Механизмы влияния пластической деформации и наводороживания на релаксационные явления в Fe-C сплавах тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Муравлева, Людмила Владиславовна

• Муравлева, Людмила Владиславовна
• кандидат технических наук
• 1998

Оглавление диссертации кандидат технических наук Муравлева, Людмила Владиславовна

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

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

ЗАКЛЮЧЕНИЕ И ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Механизмы влияния пластической деформации и наводороживания на релаксационные явления в Fe-C сплавах»

ВВЕДЕНИЕ

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 е- и 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 19Г 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 использо-

ванных 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 образо-

вания 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 е- и 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, возникаю-

щих после перехода материала в предельное состояние, от времени наводоро-живания и степени предварительной пластической деформации. Методами регрессионного анализа установлена взаимосвязь между степенью релаксации б- и 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 нефте- и газопроводов.

Проведены исследования микроструктуры, механических свойств и параметров тонкой структуры трубных сталей 17Г1С, 17ГС, 19Г 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 е- и 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 б- и е-пиков) от уровня механических свойств и срока службы сталей. Установлена возможность прогнозирования масштабов накопления дефектов повреждаемости на основе анализа степени развития индуцированных напряжениями е- и Б-релаксационных 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.

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Муравлева, Людмила Владиславовна

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 е- и 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-релаксации 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-релаксации 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 б- и е-максимумов и режимами предварительной обработки.

5. Проведены исследования микроструктуры, механических свойств и параметров тонкой структуры трубных сталей 17Г1С, 17ГС, 19Г 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 б- и 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 б- и е-пиков) от уровня механических свойств и срока службы сталей. Установлена возможность прогнозирования масштабов накопления дефектов повреждаемости на основе анализа степени развития индуцированных напряжениями е- и б-релаксационных 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 низко- и 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 s- и 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 s- и 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-релаксации 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, 19Г 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 е- и ¡з-релаксационных эффектов типа Бордони.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Муравлева, Людмила Владиславовна, 1998 год

Список литературы

1. Агеев B.C., Постников В.А., Сергеев H.H. Внутреннее трение в высокопрочных арматурных сталях, подвергнутых испытаниям на релаксационную стойкость и длительную прочность в коррозионных средах / В кн.: Вопросы металловедения и физики металлов. - Тула: ТПИ, 1974. - С. 73-80.

2. Агеев 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.

3. Акимов Г.В. Основы учения о коррозии и защите металлов. - М.: Метал-лургиздат, 1946. 464 с.

4. Алешин H.H., Щербединский В.Г. Радиционная и ультразвуковая дефектоскопия. М. : Высшая шк, 1979. - 56 с.

5. Алтынбаев 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.

6. Астафьев A.A., Дубинская В.Г., Еременко Н.Д. О растворимости водорода в деформированной стали //МИТОМ. - 1987. - Ш1. - С. 24-27.

7. Балтер М.А., Любченко А.П., Аксенова С.И. и др. Фрактография - средство диагностики разрушенных деталей. - М.: Машиностроение, 1987. - 160 с.

8. Бармин Н.И., Кодес Е.С., Кошелева В.Ю. и др. Влияние водорода на внутреннее трение кремнистого железа//ФХОМ. 1978. №2. - С. 166-169.

9. Беккерт М., Клемм X. Способы металлографического травления. - М.: Металлургия, 1988. 400 с.

10. Бело глаз о в С.М. Наводороживание стали при электрохимических процессах. Л.: йзд-во Лепиогр. ун-та, 1975. 412 с.

И. Белокур И.1Х Дефектология и неразрушающий контроль. - К. : Выща шк., 1990. - 207 с.

12. Бельченко Г.Й., Губенко С.И. Неметаллические включения и качество стали. Киев: Технка, 1980. 176 с.

13. Бетехтии ВН., Петров А.И., Буренков Ю.А. и др. Влияние пористости на эффективный модуль упругости металлов // ФММ. 1989. ~ Т.67. - №3. -С. 564-569.

14. Блантер М.С., Головин И.С., Головин С.А. и др. Механическая спектроскопия металлических материалов. М.: МЙА, 1994. - 256 с.

15. Борздыка А.М., Гецов Л.Б. Релаксация напряжений в металлах и сплавах. М.: Металлургия, 1978. - 256 с.

