушению при понижении температуры испытаний с учетом геометрии образца, надреза и скорости нагружения. Зависимость критической температуры хрупкости стальных образцом с надрезом от размера зерна, перенапряжения и предела текучести (определенного при заданной скорости нагружения) может быть выражена в виде:

К = [1/Т0 + 1 /в (In ((A-K-d!/2)f(Qot'Ot(To, "ё)))1/п]~] где Т0 =293 К; в, п, А, К - справочные коэффициенты; Qot- перенапряжение общей текучести образца или детали заданной геометрии; От(Т0шё) -предел текучести, определенный при 293 К и скорости нагружения ё. Изучение механической природы "хрупкости 475" высокохромистой ферритной стали (Х25) с помощью критериев локального разрушения и вязкохрупкого перехода позволило установить, что повышение температуры хладноломкости в результате проявления "хрупкости 475" связан с общим подъемом всей кривой температурно-зависимого напряжения локального течения, несмотря на возрастание критического о> . Установлено, что в высокохромистой стали в результате выдержки при температурах 400°-550°С возрастает предел текучести, что ведет к общему подъему температурной зависимости напряжения локального течения, увеличению ее наклона и, несмотря на некоторый прирост критического о>, имеет место рост критической температуры хрупкости стали. Более высокий уровень напряжения локального течения высокохромистой стали связан с увеличением энергии активации движения дислокаций в кристаллической решетке после старения. Это обусловливает рост температуры хладноломкости высокохромистой стали после старения при 475°С.

8. Показано, что подход, основанный на применении критерия локального разрушения может быть использован для прогнозирования критической дозы нейтронного облучения стальных деталей. Зная ход зависимости предела текучести флюенса нейтронного облучения для данного класса стали, можно экстраполировать зависимость локального течения до пересечения с критическим Ор и, в результате, определить критическую величину флюенса нейтронного облучения, при достижении которого критическая температура хрупкости достигнет температуры эксплуатации данной детали с учетом геометрии концентраторов напряжений.

9. В результате исследования влияния напряженного состояния в локальной области зарождения трещины на длительность стадии зарождения трещины установлен критерий зарождения трещины при замедленном хрупком разрушении - пороговое максимальное локальное растягивающее напряжение, ниже уровня которого зарождение трещины не происходит. Время до зарождения трещины при замедленном хрупком разрушении является функцией величины максимального локального растягивающего напряжения {бцтах ). Критерий зарождения трещины при замедленном хрупком разрушении высокопрочной стали, когда весь процесс разрушения контролируется стадией зарождения трещины, одновременно является критерием замедленного хрупкого разрушения в целом.

10. Подход, основанный на сопоставлении локальных напряжений в месте зарождения трещины для состояний стали, различающихся величиной остаточных внутренних микронапряжений, позволил разработать способ оценки уровня остаточных внутренних микронапряжений в закаленной стали, природа возникновения которых связана с образованием структуры мартенсита. Установлено, что уровень остаточных внутренних микронапряжений в закаленной стали влияет на величину разрушающего максимального локального растягивающего напряжения и на протяженность пластической зоны в момент зарождения трещины. Аналитически описано и экспериментально подтверждено, каким образом, уменьшение уровня остаточных внутренних микронапряжений в закаленной стали приводит к увеличению разрушающего ]тах , вызванного приложением нагрузки извне, и к увеличению протяженности пластической зоны в момент зарождения трещины.

11. Установлено, что имеет место функциональная зависимость пороговых максимальных локальных растягивающих напряжений от уровня остаточных внутренних микронапряжений. Характер зависимости -линейный.

12. Обобщение экспериментальных данных о влиянии сегрегаций примеси фосфора и остаточных внутренних микронапряжений на характеристики замедленного хрупкого разрушения и использование подхода, основанного на определении напряжений в месте зарождения трещины, позволило установить вклады выше указанных факторов, способствующих ослаблению межзеренного сцепления, в снижение сопротивления зарождению трещины при замедленном разрушении. Установлено, что уровень остаточных внутренних микронапряжений в закаленной стали не зависит от содержания примеси фосфора и определяется длительностью отдыха после закалки, а одинаковое уменьшение остаточных внутренних микронапряжений в процессе отдыха для сталей, различающихся содержанием примеси фосфора, ведет к увеличению порогового максимального локального растягивающего напряжения на одну и ту же величину вне зависимости от содержания примеси фосфора. Замедленное хрупкое разрушение возможно в гипотетически чистой по охрупчивающим примесям стали со структурой мартенсита, в которой прочность границ исходных аустенитных зерен снижена только остаточными внутренними микронапряжениями. Подход к определению сопротивления зарождению трещины на границах зерен, ослабленных сегрегациями вредных примесей, может быть использован в качестве основы методики прогнозирования пороговых напряжений для высокопрочных сталей, содержащих вредные примеси.

13. Установлено, что остаточные внутренние микронапряжения облегчают движение дислокаций в ходе термофлуктуационного процесса зарождения микротрещины. Увеличение скорости нагружения и снижение температуры приводят к уменьшению количества дислокаций, попадающих в вершину микротрещины, то есть к уменьшению приращения длины микротрещины за счет релаксации остаточных внутренних микронапряжений. В предельном случае, при достаточно низкой температуре образования зародышевой трещины происходит по достижении критического а> по силовому безактивационному механизму.

14. Изучение кинетики замедленного хрупкого разрушения высокопрочных сталей с высоким уровнем остаточных внутренних микронапряжений позволило установить, что время до зарождения трещины может быть оценено с помощью установленного аналитического выражения, учитывающего уровень приложенного о11тах , характеристику сопротивления стали локальному разрушению, температуру испытания и активационный объем, зависящий от уровня остаточных внутренних микронапряжений.

15. Выявлены закономерности взаимодействия углерода и фосфора в стали и его результат - изменение хрупкой прочности границ исходных аустенитных зерен низколегированной стали, в том случае, когда термодинамическая активность углерода изначально снижена присутствием легирующих элементов. Установлено, что имеет место зависимость между содержанием углерода в стали и хрупкой прочностью границ зерен. Эта связь осуществляется через воздействие углерода на охрупчивающее влияние зернограничного фосфора. Существует диапазон концентрации углерода, в котором он влияет на выход фосфора на границы зерен. При малых концентрациях (до 0,04%) действие углерода позитивно - он нейтрализует охрупчивающее влияние зернограничных сегрегаций фосфора. Даже при росте концентрации последнего на границах, происходит рост прочности границ зерен. При больших концентрациях (более 0,04%) углерод играет негативную роль, т.е. теряет нейтрализирующее действие на фосфор, количество которого на границе растет - хрупкая прочность падает.

