Особенности поведения трип-сталей в условиях статического и циклического деформирования тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Кораблева, Светлана Александровна

• Кораблева, Светлана Александровна
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Кораблева, Светлана Александровна

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1 ПОВЕДЕНИЕ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ТРИП-СТАЛЕЙ В ПРОЦЕССЕ СТАТИЧЕСКОГО И ЦИКЛИЧЕСКОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ

1.1 Статические и циклические характеристики механических свойств высоколегированных коррозионно-стойких аустенитно -мартенситных трип-сталей системы Бе-Сг-М

1.2 Статические и циклические характеристики механических свойств низколегированных многофазных трип-сталей системы Ре-Мп-8ьА1 и ферритно - мартенситных двухфазных сталей, являющихся перспективными материалами для автомобилестроения

1.3 Выводы и постановка задач исследования

1.4 Цель и задачи работы

Глава 2 ИСПОЛЬЗОВАННЫЕ МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ

2.1 Материалы

2.2 Статические испытания на растяжение

2.3 Усталостные испытания

2.4 Приборы, использованные для металлографических исследований поверхности разрушения и анализа фазового состава

2.5 Акустический метод исследования

Глава 3 КИНЕТИКА ОБРАЗОВАНИЯ МАРТЕНСИТА ДЕФОРМАЦИИ ПРИ СТАТИЧЕСКОМ РАСТЯЖЕНИИ ЗАКАЛЕННОЙ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННОЙ ТРИП - СТАЛИ 23Х15Н5СМЗГ И ВЛИЯНИЕ МЕХАНИКО - ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ДАННОЙ СТАЛИ ПРИ СТАТИЧЕСКОМ И ЦИКЛИЧЕСКОМ ДЕФОРМИРОВАНИИ

3.1 Изучение стадийности пластической деформации и фазового превращения в высоколегированной закаленной трип-стали 23Х15Н5СМЗГ с использованием методов акустической эмиссии и рентгеноструктурного анализа

3.2 Влияние механико-термической обработки на механические свойства при статическом и циклическом деформировании закаленной высоколегированной трип-стали 23Х15Н5СМЗГ

3.3 Выводы по главе 3

Глава 4 ОСОБЕННОСТИ СТАТИЧЕСКОГО И УСТАЛОСТНОГО РАЗРУШЕНИЯ ТОНКОЛИСТОВОЙ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННОЙ ТРИП - СТАЛИ ВНС 9-Ш (23Х15Н5АМЗ-Ш), ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ТОРСИОНОВ НЕСУЩИХ ВИНТОВ ВЕРТОЛЕТОВ

4.1 Механические свойства при статическом и циклическом деформировании трип - стали ВНС 9-Ш, используемой для изготовления несущих винтов вертолетов

4.2 Изменение фазового состава трип - стали ВНС 9-Ш (23Х15Н5АМЗ-Ш) в процессе циклического деформирования

4.3 Исследование влияния степени повреждаемости материала торсионов несущих винтов вертолетов в процессе эксплуатации на механические свойства при статическом и циклическом деформировании

4.4 Влияние асимметрии цикла на усталостную прочность трип -стали ВНС 9-Ш

4.5 Исследование статической и усталостной прочности экспериментальной высоколегированной аустенитно - мартенситной, трип - стали

4.6 Выводы по главе 4

Глава 5 СРАВНЕНИЕ СТАТИЧЕСКОЙ И ЦИКЛИЧЕСКОЙ ПРОЧНОСТИ НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ МНОГОФАЗНОЙ СТАЛИ ТИР 700 (СИСТЕМЫ Fe-Mn-Si-Al) И ДВУХФАЗНОЙ ФЕРРИТНО -МАРТЕНСИТНОЙ СТАЛИ DP 600, ЯВЛЯЮЩИХСЯ

ПЕРСПЕКТИВНЫМИ МАТЕРИАЛАМИ ДЛЯ АВТОМОБИЛЕСТРОЕНИЯ

5.1 Характеристики статической и циклической прочности перспективных автолистовых сталей TRIP 700 и DP 600

5.2 Особенности механизмов усталостного разрушения многофазной трип - стали TRIP 700 и двухфазной стали DP 600

5.3 Выводы по главе 5 128 СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ 132 ПРИЛОЖЕНИЕ А 143 ПРИЛОЖЕНИЕ Б

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Особенности поведения трип-сталей в условиях статического и циклического деформирования»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы

