Помощь в учёбе, очень быстро...
Работаем вместе до победы

Механизмы влияния пластической деформации и наводороживания на релаксационные явления в Fe-C сплавах

Диссертация: Механизмы влияния пластической деформации и наводороживания на релаксационные явления в Fe-C сплавах
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

Исследованы неупругие эффекты, обусловленные образованием двойных перегибов на дислокациях в локальных зонах концентрации напряжений в чугуне с различной формой графитных включений, рассматриваемом как модельный материал с системой локальных концентраторов напряжений различной геометрии. В чугуне с пластинчатой формой включений, обеспечивающих максимальную концентрацию напряжений у торцов… Читать ещё >

Содержание

  • 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА
    • 1. 1. Понятие предельного состояния и основы его формирования
    • 1. 2. Процессы, приводящие к развитию предельного состояния
      • 1. 2. 1. Водород-стимулированное охрупчивание материалов
      • 1. 2. 2. Коррозионное растрескивание
      • 1. 2. 3. Усталостное разрушение
      • 1. 2. 4. Радиационное облучение
    • 1. 3. Методы исследований поврежденных объектов
      • 1. 3. 1. Фрактография
      • 1. 3. 2. Методы неразрушающего контроля
      • 1. 3. 3. Механическая спектроскопия
    • 1. 4. Неупругие эффекты в ОЦК сплавах на начальных этапах повреждаемости
      • 1. 4. 1. Релаксационные эффекты в сильногетерогенных материалах
      • 1. 4. 2. Влияние наводороживання на спектр внутреннего трения
      • 1. 4. 3. Внутреннее трение в деформированных материалах
      • 1. 4. 4. Эффекты неупругой релаксации в материалах, подвергнутых термомеханической обработке и испытаниям на длительную прочность
    • 1. 5. Задачи исследования
  • 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
    • 2. 1. Обоснование и выбор материалов исследований
    • 2. 2. Методика определения внутреннего трения и модуля упругости
    • 2. 3. Методика разделения унимодальных спектров внутреннего трения с применением ЭВМ
    • 2. 4. Методика рентгенографического анализа
    • 2. 5. Механические испытания
    • 2. 6. Металлографический анализ
    • 2. 7. Методика нав о дор оживания
  • 3. МЕХАНИЗМ ФОРМИРОВАНИЯ НЕУПРУГИХ ЭФФЕКТОВ, ОБУСЛОВЛЕННЫХ НАЛИЧИЕМ В МАТЕРИАЛЕ МИКРОТРЕЩИН
    • 3. 1. Микротрещины как концентраторы напряжений
    • 3. 2. Формирование плоских дислокационных скоплений
      • 3. 2. 1. Модель Коттрелла
      • 3. 2. 2. Расчет напряжения сдвигав плоскостях скольжения
      • 3. 2. 3. Расчет плотности дислокаций в скоплениях
    • 3. 3. Механизм образования двойных термических перегибов
      • 3. 3. 1. Двойные перегибы на невинтовых дислокациях
      • 3. 3. 2. Расчет активационных характеристик релаксации Бордони
      • 3. 3. 3. Расчет параметров релаксационного эффекта, связанного с образованием перегибов в устьях микротрещин
    • 3. 4. Исследование развития релаксационных эффектов, обусловленных образованием двойных термических перегибов в устьях микроттрещин на модельных материалах
  • Выводы по главе
  • 4. ИССЛЕДОВАНИЕ НЕУПРУГИХ ЭФФЕКТОВ, ОБУСЛОВЛЕННЫХ ПРИСУТСТВИЕМ ДЕФЕКТОВ ПОВРЕЖДАЕМОСТИ В МАТЕРИАЛАХ ПОСЛЕ РАЗЛИЧНЫХ ВНЕШНИХ ВОЗДЕЙСТВИЙ
    • 4. 1. Развитие неупругих эффектов при деформации
    • 4. 2. Развитие неупругих эффектов при наводороживании
    • 4. 3. Развитие неупругих эффектов при комплексном воздействии деформации и наводороживании
    • 4. 4. Анализ состояния трубных сталей по эффектам неупругой релаксации
      • 4. 4. 1. Механизмы разрушения магистральных газонефтепроводов
      • 4. 4. 2. Исследование релаксационного спектра трубных сталей
      • 4. 4. 3. Металлографический анализ трубных сталей
      • 4. 4. 4. Изменение механических свойств и характеристик тонкой структуры трубной стали в процессе эксплуатации
  • Выводы по главе

Механизмы влияния пластической деформации и наводороживания на релаксационные явления в Fe-C сплавах (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

Одной из важнейших научно-технических проблем металлофизики и физики твердого тела является расширение представлений о природе разрушения и повышение на этой основе надежности изделий из конструкционных материалов при снижении их материалоемкости. Перспективным направлением решения этой проблемы является изучение процессов, приводящих материал в состояние, предваряющее разрушение (предельное состояние), и стимулирующих локальное разрушение и повреждаемость. Определение механизмов формирования предельного состояния (ПС), оценка уровня и характера эволюции эксплуатационной повреждаемости, позволяет прогнозировать остаточную прочность и является актуальной и важной задачей теории и практики.

Общепринятые представления о накоплении эксплуатационной повреждаемости (ЭП), как правило, основываются на данных о процессах разрушения в условиях длительного воздействия нагрузок и активных сред. Общим для этих представлений является критическая роль процесса локального разрушения (ЛР). Изучение условий начала ЛР — зарождения микротрещины и её развития, например, при пластической деформации, наводороживании и т. п., представляет первоочередной интерес как с научной, так и с практической точек зрения.

Зарождение и эволюция ЛР в значительной степени определяются структурой и уровнем напряжений в зоне ЛР. Более того, короткие микротрещины и фазовые включения, способные играть роль концентраторов напряжений, всегда присутствуют в объеме материала. Это означает, что формирование предельного состояния в локальных микрообьемах, прилегающих к этим дефектам, является постоянно действующим фактором, определяющим состояние и поведение материала при различных внешних воздействиях. В связи с этим необходимым условием изучения процесса ЛР является определение и учет физических механизмов и процессов, формирующих уровень предельных напряженного и структурного состояний как на микро-, так и на макроуровнях.

Современные методы технической диагностики начальных стадий разрушения позволяют обнаруживать дефекты повреждаемости при определенном масштабе их развитости, но не оценивают степень или уровень критичности состояния материала, содержащего эти дефекты. Прямое и косвенное наблюдение областей ЛР (зарождение и распространение микронесплошностей, микротрещин) чрезвычайно затруднено их вероятностным характером и субмикроскопическими размерами.

Предельность состояния материала при внешнем воздействии отражает способность к релаксации внутренних пиковых напряжений посредством микропластической деформации. Контроль за параметрами подобных релаксационных процессов дает возможность наблюдать наступление ПС и начало ЛР.