16. Для материала, не содержащего исходных трещин, установлена связь критерия вязкости разрушения со структурно-чувствительными характеристиками локального разрушения - критическим о> и характеристическим расстоянием и, тем самым, определен микроструктурный смысл трещиностойкости материала. Показано, что при изменении структурного состояния мартенситностареющей стали в результате применения различных режимов старения (при одинаковых условиях испытаний) изменение характеристического расстояния происходит преимущественно за счет изменения сопротивления стали зарождению трещины. При сравнении замедленного разрушения на воздухе и в водородсодержащей среде характеристическое расстояние изменяется за счет преимущественного понижения сопротивления материала зарождению трещины под воздействием водорода. Установлено, что для мартенситностареющий стали в состоянии максимального охрупчивания при изменении скорости нагружения (от динамического к статическому) характеристическое расстояние изменяется за счет снижения сопротивления материала распространению зародившейся трещины.

17. Установлены закономерности влияния размера исходного аустенитного зерна на сопротивление стали замедленному разрушению (уровень пороговых напряжений ащн ) ПРИ наводороживании как при предельно низком, так и высоком уровне остаточных внутренних микронапряжений. Показано, что имеет место линейная зависимость между пороговым напряжением amh и размером исходного аустенитного зерна: оnth - о0 + ксГ , где о о и к - коэффициенты, определяемые для соответствующих структурных состояний стали. Уменьшение порогового напряжения 0\uh с ростом исходного аустенитного зерна при замедленном разрушении мартенситной стали с остаточными внутренними микронапряженниями при наводороживании связано с действием трех факторов: с падением хрупкой прочности (о>), усилением охрупчивающего влияния водорода, с ростом охрупчивающей роли остаточных внутренних микронапряжений. При отсутствии остаточных внутренних микронапряжений уменьшение порогового напряжения amh связано с падением oF и усилением охрупчивающей роли водорода при росте зерна. Усиление охрупчивающего влияния водорода объясняется возрастанием способности границ исходных аустенитных зерен при росте последних аккумулировать водород за счет увеличения мощности водородных ловушек, а также общего числа таких ловушек вследствие увеличения количества мест выхода мартенситных кристаллов на границы зерен. Рост охрупчивающей роли остаточных внутренних микронапряжений связан с увеличением их абсолютной величины при увеличении размеров мартенситных кристаллов и соответствующей интенсификации их взаимодействия с границами зерен.

18. Установлено, что пороговый коэффициент интенсивности напряжений при замедленном разрушении мартенситностареющих сталей (различающихся уровнем остаточных внутренних микронапряжений) в условиях наводороживания увеличивается с ростом исходного аустенитного зерна. Это возрастание связано с ветвлением трещины по границам аустенитных зерен, причем процесс ветвления усиливается по мере увеличения размера зерна. При наличии остаточных внутренних микронапряжений пороговый коэффициент интенсивности напряжений уменьшается с уменьшением исходного аустенитного зерна более интенсивно, чем в случае отсутствия остаточных внутренних микронапряжений.

19. Установлено, что при замедленном хрупком разрушении мартенситной стали при наводороживании сопротивление материала зарождению трещины замедленного разрушения (пороговое Ощн ) уменьшается, а сопротивление распространению трещины (пороговый коэффициент интенсивности напряжений K"h) увеличивается с ростом исходного аустенитного зерна. Общее снижение сопротивления стали замедленному хрупкому разрушению при наводороживании при увеличении аустенитного зерна объясняется падением сопротивления зарождению трещины, перекрывающим противоположный эффект возрастания сопротивления распространению трещины.

20. Впервые обнаружено явление замедленного хрупкого разрушения порошковых сталей в водородсодержащих средах и изучены его механизмы. Показано, что влияние пористости на характеристики хрупкого разрушения, в том числе замедленного могут быть описаны выражениями:

7/= а} -к-П

Ollth = <*ш ' К'П К1й = К °uh - п-п , где a°f - критическое максимальное локальное растягивающее напряжение, соответствующее стали без пор; к - коэффициент; а°ш - пороговое максимальное локальное растягивающее напряжение стали не содержащей пор; «-коэффициент; Кцн -пороговый коэффициент интенсивности напряжений; K°Uh - пороговый коэффициент интенсивности напряжений, соответствующий разрушению стали без пор.

20. Обнаружено явление замедленного разрушения двухфазных аустенито-мартенситных сталей 50Х8Н5 и 50Н7Х6, степень проявления которого уменьшается после проведения холодной пластической деформации в двухфазном состоянии.

1. Романив О.Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей. М.: Металлургия, 1979. - 176 с.

2. Романив О.Н., Никифорчин Г.Н. Механика коррозионного разрушения конструкционных сплавов. М.: Металлургия, 1986. - 294 с.

3. Мешков Ю.Я., Сердитова Т.Н. Разрушение деформированной стали. -Киев: Наукова думка, 1989. 160 с.

4. Мешков Ю.Я., Пахаренко Г.А. Структура металла и хрупкость стальных изделий. Киев: Наукова думка, 1985.- 268 с.

5. Нотт Д.Ф. Основы механики разрушения / Пер. с англ. /. М.: Металлургия, 1978. - 256 с.

6. Мешков Ю.Я. Физические основы разрушения стальных конструкций. -Киев: Наукова думка, 1981. 238 с.

7. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких металлов. Киев: Наукова думка, 1975. - 315 с.

8. Красовский А.Я. Хрупкость металлов при низких температурах. -Киев: Наукова думка, 1980. 337 с.

9. Финкель В.М. Физика разрушения. М.: Металлургия, 1970. - 396 с.

10. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов. М: Машиностроение, 1974.-472 с.

11. Шевандин Е.М., Разов И.А. Хладноломкость и предельная пластичность металлов. Л.: Судостроение, 1965. - 336 с.

12. Ужик Г.В. Сопротивление отрыву и прочность металлов. М.: Изд-во АН СССР, 1950.-255 с.

13. Ужик Г.В. Прочность и пластичность металлов при низких температурах. М.: Изд-во АН СССР, 1956. - 192 с.

14. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. М.: Металлургия, 1984. - 280 с.

15. Копельман JI.А. Сопротивляемость сварных узлов хрупкому разрушению. Л.: Машиностроение, 1978. - 232 с.

16. Писаренко Г.С., Лебедев А.А. Деформация и прочность материалов при сложном напряженном состоянии. Киев: Наукова думка, 1976. - 415 с.

17. Екобори Т. Физика и механика разрушения и прочность твердых тел / Пер. с англ. /. М.: Металлургия, 1971. - 264 с.

18. Тетельман А.С., Мак-Эвили А.Д. Разрушение высокопрочных материалов // Разрушение / Пер. с англ. / В 6 т. М.: Металлургия, 1976. -Т.6.-С. 144-182.

19. Регель В.Р., Слуцкер А.И., Томашевский Э.Е. Кинетическая природа прочности твердых тел. М.: Наука, 1974. - 560 с.

20. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов. М.: Металлургия, 1977. - 431 с.

21. Кошелев П.Ф., Беляев С.Е. Прочность и пластичность конструкционных материалов при низких температурах. М.: Машиностроение, 1967. - 363 с.

22. Иванова B.C. Разрушение металлов. М.: Металлургия, 1979. - 168 с.

23. Бичем К.Д. Микропроцессы разрушения // Разрушение / Пер. с англ. / В 7 т. М.: Мир, 1976. - Т. 1. - С. 265-373.

24. Вейс В. Анализ разрушения в условиях концентрации напряжений // Разрушение / Пер. с англ. / В 7 т. М.: Мир, 1976. - Т. 3. - С. 263-302.

25. Махутов Н.А. Сопротивление элементов конструкций хрупкому разрушению. М.: Машиностроение, 1973. - 200 с.

26. Проблемы металловедения и физики металлов / Под ред. Г.В.Курдюмова. М.: Металлургия, 1976. - 327 с.

27. Черепанов Г.П. Механика хрупкого разрушения. М.: Наука, 1974. - 640 с.

28. Екобори Т. Научные основы прочности и разрушения материалов / Пер. с англ. /. Киев: Наукова думка, 1978.-354 с.

29. Orowan Е. Brittle fracture of notcned specimens // Repts. progr. Phys.-1948. -12.-№ 11.-P. 185-199.

30. Хеллан К. Введение в механику разрушения / Пер. с англ. /. М.: Мир, 1988.-364 с.

31. Kuhul К., Dahl W. Einflub des Spannungszustandes und des Gefuges auf die Spaltbruchspannung von Baustahlen // Archiv fur das eisenhuttenwesen steel research. 1983. - № 11. - P. 439-444.

32. Морозов E.M., Никишков Г.П. Метод конечных элементов в механике разрушения. М.: Наука, 1980. - 254 с.

33. Иоффе А.Ф. Избранные труды. В 2 т. / Т.1. Механические и электрические свойства кристаллов. JL: Наука, 1974. - 326.

34. Нотт Д.Ф. Влияние глубины надреза на сопротивление мягкой стали хрупкому разрушению // Новые методы оценки сопротивления металлов хрупкому разрушению / Пер. с англ. /. М.: Мир, 1972. - С. 198-212.

35. Knott J.F. Effect of Notch Depth on Fracture of Mild Steel Specimens after General Yield // J.Iron Steel Inst. -1967. v. 205. - pt. 3. - P. 288-291.

36. Griffiths J.R., Owen D.R. An Elastic-plastic stress analysis for a'Notched Bar in plaine strain Bending // J. Mech. Phys. Solids. -1971. № 19. - P. 419.

37. Разработка метода прогнозирования критической температуры хрупкости на основе параметров, независящих от условий испытания: отчет о НИР (заключит.) / ЦНИИчермет ; рук. Саррак В.И.; исполн.: Мишин В.М. и др. .-М., 1989.-43 с. -№ ГР 01880014889.

38. Мюллер Э.В.,Цонг Т.Т. Полевая ионная микроскопия, полевая ионизация и полевое испарение / Пер. с англ./. М.: Мир, 1980. - 220 с.

39. Махутов Н.А. Методы определения критических температур хрупкости для материалов и элементов конструкций // Заводская лаборатория. 1981. -№9.-С. 78-81.

40. Гуляев А.П. Разложение ударной вязкости на ее составляющие по данным ударных испытаний образцов с различным надрезом // Заводская лаборатория. 1967. - № 4. - С. 473-475.

41. Ударные испытания металлов / Под ред. Б.А.Дроздовского и Е.М.Морозова. / Пер. с англ. /. М.: Мир, 1973. - 316 с.

42. Георгиев М.Н. Сравнение различных критических температур хрупкости малоуглеродистых низколегированных сталей // Заводская лаборатория. -1981. № 11. - С. 78-80.

43. Мешков Ю.Я. Физико-механическая модель хладноломкости // Тр. науч. конф. «Прочность материалов и конструкций при низких температурах», Киев. ИПМ. Киев, 1990. - С. 141-146.

44. Мишин В.М., Кислюк И.В., Саррак В.И. Связь критической температуры хрупкости с геометрией концентратора напряжений и скоростью нагружения // Проблемы прочности. 1992. - № 12. - С. 35-39.

45. Curry D.A. Influence of hydrostatic tension on cleavage fracture of bainitic pressure vessel steel //Metal. Sci. 1982. - 16. - № 19. - P. 435-440.

46. Давиденков H.H. Проблема удара в металловедении // Изв. АН СССР / Сер. физ. 1937. - № 6. - С. 485-487.

47. Степанов А.В. Основы практической прочности кристаллов. М.: Наука, 1974. - 132 с.

48. Охрупчивание конструкционных сталей и сплавов / Под ред. K.J1. Брайнта, С.К. Бенерджи. М.: Металлургия, 1988. - 551 с.

49. Иванова B.C., Гордиенко JI.K., Геминов В.Н. Роль дислокаций в упрочнении и разрушении металлов. М.: Наука, 1965. - 180 с.

50. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких металлов. Киев: Наукова думка, 1975. - 320 с.

51. Савицкий Е.М., Бурханов Г.С. Монокристаллы тугоплавких и редких металлов и сплавов. М.: Наука, 1972. - 260 с.

52. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Влияние примесей на хрупкость стали после закалки // ФХММ. -1981. № 2. - С. 96-101.

53. Ботвина Jl.Р. Кинетика разрушения конструкционных материалов. М.: Наука, 1989. - 230 с.

54. Макклинок Ф.А., Аргон А.С. Деформация и разрушение материалов / Пер. с англ./. М.: Мир, 1970. - 444 с.

55. Вигли Д.А. Механические свойства материалов при низких температурах / Пер. с англ./. М.: Мир, 1974. - 374 с.

56. Дроздовский Б.А., Фридман Я.Б. Влияние трещин на механические свойства конструкционных сталей. М.: Металлургиздат, 1960. - 316 с.

57. Серенсен С.В., Махутов Н.А. Сопротивление хрупкому разрушению элементов конструкций // Проблемы прочности. -1971. № 4. - С. 3-11.

58. Гуляев А.П., Зеленова В.Д., Шермазин И.В. Определение порога хладноломкости стали микрофрактографическим методом // Заводская лаборатория. 1966. - № 7. - С. 870-872.

59. Навроцкий И.В., Багузин В.И. К вопросу об оценке хладноломкости по виду излома // Заводская лаборатория. 1966. -№ 7. - С. 864-869.

60. Саррак В.И., Селиванов М.В., Воинов С.Г. Кислородная хрупкость железа // ФММ. 1975. - Т. 39. - В. 3. - С. 638-644.