Трип-стали с пластичностью, наведенной превращением, обладают повышенной прочностью и пластичностью за счет превращения при пластической деформации аустенита в мартенсит деформации и особенностей деформационного упрочнения. Высоколегированные коррозионно-стойкие Сг - № аустенитно-мартенситные трип - стали с пределом прочности до 2000 МПа используются для производства высокопрочных крепежных изделий, высокопрочной проволоки и тросов, ответственных деталей летательных аппаратов (в частности, торсионов несущих винтов вертолетов). Низколегированные многофазные трип - стали (предел прочности до 1000 МПа) со структурой феррита, бейнита, остаточного аустенита и мартенсита начинают использоваться в конструкциях кузова легковых автомобилей (передние лонжероны, укрепления центральной стойки, пороги) для смягчения последствий прямых столкновений, так как поглощают большую энергию удара за счет трип - эффекта.

Несмотря на большое количество работ по изучению структуры и механических свойств трип-сталей многие аспекты этой области исследований изучены еще недостаточно. В частности, в отечественной литературе практически отсутствуют сведения о механическом поведении и структурных изменениях трип - сталей в условиях усталостного нагружения.

Поскольку многие ответственные детали конструкций из трип-сталей работают в условиях одновременного воздействия высоких статических и циклических нагрузок, является актуальной постановка исследований по изучению особенностей структурных изменений и механического поведения трип - сталей при статическом и циклическом деформировании.

Научная новизна

В работе получены следующие новые результаты:

1. С использованием методов акустической эмиссии и рентгеноструктурного анализа определена пороговая степень пластической

деформации равная ~ 13%, при которой начинает происходить интенсивное образование мартенсита деформации в закаленной трип - стали 23Х15Н5СМЗГ при статическом растяжении.

2. Изучено влияние режимов механико - термической обработки на статические и усталостные характеристики механических свойств закаленной стали 23Х15Н5СМЗГ и показано, что наилучшие механические свойства были получены после предварительной деформации на 18% и отпуска при 550°С.

3. Исследованы статические и циклические механические характеристики аустенитно - мартенситной холоднокатаной тонколистовой трип - стали марки ВНС 9-LLI. Изучена остаточная прочность материала торсионов, отслуживших свой эксплуатационный срок.

4. Исследовано изменение фазового состава высоколегированной трип -стали ВНС 9-Ш в процессе циклического деформирования в широком интервале максимальных циклических напряжений. Установлена сложная зависимость изменение фазового состава этой стали от уровня приложенных напряжений.

5. Изучены статические и циклические характеристики механических свойств перспективных для автомобилестроения материалов -низколегированной многофазной трип - стали TRIP 700 и низколегированной двухфазной ферритно - мартенситной стали DP 600.

Практическая значимость

1. Определена пороговая степень пластической деформации при статическом растяжении, при которой в закаленной высоколегированной трип - стали 23X15H5CM3T начинает происходить интенсивное образование мартенсита деформации.

2. Установлены оптимальные режимы (деформация на 18% и отпуск при 550°С) механико - термической обработки закаленной трип - стали 23Х15Н5СМЗГ, повышающие статические и усталостные характеристики механических свойств (предел прочности возрастает с 700 МПа до 1205 МПа, а предел усталости с 500 МПа до 600 МПа).

3. Полученный комплекс статических и усталостных механических свойств аустенитно - мартенситной холоднокатаной тонколистовой трип -стали ВНС 9-Ш позволил наметить технологические мероприятия по повышению ресурса торсионов.

4. Показана закономерность изменения фазового состава трип - стали ВНС 9-Ш в процессе циклического деформирования в широком интервале максимальных циклических напряжений.

5. Оценена остаточная статическая и усталостная прочность материала торсионов, отслуживших свой эксплуатационный срок.

6. Получены новые экспериментальные данные по сравнительной оценке статических и циклических характеристик механических свойств перспективных для автомобилестроения низколегированных материалов -многофазной трип - стали TRIP 700 и двухфазной ферритно - мартенситной стали DP 600.

7. Полученные результаты по исследованию циклической прочности аустенитно - мартенситной холоднокатаной тонколистовой трип - стали марки ВНС 9-Ш были использованы ОКБ «Камов» при уточнении методики оценки остаточного ресурса торсионов несущих винтов вертолетов.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Особенности кинетики образования мартенсита деформации в условиях статического растяжения закаленной высоколегированной трип -стали 23Х15Н5СМЗГ при комнатной температуре.