16. Буткевичус 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.

17. 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.

18. Владимиров В.И. Вычисление энергии активации образования микротрещины //ФТТ. 1970. Т. 12. №6. С. 1594 - 1596.

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

20. Владимиров В.И., Орлов А Н. Энергия активации зарождения микротрещины в голове плоского скопления дислокаций //ФТТ. - 1969. - Т. 11. -№2. - С. 370 378.

21. Владимиров В.И., Ханнанов Ш.Х. Пересекающиеся скопления краевых дислокаций //ФТТ. 1970. Т. 12. - №3. - С. 856 - 859.

22. Волчок Й.П. Анализ разрушения литой стали и чугуна с позиций синергетики //Металлы. 1992. №2. - С. 57-63.

23. Волчок И.П. Сопротивление разрушению стали и чугуна. - М.: Металлургия, 1993. 192 с.

24. Выборное Б.И. Ультразвуковая дефектоскопия. М.: Металлургия, 1985. - 256 с.

25. Гельд П.В., Рябов P.A., Кодес Е.С. Водород и несовершенства структуры металлов. - М.: Металлургия, 1979. - 221 с.

26. Г 'ерасимов В.В., Монахов A.C. Материалы ядерной энергетики. - М.: Атомиздат, 1973. - 336 с.

27. Гликмап 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.

28. Гликман 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.

29. Головин 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.

30. Головин 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.

31. Горелик С. С., Расторгуев Л.Н., С каков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. - М.: Металлургия, 1970. - 366 с.

32. Горицкий В.М., Терентьев В.Ф. Структура и усталостное разрушение металлов. - М : Металлургия, 1980. - 208 С.

33. ГОСТ 1497-84 (CT СЭВ 471-77). Металлы. Методы испытаний на растяжение. - М.: йзд-во стандартов, 1985.

34. ГОСТ 1778-70. Сталь. Металлографические методы определения неметаллических включений. - М.: йзд-во стандартов, 1990.

35. ГОСТ 27.002.-89. Надежность в технике. Основные понятия. Термины и определения. - М.: йзд-во стандартов. - 1989.

36. ГОСТ 5639 -82 (CT СЭВ 1959-79). Стали и сплавы. Методы выявления и определена» величины зерна. М.: Изд-во стандартов, 1988.

37. ГОСТ 5640-68. Сталь. Металлографический метод оценки микроструктуры листов и ленты. - М.: Изд-во стандартов, 1988.

38. ГОСТ 25156-82. Металлы. Динамический метод определения характеристик упругости. - Введен 02.03.82 г.

39. Грабар И.Г. Дискретные явления в механике разрушения с позиции синергетики // В кн.: Синергетика н усталостное разрушение металлов. - М., 1989. С. 191-199.

40. Грибанова 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.

41. Гуляев A.FL Пластическая деформация за пределом прочности // МИТОМ. 1996. №12. - С. 20-22.

42. До цепко В.И., Ландау А.И., Пустовалов В.В. Современные проблемы

низкотемпературной пластичности материалов. - Киев: Наукова думка, 1987. -1 к л

IUI Ki.

43. Драпкин Б. М., Бирфельд a.a. Влияние пластической деформации на модуль Юнга чугуна//Изв. АН СССР. Металлы. - 1988. - №1. - С. 112-113.

44. Драпкин Б.М., Бирфельд A.A. Влияние силового воздействия на модуль Юнга чугуна//Изв. ВУЗов. Черная металлургия. - 1988. - №12. С. 64-67.

45. Драпкин Б.М., Замятин К).И., Виноградов В.Е. и др. Влияние пластической деформации на модуль Юнга металлов // ФХОМ. - 1988. №4. С. 1271 з 1

46. Емалптдинов А.К. Синергетический подход к теории процесса зарождения микротрещин // Пробл. сниерг.: Тез. Докл. Научи.-техн. конференции. -Уфа, 1989. С.4.

47. Жарков Р.В. Влияние м икр о пластической деформации на формирование свойств низкоуглероднстых автолнстовых сталей // Дис. ... канд. техн. наук. Тула, 1997. 212 с.

48. Журков С.Н. Дилатонный механизм прочности твердых тел // ФТТ. -1983. Т.25. №10. С. 3110-3122.