61. Degencoble J., Musgen В. Relationship between the extension of the yield zones and the fracture behavior of sharp notch bending specimens under static load at different temperatures // Stahl und Eisen. 1974. - V. 94. - № 26. - P. 1345-1351.

62. Knott J.F. Micromechanisms of Fibrous Crack Extension in Engineering Alloys, in Micromechanisms of Crack Extension // Met. Soc.-Inst. Phys. Symp., Cambridge. 1980. - P. 367-374.

63. Toth L. Transition temprature and the mechanism of plastic deformation // Mat.8 Congr. Mater. Test. Budapest. - 1978. - V. 1. - P. 353-360.

64. Красовский А.Я. Критическая температура хрупкости как мера трещиностойкости сталей // Проблемы прочности. 1985. - № 10. - С. 89-95.

65. Красовский А.Я., Кашталян Ю.А., Красико В.Н. Определение критической температуры перехода от хрупкого к вязкому состоянию покритерию соблюдения плоской деформации // Заводская лаборатория. -1983.-№9.-С. 71-74.

66. Griffiths J.R., Owen D.R. An elastic-plastic stress analysis for a notched Bar in plane strain bending // J.Mech. Phys. Solids. -1971. V. 19. - P. 419-431.

67. Саррак В.И., Шведов M.A. Исследование температурно-скоростной зависимости характера разрушения стали / Проблемы металловедения и физики металлов : сб. науч. тр. /М. ВЗМИ. -М., 1984. С. 143-148.

68. Копельман Л.А., Саидов Г.И. Сопоставление результатов испытаний низкоуглеродистой стали на ударный изгиб и одноосное растяжение// Автоматическая сварка. 1975. - № 3. - С. 29-33.

69. Зотов А.Д., Ильинский К.Л. Сравнение ударной вязкости сталей 10ГН2МФА и 15Х2НМФА с учетом подобия локального разрушения // Заводская лаборатория. 1982. - Т. 48. - № 6. - С. 65-69.

70. Георгиев М.Н., Кудин В.Г. Критическая температура хрупкости в связи с условиями эксплуатационных разрушений // Заводская лаборатория. -1982.-Т. 48.-№6.-С. 69-71.

71. Щедрин Г.С. О влиянии ширины образцов на величину ударной вязкости и положение критической температуры хрупкости стали СтЗпс // Заводская лаборатория. 1982. - Т. 48. - № 6. - С. 71-72.

72. Аниковский В.В., Звездин Ю.И., Игнатов В.А., Смирнов В.И., Тимофеев Б.Т. Об определении критической температуры хрупкости сталей для элементов крепежных изделий энергооборудования // Заводская лаборатория. 1982. - Т. 48. - № 12. - С. 58-62.

73. Овсяников Б.М. О критериях оценки склонности к хрупкому разрушению низколегированных сталей // Заводская лаборатория. 1983. -Т. 49. - № 3. - С. 72-74.

74. Попов А.А., Ривкин Е.Ю., Шатская О.А., Шур Д.М. Использование критической температуры хрупкости материалов в расчетах элементов конструкций на сопротивление хрупкому разрушению // Заводская лаборатория. 1983. - Т. 49. - № 9. - С. 74-77.

75. Башмаков В.Е., Георгиев М.Н., Колодюк В.П., Межова Н.Я. Сравнение критических температур хрупкости, определенных на образцах с разными концентраторами напряжений // Заводская лаборатория. 1983. - Т. 49. - № 9. -С. 77-81.

76. Когаев В.П., Махутов Н.А., Гусенков А.П. Расчеты деталей машин и конструкций на прочность и долговечность / Справочник. М.: Машиностроение, 1985. - 224 с.

77. Бернштейн M.JI. Прочность стали. М.: Металлургия, 1974. - 200 с.

78. Саррак В.И. Хрупкое разрушение металлов // Успехи физических наук, 1959. Т. 17. - Вып. 2. - С. 341-361.

79. Установщиков Ю.И., Банных О.А. Природа отпускной хрупкости сталей. М.: Наука, 1984. - 239 с.

80. Stroh A.N. The formation of cracks as result of plastic flow // Proc. Roy. Soc., London. 1954. - 223. - P. 404-420.

81. Stroh A.N. A Theory of the fracture of metals // Adv. Phys. 1957. - 6. - № 24. -P. 418-440.

82. Petch N.I. The dactile fracture of policristalline Iron. Phil. Mag. -1956. - 1. -№2.-P. 186-192.

83. Мешков Ю.Я. О возможностях устойчивого равновесия острых трещин при их зарождении в металлах // Металлофизика, 1968. Вып. 23. - С. 5-12.

84. Драчинский А.С., Мешков Ю.Я. Технический предел прочности и размер зерна железа//Металлофизика, 1971. Вып. 38. - С. 84-87.

85. Курдюмова Г.Г., Мильман Ю.В., Трефилов В.И. К вопросу о классификации микромеханизмов разрушения по типам // Металлофизика, 1979.-Т. 1. № 2. - С. 55-62.

86. Островский Г.А., Саррак В.И., Шепеляковский К.З., Энтин Р.И. Влияние измельчения аустенитного зерна на свойства углеродистых сталей после низкого отпуска // МиТОМ, 1967. № 6. - С. 56-59.

87. Вуллерт Р. Области применения ударных испытаний с осцилографированием // Ударные испытания металлов / Под ред. Б.А.Дроздовского и Е.М.Морозова. М.: Мир, 1973. - С. 157-174.

88. Hawthorne J.R., H.E.Watson and F.J.Loss. Experimental investigation of multicycle irradiation and annealing effects on notch ductility of A533-B weld deposits / Conf. Effects Rad. Mat., 10th ASTM SPT 725. Am. Soc. Test. Mat. -P. 63-75.

89. Головин И.С., Саррак В.И., Суворова C.O., Спасский М.Н. Кинетика развития "хрупкости 475°С" и структура высокохромистой ферритной стали // ФММ. 1990. - Вып. 6. - С. 145-151.

90. Ужик Г.В., Зуйкова А.А. О механической природе отпускной хрупкости // МиТОМ. 1956. - № 4. - С. 26-34.

91. Саррак В.И., Суворова С.О., Яковлев И.И. Сопротивление железа микропластической деформации // ФММ. 1974. -Т. 37. - Вып. 3. - С. 537543.

92. Горохова Н.А., Суворова С.О., Саррак В.И. и др. Растворимость углерода и старение сплавов типа Х15Ю5 // ФММ. 1983. - Т. 56. - Вып. 2. -С. 280-285.

93. Саррак В.И., Филиппов Г.А. О природе задержанного хрупкого разрушения закаленной стали // МиТОМ. 1976. - № 12. - С. 36-41.

94. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Хрупкость мартенсита // МиТОМ.-1978. -№ 4.- С. 21-26.