2. Определение оптимальных режимов механико - термической обработки стали 23Х15Н5СМЗГ с целью получения высоких механических свойств в условиях статического и циклического деформирования.

3. Особенности кинетики мартенситного превращения в аустенитно - мартенситной трип - стали ВНС 9-Ш в условиях циклического деформирования.

4. Оценка комплекса механических свойств высоколегированной стали ВНС 9-Ш и определение степени повреждаемости ответственных

деталей вертолетов в процессе эксплуатации, изготовленных из этой стали.

5. Сравнительная оценка механических свойств перспективных для автомобилестроения сталей - низколегированной многофазной трип - стали TRIP 700 и низколегированной двухфазной ферритно - мартенситной стали DP 600.

Глава 1 ПОВЕДЕНИЕ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ТРИП-СТАЛЕЙ В ПРОЦЕССЕ СТАТИЧЕСКОГО И ЦИКЛИЧЕСКОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ

К основным классам трип-сталей относятся высоколегированные коррозионностойкие трип-стали системы Ре-Сг-№ и многофазные низколегированные трип-стали систем Ре-Мп-А1 и Ре-Мп-8ь Эти стали различаются по составу, структуре и области применения (рис. 1.1).

К классу высокопрочных трип-сталей системы Бе-Сг-М относятся коррозионностойкие аустенитно-мартенситные стали с большим содержанием никеля и хрома (например, сталь 2ЭХ15Н5СМЗГ: 0,12 - 0,25С; 14 - 15Сг; 5№; ЗМо; 1Мп; 0,681, вес. % [1]). Предел прочности этих сталей может достигать 2000 МПа, тогда как значение предела текучести доходит до 1500 МПа, а пластичность в холоднокатаном состоянии - 16%. Высокопрочные коррозионно-стойкие трип - стали системы Бе-Сг-М, обладающие более высокой циклической прочностью (предел усталости до 1200 МПа) по сравнению с другими высокопрочными сталями, можно использовать для производства высокопрочных крепежных изделий, высокопрочной проволоки и тросов, в авиационной промышленности при изготовлении ответственных деталей летательных аппаратов (в частности, торсионов втулок несущих винтов вертолетов) и ряде других отраслях промышленности [1-3].

Типичный химический состав трип - сталей с легирующими элементами С - — Мп - А1 включает: для легированных кремнием - 0,2%С, 1,5% Мп, 1,5%81; для легированных алюминием сталей - 0,2%С, 1,5%Мп, 1,5%, 2,0%А1 [4]. Низколегированные многофазные трип - стали содержат в структуре феррит, мартенсит, бейнит и остаточный аустенит [5-9]. Наличие остаточного аустенита в структуре готового изделия вызывает дополнительное упрочнение в результате мартенситного у-е - превращения в случае ударных нагрузок при эксплуатации. За счет трип - эффекта поглощается большая часть энергии удара при прямых столкновениях автомобилей [6, 7, 10-13], поэтому данный

СВОЙСТВА

Предел прочности до 2000 МПа Предел текучести до 1800 МПа Пластичность при макс, прочности до 20 % Предел усталости до 1250 МПа

Предел прочности до 1400 МПа Предел текучести до 1000 МПа Пластичность при макс, прочности до 13,5 % Предел усталости до 700 МПа

Детали вертолетов, высокопрочные крепежные изделия, высокопрочные проволока и тросы

Автомобилестроение (сверхлегкие, высокопрочные

стальные корпуса, ультралегкие стальные двери и капоты)

Боевой вертолет К» -52 (Аллигатор)

ПРИМЕНЕНИЕ

Рис. 1.1. Высокопрочные трип-стали и их применение.

класс трип-сталей нашел широкое применение в автомобилестроении, в частности, при изготовлении конструкций кузова машин. Предел прочности низколегированных трип-сталей достигает 1000 МПа, предел текучести - до 700 МПа, пластичность при максимальной прочности составляет 12 %, предел усталости доходит до 500 МПа.

При деформировании у трип-сталей проявляется так называемый «трип-эффект», который заключается в превращении при пластической деформации аустенитной составляющей структуры в мартенсит деформации. В работах [10, 14] с ссылкой на первоисточник [15] была представлена схема мартенситного превращения у трип-сталей в зависимости от приложенного напряжения и температуры (рис. 1.2). Мартенситное превращение выше точки М8 вызывается и упругой, и пластической деформацией. В интервале температур Мв - Ма5 упругие напряжения способствуют зарождению кристаллов мартенсита (мартенсит напряжения) в тех же местах исходной фазы, что и мартенсит охлаждения (напряжения лишь способствуют его зарождению в этих местах). Выше температуры и до точки Ма

происходит образование новых мест зарождения мартенсита (мартенсит деформации) под действием пластической деформации. Выше точки М^ мартенсит под действием деформации не образуется.