49. Иванова B.C. Механика и синергетика усталостного разрушения // ФХММ. - 1986. - №1. - С. 62-68.

50. Иванова B.C. Синергетическая модель разрушения металлов и сплавов но механизму отрыва (тип 1) // ФХММ. - 1988. - Т.24 - №4. - С.52-56.

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

52. Ицкович Г.М. Раскисление стали и модифицирование неметаллических включений. М.: Металлургия, 1981. 160 с.

53. Карпенко Г.В. Прочность стали в коррозионной среде. - М.: Машгиз, 1963. 188 с.

54. Карпенко Г.В., Крипякевич Р.И. Влияние водорода на свойства стали. -М.: Металлургия, 1962. 197 с.

55. Карпенко Г.В., Литвин А.К., Ткачев В.И., Сошко А.И. Коррозионное растрескивание сталей /У ФХММ. 1973. Т.9. - №4. - С.6-12.

56. Кирсанов В.В., Суворов А.Л., Трушина Ю.В. Процессы радиационного дефектообразования в металлах. - М.: Энергоатомиздат, 1985. - 272 с.

57. Колачев Б.А. Водородная хрупкость металлов. - М.: Металлургия, 1985.

216 с.

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

59. Колмогоров В.Л. Напряжения. Деформация, разрушение. - М.: Металлургия, 1970. 230 с.

60. КотоваИ.С., Розенберг В.М., Стрельцов Ф.Н., Дзенеладзе Ш.И. // ФММ.

1974. Т. 38. - №4. С. 858-863.

61. Коттерилл П. Водородная хрупкость металлов. - М.: Государственное научпо-техничнское издательство литературы по черной и цветной металлургии, 1963. 120 с.

62. Криштал М.Л., Головин С.А. Внутреннее трение и структура металлов.

М.: Металлургия, 1976. 376 с.

63. Кумаиин В.И., Соколова M.JI., Лунева C.B. Развитие повреждаемости в металлических материалах //МИТОМ. - 1995. - №4. - С. 2-6.

64. Кушиаренко 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.

65. Кушиаренко В.М. Развитие дискообразного расслоения в стальном листе под действием растяжения и наводороживания // ФХММ. - 1985. - № 5. -С. 100-105.

66. Левин 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.

67. Левин Д.М., Чуканов А.Н., Муравлева Л.В. Влияние условий эксплуатации на спектр микронапряжений и внутреннее трение в трубных сталях /У Тез. докл. V Международной конференции «Актуальные проблемы материаловедения в металлургии». Новокузнецк. - 1997. - С. 19.

68. Левин 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.

69. Лихтман В.И., Ребиндер ПЛ., Карпенко Г.В. Влияние поверхностно-активной среды на процессы деформации металлов. - М.: Изд-во АН СССР, 1954. 208 с.

70. Лунарска Э. Влияние водорода на внутреннее трение железа и сталей // ФХММ. - 1973. - Т.9. - №6. - С. 26-32.

71. Макс и мчу к В. П. //ФХММ. - 1976. - Т. 12. - №5. - С. 16-20.

72. Мельгуй М.А. Магнитный контроль механических свойств сталей. -Минск : Наука и техника, 1980. - 184 с.

73. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях. // Справ, изд. / Блаитер М.С., Пигузов Ю.В., Ашмарин Г.М. и др. - М.: Металлургия, 1991. 248 с.

74. Мешков Ю.Я. Физические основы разрушения стальных конструкций. -Киев: Наук, думка, 1981. 240 с.

75. 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.

76. Микляев П.Г., Нешпор Г.С., Кудряшов В.Г. Кинетика разрушения. - М.: Металлургия, 1979. - 279 с.

77. Миндгок А.FC., Бережницкая М.Ф., Свист Е.И. Влияние холодной прокатки стали на ее водородную проницаемость // ФХММ. 1973. - Т.9. - №6. -С. 100-101.

78. Мороз Л.С., Чечулин Б.Б. Водородная хрупкость металлов. М.: Металлургия, 1967. 255 с.

79. Морозов А.Н. Водород и азот в стали. - М.: Металлургия, 1968. -

ТО} „

80. Новиков 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.

81. Одинг 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 .

82. Ott К.Ф., Сурков Ю.П., Рыбалко В.Г. О некоторых особенностях эксплуатационного разрушения трубных сталей // ФММ. - 1992. - №5. - С. 106112.