95. Шоршов М.Х. О роли вакансий в механизме задержанного разрушения стали и сплавов титана // Изв. АН СССР. Металлургия и топливо. 1962. -№ 4. - С. 70.

96. Шураков С.С. Зависимость прочности закаленной стали от времени действия нагрузки // Металловедение. JL: Судпромгиз, 1957. - С. 100.

97. Иванова B.C., Терентьев В.Ф. Природа усталости металлов. М.: Металлургия, 1975. - 456 с.

98. Макара A.M. Исследование природы холодношовных трещин при сварке закаливающихся сталей // Автоматическая сварка. 1960. - № 2. - С. 9.

99. Потак Я.М. Хрупкое разрушение стали и стальных изделий. М.: Оборонгиз, 1955. - 388 с.

100. Житова Л.П., Аксельрод А.Е. Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов // Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов : сб. науч. тр. / Ижевск. ФТИ, Ижевск, 1984. С. 234-235.

101. Сергеева Т.К. и др. Об условиях появления интеркристаллитной хрупкости при наводороживании термоулучшаемых сталей // Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов : сб. науч. тр. / Ижевск. ФТИ, Ижевск, 1984. С. 236-237.

102. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Стадии задержанного разрушения закаленной стали // Проблемы разрушения металлов : сб. науч. тр. / М., МДНТП, М., 1975.-С. 29.

103. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Задержанное разрушение закаленной стали // Проблемы металловедения и физики металлов : сб. науч. тр. / М., Металлургия, М., 1973. С. 134.

104. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Факторы, способствующие развитию замедленного разрушения высокопрочных сталей // Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов : сб. науч. тр. / Ижевск. ФТИ, Ижевск, 1984. -С. 192-194.

105. Макклинток Ф., Аргон А. Деформация и разрушение материалов. М.: Мир, 1970. - 205 с.

106. Штремель М.А. Прочность сплавов. 4.1. М.: Металлургия, 1982. -278 с.

107. Разрушение. Т. 1. / Пер.с англ. / Под ред. Г.М. Либовица. - М.: Мир, 1973.-С. 197.

108. Саррак В.И., Филиппов Г.А. О природе инкубационного периода задержанного разрушения закаленной стали // ФММ. 1974. - Т. 38. -№ 6. -С. 126-130.

109. Савченко B.C., Ющенко К.А. Оценка склонности к замедленному разрушению высокопрочной стали // Заводская лаборатория. 1981. - № 12.- С. 65-67.

110. Савченко B.C., Ющенко К.А., Щавель А.В. Кинетика замедленного разрушения высокопрочной стали мартенситного класса 08Х15Н5Д2Т // Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов : сб. науч. тр. / Ижевск. ФТИ. Ижевск, 1984. - С. 205-207.

111. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Структурное состояние и методы выявления склонности стали к замедленному разрушению // Новые методы структурных исследований металлов и сплавов: сб. науч. тр. / М. МДНТП, М., 1982.-С. 32.

112. Романив О.Н., Зима Ю.В., Карпенко Г.В. О механизме замедленного распространения трещин в закаленных сталях // ДАН СССР. 1971. - Т. 200.- № 3. С. 584.

113. Саррак В.И., Филиппов Г.А. О механизме медленного роста трещины при задержанном разрушении закаленной стали // ФММ. 1975. - Т. 40. - № 6. - С. 126.

114. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Релаксация внутренних микронапряжений при отдыхе и низкотемпературном отпуске мартенсита закаленной стали // ФММ. 1975. - Т. 40. - С. 806.

115. Seah М.Р., Hondros E.D. Grain Boundary segregation // Proc. R. Soc. -London. 1973. - A. - 355. - P.191-212.

116. Hondros E.R. Grain Boundary segregatione the current situation and future requirement//J.Phys. 1975. - 36. -№ 10. - P. 177-184.

117. Саррак В.И., Филиппов Г.А., Чевская O.H., Литвиненко Д.А. Адсорбция фосфора на границах зерен аустенита и склонность закаленной стали к задержанному разрушению // ФММ. 1979. - № 6. - С. 1262-1270.

118. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Влияние примесей на хрупкость стали после закалки // ФХММ. -1981. № 2. - С. 96-101.

119. Князева В.Р., Саррак В.И., Филиппов Г.А. Сегрегация примесей и декогезия по границам зерен // Поверхность. Физика, химия, механика. -1982,-№5.-С. 84.

120. Баранов С.М., Саррак В.И., Топаз Ж.Р., Филиппов Г.А. Внутренняя адсорбция примесей и склонность закаленной стали к задержанному разрушению // ФХММ. 1978. - № 6. - С. 59-63.

121. Филиппов Г.А., Марченко В.Н., Литвиненко Д.А., Саррак В.И., Чевская О.Н. Влияние примесей на интеркристаллитную хрупкость стали 18Х2Н4ВА после закалки и отпуска // Проблемы прочности. 1980. - № 2. -С. 114-119.

122. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Задержанное разрушение стали после закалки // ФХММ. 1976. - № 2. - С. 44-53.

123. Грешников В.А., Дробот Ю.Б. Акустическая эмиссия. Применение для испытаний материалов и изделий. М.: Стандарты, 1976. - С. 132-143.

124. Кикута Е. и др. Зарождение трещин в процессе замедленного разрушения высокопрочной стали // Тэ цу то хаганэ / пер.с яп. /. 1978. - Т. 64.-№4.-С. 288.

125. Сорокин В.Л., Змитрук В.Ф., Щербединский Г.В., Урусов B.C., Саррак В.И. Использование акустической эмиссии для определения скачков трещины в процессе испытаний образцов из стали марок 09Г2ФБ и 18ХНВА // Заводская лаборатория. 1982. - № 1. - С. 76-78.

126. Коллинз Дж. Повреждение материалов в конструкциях. Анализ, предсказание, предотвращение / Пер. с англ. /. М.: Мир, 1984. - 624 с.

127. Leven M.M., Frocht M.M. Stress-Concentration Factors for Single Notch in Flat Bar in Pure and Central Bending // J. Appl. Mech, 1952. № 12. - P. 560561.

128. Саррак В.И., Мишин В.М., Суворова С.О., Артемова Е.Н. Локальное разрушение перед концентратором напряжений при замедленном разрушении метастабильной аустенитной стали // Физика разрушения: сб. науч. тр. / Киев. ИПМ. Киев, 1989. - С. 138-139.

129. Мишин В.М., Саррак В.И. Критическое локальное растягивающее напряжение как критерий задержанного хрупкого разрушения // Проблемы прочности. 1985. - № 3. - С. 43-46.

130. Саррак В.И., Мишин В.М., Береснев А.Г. Критерий замедленного хрупкого разрушения стали // Трещиностойкость материалов и конструкций : сб. науч. тр. в 3 т. Т. 1. / Киев. ИМП АН УССР. Киев, 1985. - С. 86-87.