Наиболее перспективным при фиксации релаксационных эффектов для материалов в ПС и различной степени поврежденности представляется метод механической спектроскопии. Известный своей чувствительностью и избирательностью к конкретным релаксационным процессам, метод внутреннего трения (ВТ) позволяет не только определить механизм, формирующий релаксационный эффект, но и оценить его энергетические характеристики.

Несмотря на широкое распространение метода ВТ в России и за рубежом, сведения о спектре ВТ материалов, содержащих дефекты повреждаемости, крайне ограничены. Механизмы фиксируемых при разрушении неупругих эффектов не разработаны и не связаны с развитием ЛР. Систематическое изучение неупругнх эффектов, связанных с переходом в ПС и повреждаемостью (или ЛР) определенного уровня при различных видах внешних воздействий, может дать ценную информацию для разработки критериев прогнозирования > надежности и остаточного ресурса изделий.

Целью настоящей работы явилось установление механизмов и закономерностей формирования неупругих эффектов в Ре-С сплавах, обусловленных.

Л р 'Ч наличием локальных напряжений и микротрещин, создаваемых пластической деформации и наводороживании.

Основные научные результаты, выносимые автором на защиту:

— общие закономерности формирования релаксационного спектра неупругости в материалах с локально-высоким уровнем внутренних напряжений и методики его компьютерного анализа;

— механизм неупругости, обусловленный подвижностью дислокаций в зонах локализации внутренних напряжений вблизи вершин микротрещин;

— установленные закономерности изменения параметров индуцированного напряжениями еи е-релаксациоиного эффекта типа Бордони от степени развития дефектов повреждаемости в сталях при различных видах внешних воздействий;

— регрессионные модели, устанавливающие зависимость масштабов развития дефектов повреждаемости от уровня механических свойств и длительности эксплуатации трубных сталей.

Работа выполнена в отраслевой лаборатории «Физика металлов и прочность» Тульского государственного университета в соответствии с тематическим планом НИР, координируемым Министерством общего и профессионального образования РФ и общесоюзной программой 0.08.17 ГКНТ и РАН (заседание 03.08). Исследования проводили на модельных материалах (чугуны с различной формой графитных включений) и промышленных сталях марок 40, СтЗ, 17ГС, 17Г1С и 19 Г с использованием современных методик металлофизического анализа, включающих методы определения внутреннего трения и модулей упругости, оптическую микроскопию, рентгеноструктурный анализ, определение характеристик механических свойств. Для анализа спектров внутреннего трения разработана и использована компьютерная методика разделения сложных максимумов внутреннего трения на унимодальные пики. Для всех использованных экспериментальных методик сделаны оценки достоверности полученных результатов.

Проведен общий анализ релаксационных эффектов, возникающих при обратимом движении дислокаций в материалах с локально высоким уровнем внутренних напряжений.

В рамках модели В. И. Владимирова рассмотрено движение дислокационных групп в зонах концентрации напряжений вблизи дефектов повреждаемости, создаваемых в материале при его переходе в предельное состояние. К числу таких дефектов, в частности, относятся микротрещины отрыва и сдвига. С учетом основных положений модели микротрещины Коттрелла рассчитана функция распределения линейной плотности дислокаций в плоских дислокационных скоплениях, формируемых в поле напряжений вблизи вершин острых трещин. Получены общие выражения для суммарного числа дислокаций в плоском скоплении Иь и минимального расстояния между головными дислокациями X. Проведены оценки характерных значений этих параметров для аРе. Уточнен механизм образования двойных термических перегибов на смешанных 71 °-ных дислокациях в ОЦК решетке.

Для материалов с ОЦК кристаллической решеткой установлена возможность формирования двух типов несимметричных двойных перегибов с винтовой (перегибы в-типа) и смешанной (перегибы е-типа) компонентами. Получены оценки энергий активации образования двойных термических перегибов ШП8 и Wne и установлено, что значения энергий и Упе в ОЦК-Ре различаются на 15. 20%.

При приложении к материалу знакопеременного напряжения термически активируемое формирование на дислокациях двойных перегибов 5- и е-типов должно приводить к развитию двух релаксационных эффектов по механизму Бордони. Сделаны оценки параметров релаксационных максимумов для ОЦК-Ре. Установлено, что известный в литературе а-пик Бордони (Тт «28 К при частоте {= 1 Гц) соответствует процессу термически активированного образования на смешанных дислокациях двойного перегиба г-типа. Формирование перегибов е-типа приводит к появлению }3ч-пика (Тт"32.34 К при частоте Г = 1 Гц), природа которого в литературе трактуется не точно и обычно связывается с механизмом релаксации Хасигути.

С использованием подходов, предложенных в работах В. И. Владимирова и Ш. Х. Ханнанова, разработан механизм дислокационной неупругости, обусловленной формированием 8- и е-перегибов на головных дислокациях плоских дислокационных скоплений, расположенных в локальных зонах концентрации напряжений вблизи вершин микротрещин. Установлено, что неупругие эффекты имеют релаксационный характер и приводят к формированию двух максимумов внутреннего трения. Рассчитаны активационные характеристики максимумов в О ЦК-Ре: для s-пикaWs= 58,8 кДж/моль иТш = 293.303 К, для e-пикaWe = 71,3 кДж/моль и Тте = 353.373 К.

Исследованы неупругие эффекты, обусловленные образованием двойных перегибов на дислокациях в локальных зонах концентрации напряжений в чугуне с различной формой графитных включений, рассматриваемом как модельный материал с системой локальных концентраторов напряжений различной геометрии. В чугуне с пластинчатой формой включений, обеспечивающих максимальную концентрацию напряжений у торцов пластин, обнаружен релаксационный максимум, обусловленный формированием на дислокациях перегибов е-типа. Определены активационные характеристики эффекта: Т^ = 321. 323 К, энергия активации Ш5= 57,8 ± 5 кДж/моль. Установлено, что процессы, приводящие к повышению плотности дислокаций и росту внутренних микронапряжений, приводят к увеличению степени релаксации эффекта, что свидетельствует о его чувствительности к развитию предельного состояния.

Основная часть работы посвящена исследованиям неупругих эффектов в сталях, подвергнутых различным видам внешних воздействий, приводящих ' материал в предельное состояние: деформация, наводороживание и их комплексное воздействие (деформация + наводороживание). В релаксационном спектре внутреннего трения сталей выявлены близкие по своим активацион-ным характеристикам максимумы ВТ, возникающие при появлении в материале дефектов повреждаемости и связанные с развитием индуцированных напряжениями еи в-релаксационных эффектов. Общим свойством эффектов является их взаимосвязь с наличием в материале дефектов повреждаемости.