83. Панин В.Е. Новая область физики твердого тела // Изв. Вузов. Физика. -1987. №6. С. 3-9.

84. Паршин A.M. Структура, прочность и радиационная повреждаемость коррозионностойких сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1988. - 656 с.

85. Петров В.А. Термофлуктационная модель зарождения трещины // ФТТ.

1983. Т.25. - №10. - С. 3124-3126.

86. Петрушин Г.Д. Температурные зависимости внутреннего трения и модуля Юнга чугуна//В кн.: Вопросы металловедения и физики металлов. - Тула: ТПИ, 1975. - С. 98-100.

87. Писаренко Г.С., Лебедев A.A. Деформирование и прочность материалов при сложном напряженном состоянии. - Киев: Наук, думка, 1976. - 415 с.

88. Похмурский В.И. Коррозионная усталость металлов. - М.: Металлургия, 1985. 207 с.

89. Работнов Ю.Н. Механика деформируемого твердого тела. - М.: Наука, 1979. 744 с.

90. Ровинский Б.М., Рыбакова Л.М. Об остаточной деформации, получаемой при одноосном растяжепии //Машиноведение. - 1969. - №5. -- С. 51-60.

91. Романив О.Н., Андрусив Б.Н., Барсукевич В.И. Трещинообразование при усталости металлов // ФХММ. - 1988. - Т. 24. - №1. - С. 3-13.

92. Романив 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.

93. Рубепчик 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.

94. Рыбакова JIM. Механические свойства и деструкция пластически деформированного металла//Вестник машиностроения. - 1993. - №8. - С. 3237.

95. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов.

М.: Металлургия, 1986. •■- 224 с.

96. РябошапкаК.П. Влияние взаимодействующих полей собственных упругих напряжений дислокаций на потерю устойчивости субмикротрещин и величину макроскопического напряжения скола кристаллических материалов /У Металлофизика и новейшие технологии. -- 1996. - Т. 18. - №9. - С. 73-79.

97. Рябченков A.B. Коррозионно-у сталостпая прочность стали. М. : Маш-гиз, 1953. - 179 с.

98. Савченков Э.А., Светличкин А.Ф., Разрушение стали на различных стадиях водородного охрупчивания //МИТОМ. - 1980. - №12. - С. 19-21.

99. Сергеев H.H. Механические свойства и внутреннее трение высокопрочных сталей в коррозионных средах // Дис.... докт. техн. наук. - Самара, 1996. 463 с.

100. Скалли Дж. Коррозионное растрескивание / В кн.: Механика разрушения. М.: Мир, 1979. - С. 83-108.

101. Степанов В.А., Песчанская H.H., Шпейзман В.В. Прочность и релаксационные явления в твердых телах. Л.: Наука, 1984. - 246 с.

102. Стро А Н. Зарождение трещин в ОЦК металлах //Атомный механизм разрушения. - М.: ИЛ. - 1963. - С. 118 143.

103. Сурков 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.

104. Сурков 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.

105. Тетельман А. Водородная хрупкость сплавов железа / В кн.: Разрушение твердых тел. М.: Металлургия, 1967. - С. 463-498.

106. Тетельман А. Пластическая деформация у вершины движущейся трещины /В кн.: Разрушение твердых тел. - М. : Металлургия, 1967. - С. 261-301.

107. Тетгоева 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.

108. Тихонова 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.

109. Ткаченко 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.

110. Томашев Н.Д. Теория коррозии и защиты металлов. - М.: Изд-во АН СССР, 1959. - 592 с.

111. Томпсон М. Дефекты и радиационные повреждения в металлах: Пер. с англ. М.: Мир, 1971. - 364 с.

112. Трощенко В.Т. Усталость и неупругость металлов. - Киев: Наук, думка, 1971. - 268 с.

113. Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев Л.Н. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. - М.: Металлургия, 1982. 632 с.

114. Федоров В.В. Эргодинаника и синергетика деформируемых тел // ФХММ. 1988. Т.24. №1. - С. 32-36.

115. Федорченко B.C., Василенко И.И., Гайдаренко И.Е. // ФХММ. - 1972. -Т.8. - №3. - С. 105-107.

116. Финкель В.М. Физика разрушения. - М.: Металлургия, 1970. - 276 с.