131. Мишин В.М., Саррак В.И. О критерии зарождения трещины при замедленном хрупком разрушении // Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов : сб. науч. тр. / Ижевск. ФТИ. Ижевск, 1984. - С. 231-233.

132. Мишин В.М., Саррак В.И. Критерии механики микроразрушения при интеркристаллитном замедленном разрушении стали и их применение // Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов : сб. науч. тр. / Ижевск. ФТИ.-Ижевск, 1989.-С. 30.

133. Колачев Б.А. Водородная хрупкость металлов. М.: Металлургия, 1985.-С. 30.

134. Саррак В.И. Водородная хрупкость и структурное состояние стали // МиТОМ. 1982. - Т. 5. - С. 11-17.

135. Birnbaum Н.К. An overview of hydrogen failure mechanisms // Noval Research Review. 1977. -V. 30. - № 3. - P. 19-34.

136. Панасюк B.B., Андрейкив A.E., Харин B.C. Теоретический анализ роста трещин в металлах при воздействии водорода // ФХММ. -1981. Т.17. - № 4. -С. 76-81.

137. Фишгойт А.В., Колачев Б.А. Распространение трещины в наводороженном металле при плоской деформации // ФХММ. 1981. - Т. 17.-№4.-С. 76-81.

138. Gerberich W.W., Chen Y.T. Hydrogen-controlled cracking approach to threshold stress intensity // Met. Trans. - 1975. - V. 6a. - № 2. - P. 271-278.

139. Gerberich W.W., Chen Y.T., Johu C.S. A short-time diffusion correlation for hydrogen-induced crack growth kinetics // Met.Trans. 1975. - V. 6a. - P. 1485-1498.

140. Boyer R.R.,Spurr W.F. Characteristics of sustained load cracking and hydrogen effect in Ti-6, Al-4, V // Met. Trans. - 1978. - V. 9a. - № 1. - P. 23-29.

141. Jonson H.H., Morlet I.J., Troiano A.R. Hydrogen crack initiation and delayed failure in steel. Trans. Met. Soc. AIME. - 1958. - V. 212. - № 2. - P. 528-536.

142. Takao A., Masao K., Torn A. Macroscopic and microscopic processes in the delayed fracture crack growth of high strength steels // Trans. Nat. Res. Inst. Met. 1982. - V. 24.-№ l.-P. 1-9.

143. Cherepanov G.P. On the theory of crack growth due hydrogen embrittlement // Corrosion. 1973. - V. 29. - № 8. - P. 305-310.

144. Гельд П.В., Рябов P.A., Кодес E.C. Водород и несовершенства структуры металла. М.: Металлургия, 1979. - 220 с.

145. Саррак В.И., Филиппов Г.А., Куш Г.Г. Взаимодействие водорода с ловушками и его растворимость в мартенситностареющей стали // ФММ: -1983.-Т. 55.-№2.-С. 310-315.

146. Oriani R.A. The diffusion and trapping of hydrogen in steel // Acta. Met. -1970.-V. 18. №. l.-P. 147-157.

147. Саррак В.И. Замедленное разрушение, водород и примеси в стали // МиТОМ. 1977. - Т. 8. - С. 17-21.

148. Водород в металлах / Пер. с англ. / Под ред. Алефельда Г., Фелькля И. -М.: Мир, 1981.-Т. 2.-283 с.

149. Зикеев В.Н. Легирование и структура конструкционных сталей, стойких к водородному охрупчиванию // МиТОМ. 1982. - Т. 5. - С. 18-23.

150. Marichev V. A. Hydrogen embritlement of construction materials // Werkst und Korros. 1982. - V. 33. - № 1 - P. 1-14.

151. Movich R.C. Notced bar-bending test // Hydrogen embrittlement testing. ASTM STP 543. 1974. - P. 64-73.

152. Панасюк B.B., Ковчик C.E., Сморода Г.И. Методы оценки водородной хрупкости конструкционных материалов // ФХММ. 1979. - Т. 15. - №. 3. -С. 5-17.

153. Плавич Л.А., Жук Н.П., Бернштейн М.Л. Влияние метода упрочнения сталей на их склонность к водородному охрупчиванию // ФХММ. 1970. -Т. 16.-№3.-С. 30-34.

154. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия, 1987. - 270 с.

155. Dantovich D.P., Floreen S. The stress intensities for slow crack growth in steels contaning hydrogen. Met. Trans., 1973. - V. 4. - № 11. - P. 2627-2630.

156. Мирочник В.Л., Окенко А.П., Саррак В.И. Зарождение трещины разрушения в ферритно-перлитных сталях в присутствии водорода // ФХММ. 1984. - № 3. - С. 14-20.

157. Саррак В.И., Филиппов Г.А., Мишин В.М. Структурные и химические неоднородности и склонность стали к интеркристаллитной хрупкости //

158. Структурная и химическая неоднородность в материалах : сб. науч. тр. / Киев, ИПМ. Киев, 1990.-С. 103-105.

159. Kalivoda N. Corrosion Handbook. // Hutnicki aktuality, 1982. № 23. - S. 1-53.

160. Биргер И.А., Шорр Б.Ф., Иосилевич Г.Б. Расчет на прочность деталей машин. Справочник. М.: Машиностроение, 1979. - 702 с.

161. Мишин В.М., Саррак В.И. Роль остаточных внутренних микронапряжений в термически активированном зарождении трещины при замедленном хрупком разрушении высокопрочных сталей // ФММ. 1990. -№ 1.-С. 195-198.

162. Мишин В.М., Саррак В.И. Влияние остаточных микронапряжений на кинетику зарождения трещины при замедленном хрупком разрушении стали // Физика разрушения : сб. науч. тр. / Киев, ИПМ. Киев, 1989. - С. 130-131.

163. Глазкова С.М., Кислюк И.В., Филиппов Г.А. Влияние примесей и микролегирования на сопротивление замедленному разрушению сталей // МиТОМ. 1987. - № 12. - С. 4-8.

164. Курдюмов Г.В., Утевский J1.M., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М.: Наука, 1977.-237 с.

165. Утевский J1.M. Отпускная хрупкость стали. М.: Металлургия, 1961. -202 с.

166. Глейтер Г., Чалмерс Б. Большеугловые границы зерен / Пер.с англ. /. -М.: Мир, 1975.-206 с.

167. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Влияние примесей на хрупкость стали после закалки // ФХММ. -1981. 2. - С. 96-101.

168. Ritchie R.O., Knott J.F., Rice J.R. On the relationship between critical tesile stress and fracture toughness in mild steel // J.Mech. and Phys. Solids. 1973. -V.21.-N. 6.-P. 395-410.