Установлено, что в стали 40 при степенях деформации выше 6% формируются индуцированные напряжениями как е-, так и в-релаксационные эффекты. Получены оценки активационных характеристик релаксационных максимумов внутреннего трения: при частоте измерений Г «1 кГц Тт8 = 321.326 К, Тте = 364.368 К, энергии активации = 58,7 ± 5 кДж/моль и = 69,4 ± 5 кДж/моль. Повышение степени деформации до 18% приводит к увеличению высоты е-пика от 5 до 24-Ю» 4. Значимой зависимости высоты пика в-релаксации не обнаружено.

Исследовано развитие индуцированного напряжениями релаксационного эффекта типа Бордони в стали СтЗ после электролитического наводорожива-ния. При временах наводороживания выше 10 часов на температурных зависимостях внутреннего трения обнаружен индуцированный напряжениями пик в-релаксации с активационными характеристиками Т^ = 315.320 К, = 56,9 ± 5 кДж/моль. Повышение времени наводороживания до 30 часов приводит к линейно-пропорциональному росту степени релаксации, обусловленному увеличением количества водородных дефектов повреждаемости.

На примере стали СтЗ установлено, что комплексная обработка материала, включающая пластическую деформацию и последующее наводорожи-вание, приводит к появлению на температурно-зависимом спектре внутреннего трения релаксационного эффекта как е-, так и в-типов. Определены актива-ционные параметры эффектов: ТШ!≠ 323.328 К, = 59,7 ± 5 кДж/моль и, Тте = 361.366 К, ¥-е = 68,5 ± 5 кДж/моль. С использованием металлографического анализа установлена зависимость плотности микротрещин, возникающих после перехода материала в предельное состояние, от времени наводоро-живания и степени предварительной пластической деформации. Методами регрессионного анализа установлена взаимосвязь между степенью релаксации би е-максимумов и режимами предварительной обработки.

Заключительная часть работы посвящена изучению дефектов повреждаемости и инициированных ими соответствующих релаксационных эффектов в промышленных сталях, применяющихся для изготовления труб для нефтеи газопроводов.

Проведены исследования микроструктуры, механических свойств и параметров тонкой структуры трубных сталей 17Г1С, 17ГС, 19 Г после различных сроков эксплуатации. Получены данные о кинетике развития дефектов водородной повреждаемости в сталях в зависимости от срока службы.

Установлено, что наводороживание в процессе эксплуатации трубных сталей приводит к формированию на температурно-зависимом спектре внутреннего трения релаксационных максимумов еи е-типов с активациоиными параметрами (Г ж 1 кГц): ТЮ6= 318.323 К, = 58,7 ± 5 кДж/моль и Тте = 363.368 К, Уе= 68,4 + 5 кДж/моль, свидетельствующих о наличии в материале дефектов повреждаемости. Получены регрессионные уравнения, устанавливающие зависимость масштабов развития дефектов повреждаемости (по данным о степени релаксации би е-пиков) от уровня механических свойств и срока службы сталей. Установлена возможность прогнозирования масштабов накопления дефектов повреждаемости на основе анализа степени развития индуцированных напряжениями еи Б-р елаксационных эффектов типаБордони.

Автор выражает благодарность научному руководителю профессору Д. М. Левину за руководство и постоянное внимание к работе, А. Н. Чуканову за научные консультации, В. А. Семину за помощь в программном обеспечении, а также сотрудникам кафедр «Физика металлов и материаловедения» и «Физика» ТулГУ за товарищескую помощь и дискуссии по работе.

1. Состояние вопроса.

6 настоящее время вопросам надежности уделяется все большее и большее внимание, что объясняется бурным техническим прогрессом в области создания сложных изделий как общего промышленного использования, так и объектов стратегического назначения. Как правило, эти изделия многофункциональны и должны обладать высокой надежностью и безопасностью в эксплуатации. Одной из причин недостаточной надежности является несанкционированное действие ряда специфических процессов, получающих развитие при формировании в материале критического по отношению к данному виду внешних воздействий состоянию, которое может быть названо предельным состоянием.

Выводы по главе.

1.Проведены исследования неупругих эффектов в сталях, подвергнутых различным видам внешних воздействий, приводящих материал в предельное состояние: деформация, наводороживание и их комплексное воздействие (деформация + наводороживание). В релаксационном спектре внутреннего трения сталей выявлены близкие по своим активационным характеристикам максимумы ВТ, возникающие при появлении в материале дефектов повреждаемости и связанные с развитием индуцированных напряжениями еи з-релаксационных эффектов типа Бордони. Общим свойством наблюдаемых эффектов является их взаимосвязь с наличием в материале дефектов повреждаемости.

2. Установлено, что в стали 40 при степенях деформации выше 6% формируются индуцированные напряжениями как е-, так и з-релаксационные эффекты типа Бордони. Получены оценки активационных характеристик релаксационных максимумов внутреннего трения: при частоте измерений «1 кГц Тпи= 321.326 К, Тте = 364.368 К, энергии активации = 58,7 ± 5 кДж/моль (0,61 ± 0,05 эВ) и = 69,4 ± 5 кДж/моль (0,72 ± 0,05 эВ). Повышение степени деформации до 18% приводит к увеличению высоты е-пика от 5 10» 4 до.

24 10'4 .Значимой зависимости высоты пика Б-р елаксации не обнаружено.

3. Исследовано развитие индуцированного напряжениями релаксационного эффекта типа Бордони в стали СтЗ после электролитического наводоро-живапия. При временах катодного наводорожввания выше 10 часов на температурных зависимостях внутреннего трения обнаружен индуцированный напряжениями пик Б-р елаксации с активационными характеристиками Т1П8 = 315.320 К, ¥-й = 56,9 ± 5 кДж/моль (0,59 ± 0,05 эВ). Повышение времени наво-дороживания до 30 часов приводит к линейно-пропорциональному росту степени релаксации, обусловленному увеличением количества водородных дефектов повреждаемости.

4. На примере стали СтЗ установлено, что комплексная обработка материала, включающая пластическую деформацию и последующее наводорожи-вание, приводит к появлению на температур но-зависим ом спектре внутреннего трения релаксационного эффекта как е-, так и б-типов. Определены актива-ционные параметры эффектов: Тпв = 323.328 К, = 59,7 ± 5 кДж/моль (0,62 ± 0,05 эВ) и Тте = 361.366 К, = 68,5 ± 5 кДж/моль (0,71 ± 0,05 эВ). С использованием металлографического анализа установлена зависимость плотности микротрещин, возникающих после перехода материала в предельное состояние, от времени наводороживания и степени предварительной пластической деформации. Методами регрессионного анализа установлена взаимосвязь между степенью релаксации би е-максимумов и режимами предварительной обработки.

5. Проведены исследования микроструктуры, механических свойств и параметров тонкой структуры трубных сталей 17Г1С, 17ГС, 19 Г после различных сроков эксплуатации. Получены данные о кинетике развития дефектов водородной повреждаемости в сталях в зависимости от срока службы.