Следует отметить, что схема, представленная на рис. 1.2, является довольно условной. Мартенсит напряжения, который может образовываться в макроупругой области деформирования по этой схеме, фактически связан не только с напряжением, но и с присутствующей в этой области микропластической деформацией, которая здесь наиболее интенсивно протекает в приповерхностных слоях металла. Согласно [16], физическая природа мартенсита напряжения и мартенсита деформации одинакова.

А

£ к о. Б

Я

£31

Превращение, связанное В

с деформацией

--в ♦

, Превращение, связанное с напряжением

Предел I текучести аустенита

Мм

Температура

Рис. 1.2. Схематическое представление мартенситного превращения, связанного с напряжением и деформацией [10, 14, 15]: М5 - температура начала мартенситного превращения, связанного с напряжением; - температура окончания

мартенситного превращения, связанного с напряжением, и начала мартенситного превращения, связанного с деформацией; Ма - температура, выше которой деформация не вызывает мартенситного превращения; линия АБ - характеризует мартенситное превращение, связанное с напряжением; БВ - область, где протекает мартенситное превращение, связанное с пластической деформацией.

Механизм проявления трип - эффекта зависит от многих факторов и до сих пор еще остается предметом дискуссий. Существует мнение [16], что механизм аномальной пластичности метастабильных аустенитных трип-сталей с соответствующим подбором легирующих элементов заключается в повышении сопротивляемости материала локализованному течению и в релаксации внутренних пиков напряжений при образовании мартенсита деформации. Эффект релаксации пиковых напряжений в момент сдвиговой перестройки решетки и интенсивное деформационное упрочнение предотвращают преждевременное зарождение и распространение микротрещин, особенно когда в опасном микрообъеме аустенита образуются в непосредственной связи 8 и а' - кристаллы с разным удельным объемом, снижающие локальное перенапряжение вследствие объемного эффекта [16]. При этом на кривой напряжение-деформация наблюдается осцилляция нагрузки, что связывается со множественным последовательным образованием микрошеек в процессе мартенситного превращения, так как уменьшение сечения при этом компенсируется упрочнением данной зоны образца [17]. Образованием мартенсита напряжений завершается

формирование микрошейки по глубине, затем микрошейки "перемещаются" по рабочему сечению образца до исчерпания пластичности в локальных объемах аустенитной фазы [16]. Данное описание механизма пластичности в трип-сталях схематично представлено на рис. 1.3 [18].

гОп

пСь

Остаточный аустеннт

^ У

Мартенсит

\

/*

г-/ V,

ч>

Рис. 1.3. Схематическое представление механизма пластичности в трип-сталях [18].

Согласно [2], принципы получения и способы упрочнения трип - сталей состоят в следующем. Соответствующим подбором легирующих элементов снижают мартенситные точки М8 и ниже комнатной температуры. Таким образом, после закалки такие стали имеют аустенитную структуру. Для получения повышенных прочностных свойств стали подвергают пластической деформации в интервале температур 250 - 550°С (ниже температуры рекристаллизации) с большими степенями обжатия (до 80%). При этом мартенситные точки М3 и Ы<т8 повышаются, и точка МУ$ становится выше комнатной температуры (точка М3 остается ниже комнатной температуры). Повышение мартенситной точки А/^ может быть усилено посредством легирования стали мартенситообразующими элементами, выделением карбидов при пластической деформации, изменением состава мартенсита и дополнительным повышением мартенситных точек М3 и М^. После охлаждения стали от температуры теплового деформирования сталь сохраняет структуру деформированного аустенита, но этот аустенит уже становится метастабильным по отношению к пластической деформации при комнатной

температуре. Деформация такого аустенита (например, при механических испытаниях) приводит к образованию мартенсита деформации во время испытания (у—>а' - превращение), что сопровождается увеличением прочностных свойств и значительным ростом относительного удлинения. В этом случае образующийся мартенсит затрудняет образование шейки благодаря интенсивному упрочнению в месте ее образования, и деформация образца долгое время носит равномерный характер. По экспериментальным данным [19, 20] максимальная пластичность в трип - сталях проявляется в том случае, когда деформационному мартенситному превращению предшествует значительная пластическая деформация скольжением и лишь совместное действие механизма скольжения и мартенситного превращения приводит к аномально высокой пластичности.