169. Rice J.R., Johnson M.A. Inelastic behavior of solids. N. 4.: Mc Growhil, 1970.-218 p.

170. Береснев А.Г.,Саррак В.И. Влияние водорода на микромеханизм хрупкого разрушения высокопрочной стали // ФХММ. 1987. - Т. 5. - С. 116-118.

171. Романив О.Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей. М.: Металлургия, 1979. - 165 с.

172. Хеллан К. Введение в механику разрушения. М.: Мир, 1988. - 346 с.

173. Филиппов Г.А., Саррак В.И., Перкас М.Д. Явление замедленного разрушения в мартенситностареющей стали // ДАН СССР. 1976. - № 6. - С. 819-821.

174. Мишин В.М., Саррак В.И. Оценка влияния остаточных внутренних микронапряжений на напряжение разрушения стали 18Х2Н4ВА с помощью критерия растягивающих напряжений // Проблемы прочности. -1986. № 4. -С. 57-62.

175. Мороз JI.C., Чечулин Б.Б. Водородная хрупкость металлов. М.: Металлургия, 1962. - 246 с.

176. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Релаксация остаточных микронапряжений при отдыхе и низкотемпературном отпуске мартенсита закаленной стали // ФММ. 1975. - Т. 40. - Вып. 4. - С. 806-811.

177. Саррак В.И., Суворова С.О., Филиппов Г.А. О внутренних микронапряжениях возникающих при мартенситном превращении в стали // Металлофизика. 1974. - В. 54. - С. 94-97.

178. Cottrell F.H. Symposium on the Relation Between the Structure and Mechanical Properties of Metals // National Physical Laboratory, HNSO, London. 1963.-P. 456.

179. Похмурский В.И., Швед M.M., Яремченко Н.Я. Влияние водорода на процессы деформирования и разрушения железа и стали. Киев: Наукова думка, 1977. - 60 с.

180. Котрелл А.Х. Теоретические аспекты процесса разрушения // Атомный механизм разрушения / Пер. с англ. /. М.: Металлургиздат, 1963. - С. 30-68.

181. Розенберг В.М. Ползучесть металлов. М.: Металлургия, 1967. -75 с.

182. Петч Н.Д. Переход железа из вязкого состояния в хрупкое // Атомный механизм разрушения / Пер. с англ. /. М.: Металлургиздат, 1963. - С. 69-68.

183. Stroh A.N. Brittle fracture and yielding // Phil.Mag. 1955. - V. 46. - № 380. - P. 968-972.

184. Petch N.J. The stress to move a free dislocation in alpha iron // Phil. mag. -1956.-V. 1 №9.-P. 866-873.

185. Cracknell A., Petch N.J. Frictoonal forces on dislocation arroys at the lower yield point in iron // Acta Met. 1955. - V. 3. - P. 186-189.

186. Cottrell A.H. Teory of brittle fracture in steel and similar metals // Transactions of AIME. 1958. - V. 212. - P. 192-203.

187. Honda R. Occurence of longitudinal in stretched silicon iron crystals // Acta Met. -1961. V. 9. - № 10. - P. 969-970.

188. Мак-Магон К., Брайнт К., Бенерджи С. Влияние водорода и примесей на хрупкое разрушение стали // Механика разрушения: Разрушение материалов / Пер. с англ. /. М.: Мир, 1979. - В. 17. - С. 109-133.

189. Nakamura М., Furubayashi Е. Effect on grain size on crak propagation of high-strength steel in gaseons hydrogen atmosphere // Mat. Sci. Techn. 1990. - V. 6.-P. 604-610.

190. Пумянская T.A., Буланов В.Я., Зырянов В.Г. Атлас структур порошковых материалов на основе железа. М.: Наука, 1986. - 262 с.

191. Влияние пористости на пластичность и механизм вязкого разрушения порошкового железа / С.А. Фирстов, Ю.Н.Подрезов, А.Г.Жердин и др. // Порошковая металлургия. 1987. - № 10. - С. 91-96.

192. Особенности вязко-хрупкого перехода порошковых материалов на основе железа / С.А.Фирстов, Ю.Н.Подрезов, А.Г.Жердин и др. // Порошковая металлургия. 1988. - № 1. - С. 69-73.

193. Slesar М., Miskovic V., Salak A.,Dubrova Е.: Int. Conf. on Powder Metallurgy CSSR, Hohe Tatra, 1974. P. 111.

194. Salac A., Miskovic V., Dubrova E. // Powder Metallurgy Int. 1974. -V. 6. - № 3. - S. 128.

195. Мишин В.М., Саррак В.И. Способ оценки склонности к замедленному разрушению стали // Методы оценки и пути повышения трещиностойкости и надежности труб, трубопроводов и сосудов давления : сб. научн. тр. / Челябинск. ЧПИ. Челябинск, 1985. - С. 59-60.

196. Мишин В.М., Саррак В.И. Оценка прочности и долговечности при замедленном хрупком разрушении высокопрочной стали // Трещиностойкость материалов и элементов конструкций. Т. 1. : сб. науч. тр. / Киев. ИПМ. -Киев, 1985. - С. 66-67.

197. Мишин В.М. Зарождение трещины при замедленном хрупком разрушении высокопрочной стали / Автореф. дисс. на соиск.уч. степ, к.ф.-м.н., М. ЦНИИчермет. - 1986. - 22 с.

198. Саррак В.И., Мишин В.М. Способ определения механических свойств образцов материалов // А.с. № 1337718 (СССР) опубл. 15.09.87, Бюл. № 34.-2 с.

199. Мишин В.М., Береснев А.Г., Саррак В.И. Способ определения склонности к замедленному разрушению стали при одновременном действии водорода и механических напряжений // Заводская лаборатория. -1986.-№8.-С. 69-71.

200. Мишин В.М., Саррак В.И. Оценка влияния остаточных внутренних микронапряжений на напряжение разрушения стали 18Х2Н4ВА с помощью критерия растягивающих напряжений // Проблемы прочности. 1986. - № 4. - С. 57-62.

201. Мишин В.М. Оценка склонности сталей к замедленному хрупкому разрушению // Металл и технический прогресс : сб. науч. тр. / М. Металлургия. -М., 1987. С. 241-242.

202. Мишин В.М. Влияние остаточных микронапряжений на прочность стали при низких температурах // Прочность материалов и конструкций при низких температурах : сб. науч. тр. / Киев. И11П. Киев, 1986. - С. 2122.

203. Мишин В.М.,Спектор А.Я.,Саррак В.И. Интеркристаллитное замедленное разрушение высокопрочной стали в водородсодержащей среде // Прочность материалов и конструкций при низких температурах : сб. науч. тр. / Киев. ИПП. Киев, 1986. - С. 76.

204. Саррак В.И., Мишин В.М., Кислюк И.В. Физические основы связи силового и температурного критериев локального разрушения // Прочность материалов и конструкций при низких температурах : сб. науч. тр. / Киев. ИПП.-Киев, 1986. С.138-139.