6. Установлено, что наводороживание в процессе эксплуатации трубных сталей приводит к формированию на температурно-зависимом спектре внутреннего трения релаксационных максимумов би е-типов с активационными параметрами (Г" 1 кГц): Тт5= 318.323 К, Ш, = 58,7 ± 5 кДж/моль (0,61 ± 0,05 эВ) и Тте = 363.368 К, = 68,4 ± 5 кДж/моль (0,71 ± 0,05 эВ), свидетельствующих о наличии в материале дефектов повреждаемости. Получены регрессионные уравнения, устанавливающие зависимость масштабов развития дефектов повреждаемости (но данным о степени релаксации би е-пиков) от уровня механических свойств и срока службы сталей. Установлена возможность прогнозирования масштабов накопления дефектов повреждаемости на основе анализа степени развития индуцированных напряжениями еи б-р елаксационных эффектов типаБордони.

Заключение

и общие выводы по работе.

В работе предложен новый подход к изучению процессов, сопровождающих переход материала в предельное состояние, и контролю наличия дефектов повреждаемости на основе анализа специфических эффектов дислокационной неупругости в зонах локализации внутренних напряжений. Разработан механизм формирования в температурном спектре внутреннего трения неупругих эффектов, основанный на процессах междислокационного взаимодействия в полях напряжений у вершин микротрещин. Проведены экспериментальные исследования, направленные на выявление специфических неупругих эффектов в Ре-С сплавах, подвергнутых различным видам внешних воздействий — деформации, наводороживанию и их комплексному воздействию, приводящих к развитию дефектов повреждаемости.

На основании полученных результатов в целом по работе сделаны следующие выводы:

1. Систематизированы представления об основных типах дефектов повреждаемости, формирующихся при переходе Бе-С сплавов в предельное состояние в результате различных видов внешних воздействий. Установлены закономерности изменения параметров дефектов повреждаемости, возникающих в низкои среднеуглеродиетых сталях при пластической деформации и наводороживании. Обоснован выбор чугуна с различной формой графитных включений в качестве модельного материала для изучения релаксационных явлений в средах с системой локальных концентраторов напряжений различной геометрии.

2. Обоснован и предложен механизм образования двойных термических перегибов на смешанных 71°-ных дислокациях в ОЦК решетке, основанный на возможности формирования двух типов несимметричных двойных перегибов с винтовой (перегибы в-типа) и смешанной (перегибы е-типа) компонентами.

Получены оценки энергий активации образования двойных термических перегибов Wns и Wne и установлено, что значения энергий Wns и Wne в ОЦК-Fe различаются на 15.20%.

3. Показано, что формирование двойных перегибов s-и e-типов должно приводить к развитию двух релаксационных эффектов по механизму Бордони. Установлено, что а-пик Бордони ОЦК-Fe (Тт^ 28 К при частоте f = 1 Гц) соответствует процессу термически активированного образования на смешанных дислокациях двойного перегиба s-типа, формирование перегибов e-типа приводит к появлению Pi-пика (Тт «32. 34 К при частоте f = 1 Гц), природа которого в литературе трактуется не точно и обычно связывается с механизмом релаксации Хасигути.

4 Рассчитана функция распределения линейной плотности дислокаций в плоских дислокационных скоплениях, расположенных в полях упругих напряжений вблизи вершин острых трещин. Получены общие выражения для суммарного числа дислокаций в плоском скоплении Nb и минимального расстояния между головными дислокациями л. Проведены оценки характерных значений параметров Nb и X для a-Fe: Nb" 20 и X & (3.4)b.

5. В приближении линейного натяжения разработан механизм дислокационной неупругости в материалах с ОЦК решеткой, обусловленный формированием sи е-перегибов на головных дислокациях плоских дислокационных скоплений, расположенных в локальных зонах концентрации напряжений вблизи вершин микротрещин. Действие механизма неупругости приводит к формированию двух индуцируемых напряжениями sи е-релаксационных максимумов типа Бордони. Рассчитаны активационные характеристики максимумов в ОЦК-Fe: для s-пика Ws = 58,8 кДж/моль и Tms = 293.303 К, для е-пика We = 71,3 кДж/моль и Tme^ 353.373 К.

6.В чугуне с пластинчатой формой графитных включений, обеспечивающих максимальную концентрацию напряжений у торцов пластин, обнаружен релаксационный максимум, обусловленный формированием на дислокациях перегибов я-типа. Определены активационные характеристики эффекта: Тт — 321.323 К, энергия активации У — 57,8 ± 5 кДж/моль (0,6 ± 0,05 эВ). Процессы, приводящие к повышению плотности дислокаций и росту внутренних напряжений, приводят к увеличению степени релаксации эффекта, что свидетельствует о ею чувствительности к развитию предельного состояния.

7. Исследованы неупругие эффекты в сталях, подвергнутых различным видам внешних воздействий, приводящих материал в предельное состояние: деформация, наводороживание и их комплексное воздействие.

В спектре внутреннего трения стали 40 при степенях деформации выше 6% формируются индуцированные напряжениями релаксационные максимумы как е-, гак и 8- типа. Получены оценки активационных характеристик релаксационных максимумов внутреннего трения: при частоте измерений { «1 кГц Тци = 321.326 К, Тте = 364.368 К, энергии активации = 58,7 ± 5 кДж/моль (0,61 ± 0,05 эВ) и ¥-е — 69,4 ± 5 кДж/моль (0,72 ± 0,05 эВ). Повышение степени деформации до 18% приводит к увеличению высоты е-пика от 5−104 до 24-И)» 4. Значимой зависимости высоты пика я-релаксации не обнаружено.

8. При временах электролитического наводороживания выше 10 часов на температурных зависимостях внутреннего трения стали СтЗ обнаружен индуцированный напряжениями пик Б-р елаксации с активационными характеристиками = 315.320 К. = 56,9 ± 5 кДж/моль (0.59 ± 0,05 эВ). Повышение времени наводороживания до 30 часов приводит к линейно-пропорциональному росту степени релаксации, обусловленному увеличением количества водородных дефектов повреждаемости.

9 Комплексная обработка низкоуглеродистой стали СтЗ, включающая пластическую деформацию и последующее наводороживание, приводит к появлению на температурно-зависимом спектре внутреннего трения релаксационного эффекта как е-, так и 8-типа. Определены активационные параметры эффектов: 323.328 К, = 59,7 ± 5 кДж/моль (0,62 ± 0,05 эВ) и Тте = 361.366 К. = 68,5 ± 5 кДж/моль (0.71 ± 0,05 эВ). Методами регрессионного анализа установлена зависимость степени релаксации 8- и е-максимумов и плотности микротрещин от времени наводороживания и величины предварительной пластической деформации.