Í17. Францевич 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.

118. Фридель Ж. Дислокации. - М.: Мир, 1967. - 743 с.

119. ФудзитаФ. Окисление и дислокационный механизм образования усталостных трещин / В кн.: Разрушение твердых тел. - М.: Металлургия, 1967. -С. 450-462.

120. Хакен Г. Синергетика. Иерархия неустойчивости в самоорганизующихся системах и устройствах. - М.: Мир, 1985. - 419 с.

121. Ханнанов Ш.Х. Пересекающиеся скопления дислокаций в неоднородном поле напряжений // ФММ. -1974. - Т. 37. - вып. 4.- С. 885 - 888.

122. Херцберг Р.В. Деформация и механика разрушения конструкционных материалов. М.: Металлургия, 1989. 576 с.

123. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. - М.: Атомиздат, 1972. - 600 с.

124. Чиженко 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.

125. Чуканов 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.

126. Шевеля 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.

127. Эванс Ю.Р. Коррозия и окисление металлов: Пер. с англ. - М.: Маш-гиз, 1962. 856 с.

128. Электронно-микроскопическая фрактография: Альбом / Под ред. Л. М. Утевского. - М.: Металлургия, 1973. - 44 с.

129. Эшелби Дж. Континуальная теория дислокаций. - М.: ЙЛ. - 1963. -204 с.

130. Явойский В.И., Рубенчик Ю.И., Окенко О.П. Неметаллические включения и свойства стали. М.: Металлургия, 1981. - 189 с.

131. 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.

132. 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.

Washingtjn, D.C., 1972. - P. 245.

133. 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.

134. Christman Т.К. Relationships between pitting, stress, and stress corrosion cracking of line pipe steels // Corrosion. - 1990. - 46. - №6. - P. 450-453.

135. Cottrell A.H. Theory of brittle fracture in steel and similar metals //Trans. Metallurg. Soc. AIME. 1958. - V. 212. - №2. - P. 192 - 203.

136. 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.

137. 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.

138. Fundamental Aspect of Stress Corrosion Cracking / Ed. R.W. Staehle, A.J. Forty, D. van Rooyen, Houston. - NACE. - 1969.

139. 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.

140. 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.

141. 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.

142. Jino M. Spreading of hydrogen induced cracking in steel pipelines //Tatsu to hagana / Iron and Steel Institute (Japan). - 1978. - 64. - №10.- P. 1578-1587.

143. Kacanda S. Zmeszeniowe pekanie metali. - Warszavva: Wydawnictwo nau-kowo-techniczne, 1985. 496 s.

144. Kauzmann W. Flow of solid metals from the standpoint of the chemical-rate theory // Trans. AIME. - 1941. - V. 143. - P. 57-83.

145. 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.

146. Mears R.B., Brown R.H., Dix E.H., Symposium on Stress Corrosion Cracking of Metals, ASTM / AIME, Philadelphia. - 1944. - P. 323.

147. Miodownik A.R., Achar B.S. The interaction of hydrogen and dislocation in iron and iron-nickel alloys / L Hydrogene dans les métaux, 1. // Congr. Int. -Paris. 1972. S. 84.

148. 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. 742765.

149. Parkins R.N. The Theory of Stress Corrosion Cracking in Alloys / Ed. J.C. Scully, NATO. Brussels, 1971. - P. 167.

150. Physical Metallu rgy of Stress Corrosion Fracture / Ed. l.N. Rhodin, Interscience. New York, 1956. 218 p.

151.Pugh E.N. The Theory of Stress Corrosion Cracking in Alloys / Ed. J.C. Scully, NATO. Brussels, 1971. - P. 418.

152. Schenk H., Schmidtmann E., Kettler H. // Archiv Eisenhütten. - 1960. -Bd. 31. № 11. - S. 659-669.

153. Stress Corrosion Cracking and Hydrogen Embrittlement / Ed. W.D. Robertson. Wiley. New York. 1956. 381 p.

154. Symposium on Stress Corrosion Cracking of Metals. ASTM / AIME. Philadelphia. 1944. 220 p.

155. 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.

156. 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.

157. The Theory of Stress Corrosion Cracking in Alloys / Ed. J.C. Scully, NATO. Brussels, 1971.- 332 p.

158. 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.