205. Артемова Е.Н., Саррак В.И., Суворова С.О., Мишин В.М. Силовой критерий замедленного разрушения метастабильной аустенитной стали // Проблемы прочности. 1989. - № 11. - С. 69-72.

206. Мишин В.М., Саррак В.И., Спектор А.Я. Структурно-чувствительные параметры локального разрушения и критерий вязкости разрушения // Структурная и химическая микронеоднородность в материалах : сб. науч. тр. / Киев. ИПМ. Киев, 1990. - С. 103-105.

207. Мишин В.М., Кислюк И.В., Саррак В.И. Структурно-механические аспекты повышения хладостойкости стали // Повышение механических и эксплуатационных свойств сталей массового производства : сб. науч. тр. / М. Черметинформация. М., 1990. - С. 40-41.

208. Саррак В.И., Чевакина М.И., Мишин В.М. Влияние углерода на параметры охрупчивания стали // Трещиностойкость материалов и конструкций : сб. науч. тр. / Киев. ИПП. Киев, 1990. - С. 75-76.

209. Мишин В.М., Кислюк И.В., Саррак В.И. Связь температуры хладноломкости со структурно-механическими характеристиками локального разрушения // Трещиностойкость материалов и конструкций : сб. науч. тр. / Киев. ИПП. Киев, 1990. - С. 84-85.

210. Саррак В.И., Мишин В.М., Спектор А.Я. Структурно-механическое моделирование замедленного разрушения сталей // Трещиностойкостьматериалов и конструкций : сб. науч. тр. / Киев. ИПП. Киев, 1990. - С. 9596.

211. Мишин В.М., Саррак В.И., Спектор А.Я. Связь трещиностойкости и характеристик локального разрушения при низких температурах // Стали и сплавы криогенной техники : сб. науч. тр. / М.: Черметинформация. -Батуми, 1990. С. 93.

212. Sarrak V.I., Mishin V.M., Spector A.Y. Delayed Fracture of High Strength Steels and its Criteria // Mat. Int. Conf. of Eng. Materials and Structures. -Singapore. 1991. - P. 844-849.

213. Саррак В.И., Спектор А.Я., Мишин В.М. Сопротивление высокопрочной стали замедленному разрушению // Заводская лаборатория. -1991.-№2.-С. 57-58.

214. Мишин В.М., Кислюк И.В., Саррак В.И. Анализ влияния легирования на порог хладноломкости железа в рамках схемы Иоффе-Орована // ФММ. -1991.-№7.-С. 188-192.

215. Спектор А.Я., Мишин В.М., Носова И.В. Явление замедленного разрушения в двухфазных аустенитно-мартенситных сталях // Известия высших учебных заведений (Черная металлургия). 1992. - № 3. - С. 89-90.

216. Сарак В.И., Суворова С.О., Головин И.С., Мишин В.М. Природа отпускной хрупкости высокохромистого феррита // Проблемы прочности. -1994. № 7. - С. 71-75.

217. Мишин В.М. Критерии замедленного разрушения высокопрочных сталей и их применение // Межвузовский сборник науч. тр. / Ростовский гос. ун-т. путей сообщ. Ростов, 2000. - Вып. 2. - С. 30-35.

218. Мишин В.М. Критерий вязко-хрупкого температурного перехода стальных деталей, основанный на критерии локального разрушения // Сб. науч. тр. Ростовского гос. ун-та путей сообщ. / Ростовский гос. ун-т. путей сообщ. Ростов, 2001. - Вып. 5. - С. 89-95.

219. Мишин В.М. Замедленное разрушение спеченной порошковой стали // Межвузовский сборник науч. тр. / Ростовский гос. ун-т. путей сообщ. -Ростов, 1999.-С. 25-29.

220. Мишин В.М. Фундаментальные основы методов диагностики замедленного разрушения высокопрочных сталей // Научн. труды V Межд. науч.-практ. конф. «Фундаментальные и прикладные проблемы приборостроения». Приборостроение. / М. МГАПИ. М., 2002. - С. 133-135.

221. Мишин В.М. Критическая температура хрупкости стальных деталей // Сб.тр. проф.-препод. состава СевКавГТУ. / Ставрополь. СевКавГТУ. -Ставрополь, 2003. С. 28-29.

222. Мишин В.М. Критерий охрупчивания стальных деталей при понижении температуры испытаний. // Сб. науч. тр. регион, н/конф. / Ставрополь. СевКавГТУ. Ставрополь, 2004. - С. 32-36.

223. Мишин В.М., Филиппов Г.А. Физико-механическая характеристика сопротивления стали замедленному разрушению // Сб. науч. тр. III Евразийской науч.-практ. конф. "Прочность неоднородных структур. ПРОСТ-2006" /М. МИСиС. М., 2006. - С. 188-189.

224. Мишин В.М., Филиппов Г.А. Прогнозирование работоспособности стальных образцов и деталей при замедленном разрушении. // Тр. XVI Межд. науч. конф. «Физика прочности и пластичности материалов» / Самара, СГТУ, 2006. С. 56-58.

225. Мишин В.М., Глухов И.В. Кинетика локального разрушения закаленной стали. Мат. X per. н/т конф. «Вузовская наука СевероКавказскому региону» / Т.1, Технические и прикладные науки / Ставрополь, ГОУ ВПО СевКавГТУ. - Ставрополь, 2006. - С. 11-13.

226. Мишин В.М., Филиппов Г.А. Физико-механический критерий хладноломкости, учитывающий тип концентратора напряжений и скорость деформации. // Сталь. 2006. - № 8. - С. 73-76.

227. Мишин В.М. Структурно-механические основы локального разрушения конструкционных сталей. Монография. Пятигорск: Спецпечать, 2006. - 226 с.

228. Мишин В.М., Филиппов Г.А. Критерий и физико-механическая характеристика сопротивления стали замедленному разрушению. Деформация и разрушение материалов. 2007. - № 3. - С. 37-42.

229. Мишин В.М., Филиппов Г.А., Глухов И.В. Кинетика замедленного разрушения закаленной стали. // XVII Петербургские чтения по проблемам прочности, Санкт Петербург: сб. мат.Ч. 1., ФТИ РАН. - СПб, 2007. - С. 143- 145.

230. Мишин В.М., Филиппов Г.А. Разделение влияния прочностных и деформационных факторов на критическую температуру хрупкости стали. // Деформация и разрушение материалов. 2007. - № 6. - С. 21- 26.

231. Гладковский С.В., Калетина Ю.В., Филиппов A.M., Калетин А.Ю., Счастливцев В.М., Ишина Е.А., Веселов И.Н. Метастабильный аустенит как фактор повышения конструктивной прочности мартенситностареющих сталей // ФММ. 1999. - т. 87. - № 3. - С. 86-96.