10. Получены данные о кинетике изменения микроструктуры, механических свойств, параметров тонкой структуры и характеристик дефектов водородной повреждаемости в трубных сталях 17Г1С, 17ГС, 19 Г в зависимости от срока эксплуатации. Установлено, что наводороживание трубных сталей в процессе эксплуатации приводит к формированию на температурно-зависимом спектре внутреннего трения релаксационных максимумов и е-типов с активационными параметрами (1'" 1 кГц): ТШ!5= 318.323 К, = 58,7 ± 5 кДж/моль (0,61 ± 0,05 эВ) и Тше = 363.368 К, Уе — 68,4 ± 5 кДж/моль (0,71 ± 0,05 эВ), свидетельствующих о наличии в материале дефектов повреждаемости. Получены регрессионные уравнения, устанавливающие зависимость масштабов развития дефектов повреждаемости (по данным о степени релаксации и е-пиков) от уровня механических свойств и срока службы сталей. Обоснована возможность прогнозирования масштабов накопления дефектов повреждаемости при переходе сталей в предельное состояние на основе анализа степени развития индуцированных напряжениями еи? з-релаксационных эффектов типа Бордони.

Показать весь текст

Список литературы

  1. B.C., Сергеев H.H., Петрушин Г. Д. Механизм рассеяния энергии колебаний, обусловленный подвижностью микротрещин в твердых телах / В кн.: Внутреннее трение в металлах, полупроводниках, диэлектриках и ферромагнетиках. М.: Наука, 1978. С. 97−102.
  2. Г. В. Основы учения о коррозии и защите металлов. М.: Метал-лургиздат, 1946. 464 с.
  3. H.H., Щербединский В. Г. Радиционная и ультразвуковая дефектоскопия. М.: Высшая шк, 1979. 56 с.
  4. Р.Г., Ханнанов Ш. Х. Равновесные распределения дислокаций в пересекающихся скоплениях и в скоплениях, тормозящихся границей скольжения /УФММ. 1973. — Т. 35. — Вып. 2. — С. 647 — 649.
  5. A.A., Дубинская В. Г., Еременко Н. Д. О растворимости водорода в деформированной стали //МИТОМ. 1987. — Ш1. — С. 24−27.
  6. М.А., Любченко А. П., Аксенова С. И. и др. Фрактография средство диагностики разрушенных деталей. — М.: Машиностроение, 1987. — 160 с.
  7. Н.И., Кодес Е. С., Кошелева В. Ю. и др. Влияние водорода на внутреннее трение кремнистого железа//ФХОМ. 1978. № 2. С. 166−169.
  8. М., Клемм X. Способы металлографического травления. М.: Металлургия, 1988. 400 с.
  9. Бело глаз о в С. М. Наводороживание стали при электрохимических процессах. Л.: йзд-во Лепиогр. ун-та, 1975. 412 с.
  10. И. Белокур И.1Х Дефектология и неразрушающий контроль. К.: Выща шк., 1990. — 207 с.
  11. Г. Й., Губенко С. И. Неметаллические включения и качество стали. Киев: Технка, 1980. 176 с.
  12. ВН., Петров А. И., Буренков Ю. А. и др. Влияние пористости на эффективный модуль упругости металлов // ФММ. 1989. ~ Т.67. № 3. -С. 564−569.
  13. М.С., Головин И. С., Головин С. А. и др. Механическая спектроскопия металлических материалов. М.: МЙА, 1994. 256 с.
  14. А.М., Гецов Л. Б. Релаксация напряжений в металлах и сплавах. М.: Металлургия, 1978. 256 с.
  15. H.A., Моцкайтис Й. И., Навасайтнсй.И. Исследование внутреннего трения и модулей упругости серого чугуна// В кн.: Механизмы релаксационных явлений в твердых телах. Каунас: КПН, 1974. — С. 135−138.
  16. Взаимодействие дислокаций с неметаллическими включениями в литой стали / Волчок Й. П., Шульте Ю. А., Паскаль Ю. И., Пинчук E.H., Паскаль A.C. // Изв. ЛИ СССР. Металлы. 1975. № 2. С. 106−111.
  17. В.И. Вычисление энергии активации образования микротрещины //ФТТ. 1970. Т. 12. № 6. С. 1594 1596.
  18. В.И. Физическая природа разрушения металлов. М.: Металлургия, 1984. 280 с.
  19. В.И., Орлов, А Н. Энергия активации зарождения микротрещины в голове плоского скопления дислокаций //ФТТ. 1969. — Т. 11. -№ 2. — С. 370 378.
  20. В.И., Ханнанов Ш. Х. Пересекающиеся скопления краевых дислокаций //ФТТ. 1970. Т. 12. № 3. — С. 856 — 859.
  21. Й.П. Анализ разрушения литой стали и чугуна с позиций синергетики //Металлы. 1992. № 2. С. 57−63.
  22. И.П. Сопротивление разрушению стали и чугуна. М.: Металлургия, 1993. 192 с.
  23. .И. Ультразвуковая дефектоскопия. М.: Металлургия, 1985. 256 с.
  24. П.В., Рябов P.A., Кодес Е. С. Водород и несовершенства структуры металлов. М.: Металлургия, 1979. — 221 с.
  25. Г 'ерасимов В.В., Монахов A.C. Материалы ядерной энергетики. М.: Атомиздат, 1973. — 336 с.
  26. Е.Э., Миндукшев Е. В., Морозов В. П. Кинетика роста микротрещин при насыщений водородом a-Fe с примесями фосфора, серы и углерода /7 ФХММ. 1984. — № 3. — С. 32−39.
  27. Е.Э., Миндукшев Е. В., Морозов В. П. Зарождение микротрещин при насыщении водородом a Fe с примесями фосфора, серы и углерода —/ ФММ. -1985. — Т. 59. — № 5. — С. 1018−1025.
  28. С.А. Внутреннее трение в упрочненных металлах и сплавах с О ЦК-решеткой / В кн.: Вопросы металловедения и физики металлов. Тула: ТПЙ, 19?5. — С. 34−49.
  29. С.А., Агеев B.C., Сергеев H.H., Левин Д. М. Изучение подвижности микротрещин в конструкционной стали при длительных испытаниях в водородосодержащих средах // ФХММ. 1975. — Т.П. — № 6. — С. 24−27.
  30. С. С., Расторгуев Л. Н., С каков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. М.: Металлургия, 1970. — 366 с.
  31. В.М., Терентьев В. Ф. Структура и усталостное разрушение металлов. М: Металлургия, 1980. — 208 С.
  32. ГОСТ 1497–84 (CT СЭВ 471−77). Металлы. Методы испытаний на растяжение. М.: йзд-во стандартов, 1985.
  33. ГОСТ 1778–70. Сталь. Металлографические методы определения неметаллических включений. М.: йзд-во стандартов, 1990.
  34. ГОСТ 27.002.-89. Надежность в технике. Основные понятия. Термины и определения. М.: йзд-во стандартов. — 1989.
  35. ГОСТ 5639 -82 (CT СЭВ 1959−79). Стали и сплавы. Методы выявления и определена" величины зерна. М.: Изд-во стандартов, 1988.
  36. ГОСТ 5640–68. Сталь. Металлографический метод оценки микроструктуры листов и ленты. М.: Изд-во стандартов, 1988.
  37. ГОСТ 25 156–82. Металлы. Динамический метод определения характеристик упругости. Введен 02.03.82 г.
  38. И.Г. Дискретные явления в механике разрушения с позиции синергетики // В кн.: Синергетика н усталостное разрушение металлов. М., 1989. С. 191−199.
  39. Л.И., Саррак В. Н., Филлипов Г. А. Процесс зарождения трещины при замедленном разрушении стали в условиях насыщения водородом /У ФММ. 1985. Т.59. № 5. С-. 996−1004.
  40. Гуляев A. FL Пластическая деформация за пределом прочности // МИТОМ. 1996. № 12. С. 20−22.
  41. До цепко В.И., Ландау А. И., Пустовалов В. В. Современные проблемынизкотемпературной пластичности материалов. Киев: Наукова думка, 1987. -1 к л1. I Ki.
  42. . М., Бирфельд a.a. Влияние пластической деформации на модуль Юнга чугуна//Изв. АН СССР. Металлы. 1988. — № 1. — С. 112−113.
  43. .М., Бирфельд A.A. Влияние силового воздействия на модуль Юнга чугуна//Изв. ВУЗов. Черная металлургия. 1988. — № 12. С. 64−67.
  44. .М., Замятин К).И., Виноградов В. Е. и др. Влияние пластической деформации на модуль Юнга металлов // ФХОМ. 1988. № 4. С. 1271 з 1
  45. А.К. Синергетический подход к теории процесса зарождения микротрещин // Пробл. сниерг.: Тез. Докл. Научи.-техн. конференции. -Уфа, 1989. С. 4.
  46. Р.В. Влияние м икр о пластической деформации на формирование свойств низкоуглероднстых автолнстовых сталей // Дис.. канд. техн. наук. Тула, 1997. 212 с.
  47. С.Н. Дилатонный механизм прочности твердых тел // ФТТ. -1983. Т.25. № 10. С. 3110−3122.
  48. B.C. Механика и синергетика усталостного разрушения // ФХММ. 1986. — № 1. — С. 62−68.
  49. B.C. Синергетическая модель разрушения металлов и сплавов, но механизму отрыва (тип 1) // ФХММ. 1988. — Т.24 — № 4. — С.52−56.
  50. B.C., Терентьев В. Ф. Природа усталости металлов. М.: Металлургия, 1975. 456 с.
  51. Г. М. Раскисление стали и модифицирование неметаллических включений. М.: Металлургия, 1981. 160 с.
  52. Г. В. Прочность стали в коррозионной среде. М.: Машгиз, 1963. 188 с.
  53. Г. В., Крипякевич Р. И. Влияние водорода на свойства стали. -М.: Металлургия, 1962. 197 с.
  54. Г. В., Литвин А. К., Ткачев В. И., Сошко А. И. Коррозионное растрескивание сталей /У ФХММ. 1973. Т.9. № 4. — С.6−12.
  55. В.В., Суворов А. Л., Трушина Ю. В. Процессы радиационного дефектообразования в металлах. М.: Энергоатомиздат, 1985. — 272 с.
  56. .А. Водородная хрупкость металлов. М.: Металлургия, 1985.216 с.
  57. Дж. Повреждение материалов в конструкциях. Анализ, предсказание, предотвращение: Пер. с англ. М.: Мир, 1984. •- 624 с.
  58. В.Л. Напряжения. Деформация, разрушение. М.: Металлургия, 1970. 230 с.
  59. КотоваИ.С., Розенберг В. М., Стрельцов Ф. Н., Дзенеладзе Ш. И. // ФММ.1974. Т. 38. № 4. С. 858−863.
  60. М.Л., Головин С. А. Внутреннее трение и структура металлов.
  61. М.: Металлургия, 1976. 376 с.
  62. В.И., Соколова M.JI., Лунева C.B. Развитие повреждаемости в металлических материалах //МИТОМ. 1995. — № 4. — С. 2−6.
  63. В.М., Стеклов О .И., Климов М. И., Холзаков Н. В. К прогнозированию развития расслоений в конструкциях при наводороживании // ФХММ. 1988. Т. 24. — № 1. — С. 98−100.
  64. В.М. Развитие дискообразного расслоения в стальном листе под действием растяжения и наводороживания // ФХММ. 1985. — № 5. -С. 100−105.
  65. Д.М., Чуканов А. Н., Муравлева Л. В. Влияние внутренних напряжений на эффекты неупругой релаксации в трубных сталях il Тез докл. IX Международной конференции «Взаимодействие дефектов н неупругие явления в твердых телах». Тула. 1997. С. 87.
  66. Д.М., Чуканов А. Н., Муравлева Л. В. Исследование повреждаемости трубных сталей по эффектам неупругой релаксации // Вестник Тамбовского университета. Тамбов 1998. Т. 3. — Вып.З. — С.315−318.
  67. В.И., Ребиндер ПЛ., Карпенко Г. В. Влияние поверхностно-активной среды на процессы деформации металлов. М.: Изд-во АН СССР, 1954. 208 с.
  68. Э. Влияние водорода на внутреннее трение железа и сталей // ФХММ. 1973. — Т.9. — № 6. — С. 26−32.
  69. Макс и мчу к В. П. //ФХММ. 1976. — Т. 12. — № 5. — С. 16−20.
  70. М.А. Магнитный контроль механических свойств сталей. -Минск: Наука и техника, 1980. 184 с.
  71. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях. // Справ, изд. / Блаитер М. С., Пигузов Ю. В., Ашмарин Г. М. и др. М.: Металлургия, 1991. 248 с.
  72. Ю.Я. Физические основы разрушения стальных конструкций. -Киев: Наук, думка, 1981. 240 с.
  73. МИ 1699−87. Определение и оценка достоверности данных по внутреннему рассеянию энергии (демпфирующей способности) металлов и сплавов // Левин Д. М., Гончаренко Й. А., Головин С. А. и др. М.: Госстандарт, 1988. -13 с.
  74. П.Г., Нешпор Г. С., Кудряшов В. Г. Кинетика разрушения. М.: Металлургия, 1979. — 279 с.
  75. А.FC., Бережницкая М. Ф., Свист Е. И. Влияние холодной прокатки стали на ее водородную проницаемость // ФХММ. 1973. Т.9. — № 6. -С. 100−101.
  76. Л.С., Чечулин Б. Б. Водородная хрупкость металлов. М.: Металлургия, 1967. 255 с.
  77. А.Н. Водород и азот в стали. М.: Металлургия, 1968.1. ТО} «
  78. И.И. Термодинамические аспекты пластического деформирования и разрушения металлов /У Физико-механические и теплофизические свойства металлов: Сб. паучн. тр. /(ИМеТ). М.: Наука, 1976. С.170−179.
  79. Й.А., Либеров К).П. Развитие повреждаемости в никеле при статическом растяжении // Изв. АН СССР. Металлургия и топливо. 1962. — № 6.г 1 ¦> IIA- V.'. 1 ?, J «I J> U .
  80. Ott К.Ф., Сурков Ю. П., Рыбалко В. Г. О некоторых особенностях эксплуатационного разрушения трубных сталей // ФММ. 1992. — № 5. — С. 106 112.
  81. В.Е. Новая область физики твердого тела // Изв. Вузов. Физика. -1987. № 6. С. 3−9.
  82. A.M. Структура, прочность и радиационная повреждаемость коррозионностойких сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1988. 656 с.
  83. В.А. Термофлуктационная модель зарождения трещины // ФТТ.1983. Т.25. № 10. — С. 3124−3126.
  84. Г. Д. Температурные зависимости внутреннего трения и модуля Юнга чугуна//В кн.: Вопросы металловедения и физики металлов. Тула: ТПИ, 1975. — С. 98−100.
  85. Г. С., Лебедев A.A. Деформирование и прочность материалов при сложном напряженном состоянии. Киев: Наук, думка, 1976. — 415 с.
  86. В.И. Коррозионная усталость металлов. М.: Металлургия, 1985. 207 с.
  87. Ю.Н. Механика деформируемого твердого тела. М.: Наука, 1979. 744 с.
  88. .М., Рыбакова Л. М. Об остаточной деформации, получаемой при одноосном растяжепии //Машиноведение. 1969. — № 5. -- С. 51−60.
  89. О.Н., Андрусив Б. Н., Барсукевич В. И. Трещинообразование при усталости металлов // ФХММ. 1988. — Т. 24. — № 1. — С. 3−13.
  90. О.Н., Деев. H.A., Сорокивский И. С. О связи некоторых механических характеристик кратковременных испытаний с пределом усталости закаленных сталей /У ФХММ. 1973. № 3. ~ С. 54−59.
  91. Ю.И., Соколов Р. П., Малышев Ж. Н. и др. Влияние неметаллических включений на водородное расслоение низколегированных сталей /У ФХММ. 1988. Т. 24. № 3. С. 47−51.
  92. Рыбакова JIM. Механические свойства и деструкция пластически деформированного металла//Вестник машиностроения. 1993. — № 8. — С. 3237.
  93. В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов.
  94. М.: Металлургия, 1986. •¦- 224 с.
  95. A.B. Коррозионно-у сталостпая прочность стали. М.: Маш-гиз, 1953. 179 с.
  96. Э.А., Светличкин А. Ф., Разрушение стали на различных стадиях водородного охрупчивания //МИТОМ. 1980. — № 12. — С. 19−21.
  97. H.H. Механические свойства и внутреннее трение высокопрочных сталей в коррозионных средах // Дис. докт. техн. наук. Самара, 1996. 463 с.
  98. Дж. Коррозионное растрескивание / В кн.: Механика разрушения. М.: Мир, 1979. С. 83−108.
  99. В.А., Песчанская H.H., Шпейзман В. В. Прочность и релаксационные явления в твердых телах. Л.: Наука, 1984. 246 с.
  100. Стро, А Н. Зарождение трещин в ОЦК металлах //Атомный механизм разрушения. М.: ИЛ. — 1963. — С. 118 143.
  101. Ю.П., Рыбалко В. Г., Павлов М. Ю., Сычева Т. С. Зарождение трещин при коррозионном растрескивании газопроводов // ФММ. 1994. — Т. 78. — № 5. — С. 147−151.
  102. Ю.П., Соколова О. М., Рыбалко В. Г., Малкова Л. Ф. Анализ причин разрушения и механизмов повреждаемости магистрального газопровода из стали 17ГС //ФХММ. 1989. Т. 25. № 5. — С.96−100.
  103. А. Водородная хрупкость сплавов железа / В кн.: Разрушение твердых тел. М.: Металлургия, 1967. С. 463−498.
  104. А. Пластическая деформация у вершины движущейся трещины /В кн.: Разрушение твердых тел. М.: Металлургия, 1967. — С. 261−301.
  105. Т.В., Ботвина Л. Р., Крупнин С. А. Закономерность повреждаемости низколегированных сталей в коррозионно-активных сероводородо-содержащих средах // ФХММ. 1990. Т. 26. № 2. — С. 27−33.
  106. И.В., Агеев B.C., Головин С. А. и др. Механизмы рассеяния энергии в упрочненных сплавах /У В кн.: Механизмы внутреннего трения в твердых телах. М.: Наука, 1976. С. 112−116.
  107. И.М., Суворова С. О., Башнин Ю. А. Влияние водорода на температуру начала мартенситного превращения сплава 40Н25/У В кн.: Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства металлов. Тула. 1984. С. 98−100.
  108. Н.Д. Теория коррозии и защиты металлов. М.: Изд-во АН СССР, 1959. — 592 с.
  109. М. Дефекты и радиационные повреждения в металлах: Пер. с англ. М.: Мир, 1971. 364 с.
  110. В.Т. Усталость и неупругость металлов. Киев: Наук, думка, 1971. — 268 с.
  111. Я.С., Скаков Ю. А., Иванов А. Н., Расторгуев Л. Н. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М.: Металлургия, 1982. 632 с.
  112. В.В. Эргодинаника и синергетика деформируемых тел // ФХММ. 1988. Т.24. № 1. С. 32−36.
  113. B.C., Василенко И. И., Гайдаренко И. Е. // ФХММ. 1972. -Т.8. — № 3. — С. 105−107.
  114. В.М. Физика разрушения. М.: Металлургия, 1970. — 276 с.
  115. И.Н., Воронов Ф. Ф., Бакута С. А. Упругие постоянные и модули упругости металлов и неметаллов. Киев: Hay ко в, а Думка, 1982. -288 с.
  116. . Дислокации. М.: Мир, 1967. — 743 с.
  117. ФудзитаФ. Окисление и дислокационный механизм образования усталостных трещин / В кн.: Разрушение твердых тел. М.: Металлургия, 1967. -С. 450−462.
  118. Г. Синергетика. Иерархия неустойчивости в самоорганизующихся системах и устройствах. М.: Мир, 1985. — 419 с.
  119. Ш. Х. Пересекающиеся скопления дислокаций в неоднородном поле напряжений // ФММ. -1974. Т. 37. — вып. 4.- С. 885 — 888.
  120. Р.В. Деформация и механика разрушения конструкционных материалов. М.: Металлургия, 1989. 576 с.
  121. Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. — 600 с.
  122. Ю.Д., Храпов А. Л., Щекурская Л. В. О температурной зависимости модуля упругости и внутреннего трения чугуна//Изв. ВУЗов. Черная металлургия. 1971. № 10. С. 119−122.
  123. А.Н., Мухина Е. Б., Муравлева Л. В. Внутреннее трение сильно деформированных сталей //Тез докл. IX Международной конференции «Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах». Тула. 1997. — С. 68.
  124. В.В., Отблеск Б. Е. Внутреннее трение как фактор износостойкости трибосистемы / В сб. научи, труд. Киевского ин-га гражд. Авиации, 1971. вып. 2. С. 68−73.
  125. Ю.Р. Коррозия и окисление металлов: Пер. с англ. М.: Маш-гиз, 1962. 856 с.
  126. Электронно-микроскопическая фрактография: Альбом / Под ред. Л. М. Утевского. М.: Металлургия, 1973. — 44 с.
  127. Дж. Континуальная теория дислокаций. М.: ЙЛ. — 1963. -204 с.
  128. В.И., Рубенчик Ю. И., Окенко О. П. Неметаллические включения и свойства стали. М.: Металлургия, 1981. 189 с.
  129. Astie P. Dislocation relaxation peaks in high purity iron and substitutional alloys //Internal friction in solids. Proc. Summer School on Internal Friction in Solids, Cracow, Poland, June 14 17, 1984. — Cracow, 1984. — P. 43 — 87.
  130. Blackburn V.J., Smyrl W.H., Freeney J.F. Stress Corrosion Cracking in High Strength Steels and in Titanium and Aluminum Alloys / Ed. B.F. Brown, NRL.
  131. , D.C., 1972. P. 245.
  132. Chou Y.T., Garofalo Т., Whithmore R.W. Interactions between glide dislocations in a double pile-up in a-iron //Acta Met. 1960. — V. 8. — № 7. — P. 480 -488.
  133. Christman Т.К. Relationships between pitting, stress, and stress corrosion cracking of line pipe steels // Corrosion. 1990. — 46. — № 6. — P. 450−453.
  134. Cottrell A.H. Theory of brittle fracture in steel and similar metals //Trans. Metallurg. Soc. AIME. 1958. V. 212. — № 2. — P. 192 — 203.
  135. De Hosson J. Computer simulation study of the entropy of a/2 <111>{110} edge dislocation in BCC iron // Scripta Metallurgies 1978. — V. 12. — № 5. — P. 413 416.
  136. De Hosson J. On the vibrational entropy of a/2 <111>{110} edge dislocation in BCC iron /7 Physica Status Solidi. 1978. — V. В 87. — № 1. — P. 151 — 161.
  137. Fundamental Aspect of Stress Corrosion Cracking / Ed. R.W. Staehle, A.J. Forty, D. van Rooyen, Houston. NACE. — 1969.
  138. Harada Y., HasegawaM. Internal friction of iron cathodicaily chargedwith hydrogen. Tetsu to hagane //J. Iron and Steell Inst. Jap. 1975. — V. 61. — № 2. — P. 251−254.
  139. Haumann W., Coch F.O. Effects on the behavior of HFI welded pipes for sour service //Proc. 3 rd Intern. Conf. 1986. 25. № 5. P.68.
  140. Irvin G.R. Analysis of Stresses and Strains Near the End of a Crack Traversing a Plate //Journ. Appi. Mech., Transact. ASME. 1957. — V. 24. — l2. — P. 361 — 374.
  141. Jino M. Spreading of hydrogen induced cracking in steel pipelines //Tatsu to hagana / Iron and Steel Institute (Japan). 1978. — 64. — № 10.- P. 1578−1587.
  142. Kacanda S. Zmeszeniowe pekanie metali. Warszavva: Wydawnictwo nau-kowo-techniczne, 1985. 496 s.
  143. Kauzmann W. Flow of solid metals from the standpoint of the chemical-rate theory // Trans. AIME. 1941. — V. 143. — P. 57−83.
  144. M agalas L.B. Internal friction in deformed iron il Internal friction in solids. Proc. Summer School on Internal Friction in Solids, Cracow, Poland, June 14 17, 1984. Cracow, 1984. P. 89 130.
  145. Mears R.B., Brown R.H., Dix E.H., Symposium on Stress Corrosion Cracking of Metals, ASTM / AIME, Philadelphia. 1944. — P. 323.
  146. Miodownik A.R., Achar B.S. The interaction of hydrogen and dislocation in iron and iron-nickel alloys / L Hydrogene dans les metaux, 1. // Congr. Int. -Paris. 1972. S. 84.
  147. Mott N.F. A theory of work-hardening of metals. II. Flow without slip lines, recowery and creep. //Philos. Mag. 1953. — V. 44. ~ № 354. — P. 742 765.
  148. Parkins R.N. The Theory of Stress Corrosion Cracking in Alloys / Ed. J.C. Scully, NATO. Brussels, 1971. P. 167.
  149. Physical Metallu rgy of Stress Corrosion Fracture / Ed. l.N. Rhodin, Interscience. New York, 1956. 218 p.
  150. Pugh E.N. The Theory of Stress Corrosion Cracking in Alloys / Ed. J.C. Scully, NATO. Brussels, 1971. P. 418.
  151. H., Schmidtmann E., Kettler H. // Archiv Eisenhutten. 1960. -Bd. 31. № 11. — S. 659−669.
  152. Stress Corrosion Cracking and Hydrogen Embrittlement / Ed. W.D. Robertson. Wiley. New York. 1956. 381 p.
  153. Symposium on Stress Corrosion Cracking of Metals. ASTM / AIME. Philadelphia. 1944. 220 p.
  154. Tetelman A.S., Robertson W.D. A mechanism of hydrogen embrittlement observed in iron-silicon single crystals //Trans. Metallurg. Soc. AIME. 1962. — V. 224. — № 4. — P. 775 — 783.
  155. Teutonico L.J., Granato A.V., Lucke K. Theory of the thermal breakaway of a pinning dislocation line with application to damping phenomena /7 Journ. of Applied Physics. 1964. V. 35. — № 1. — P. 220 — 234.
  156. The Theory of Stress Corrosion Cracking in Alloys / Ed. J.C. Scully, NATO. Brussels, 1971.- 332 p.
  157. Troiano A.R. The role of hydrogen and other interstitials in the mehanikal behavior of Metals //Journ. of Applied Physics. 1960. — V. 52. — P. 54−80.
Заполнить форму текущей работой

Пора сдавать?