Трип-стали обладают высокими механическими свойствами при статическом деформировании и характеристиками трещиностойкости [2, 16, 21-24]. На рис. 1.4 представлены значения условного предела текучести, пластичности и статической трещиностойкости трип - сталей по сравнению с другими высокопрочными сталями. Видно, что при одинаковом уровне предела текучести трип — стали обладают более высокой пластичностью (рис. 1.4, а). Также следует отметить особенно важное свойство этих сталей -высокое сопротивление развитию трещины. Так, например, статическая вязкость разрушения Кс у обычной хромоникелевой стали ЗОХНЗМ при

2 3/2

о0,2 =150 кгс/мм составляет около 175 кгс/мм , у мартенситно-стареющей

3/2

стали с тем же пределом текучести - около 300 кгс/мм , а у трип-стали -свыше 500 кгс/мм3/2(рис. 1.4, б) [23].

В ряде работ рассмотрен механизм трип - эффекта при прокатке и статической деформации с учетом состава стали, режима термической обработки и температуры деформации [5, 21]. Однако проявление трип -эффекта в условиях циклических деформаций изучено еще недостаточно, несмотря на ряд работ, выполненных по этой проблеме [1, 3, 8, 25-28].

б02,НПа

Относительное удлинение Предел текучести, <5д^

а) б)

Рис. 1.4. Сравнение механических характеристик трип-сталей с другими высокопрочными сталями: а) 1 - стали после ВТМО; 2 - после ТМО и деформационного старения; 3 - мартенситно-стареющие стали; 4 - высокопрочные низколегированные стали; 5 - трип - стали [2]; б) связь статической трещиностойкости с пределом текучести высокопрочных сталей [23].

Особенностью поведения высокопрочных трип-сталей в области многоцикловой усталости является то, что у них предел выносливости может находиться значительно ниже предела текучести, и, таким образом, фазовое превращение в трип - сталях может происходить только в интервале температур М$ - Кроме того, в высокопрочном состоянии в макроупругой области (ниже статического предела текучести) микропластическая деформация при усталости протекает в основном за счет процессов микротекучести в приповерхностном слое металла, и только после зарождения начальной усталостной трещины критической длины в этом слое распространение магистральной усталостной трещины происходит по основному объему металла [25-27]. К тому же известно, что мартенситное превращение начинается на поверхности металла и затем распространяется вглубь образца (размерный эффект), что свидетельствует о важной роли поверхности при фазовых превращениях такого типа [28]. И, наконец, большой спецификой многоциклового деформирования является многократность нагружения на пределе выносливости (до 1О7 циклов и более) в области микротекучести. Этот последний фактор, по - видимому, может

изменять температурный интервал М8 - Му8. В работе [14] также отмечается, что Му3 и МС1 температуры являются зависимыми от напряженного состояния и изменения объема при мартенситном превращении.

При определенных условиях наличие мартенсита деформации следует

учитывать в процессе циклического деформирования и метастабильных

аустенитных сталей [29, 30]. Поэтому ниже для сравнения приводятся также

результаты работ, посвященных изучению усталостной прочности

метастабильных аустенитных сталей, у которых в процессе циклического

деформирования также имеет место мартенситное превращение.

1.1 Статические и циклические характеристики механических свойств высоколегированных коррозионно-стойких аустенитно - мартенситных трип-сталей системы Ре-Сг-№

Малоцикловая усталость. В работе [31] исследовали малоцикловую усталость образцов их трип - стали 36Х9НМ4ГС2 (0,36С; 9,01Сг; 6,95№; 3,80Мо; 1,21Мп; 1,9281; вес. %) в условиях ударного изгиба с частотой 626 ударов в минуту и коэффициентом асимметрии цикла Я = 0. Использовались плоские образцы размером 10x10x55 мм с надрезом глубиной 2 мм и радиусом 1 мм. Схема вырезки образцов представлена на рис. 1.5.

Направление прокатки

Рис. 1.5. Схема вырезки образцов [31].

После теплой прокатки (при 550°С за 5 проходов с суммарной деформацией 60%) и отпуска при 200°С (2 ч.) сталь имела следующие механические свойства: о0,2 = 1600 МПа; ав = 2100 МПа; 8 = 19%. Кривые малоцикловые усталости при ударно - циклическом нагружении образцов стали 36Х9НМ4ГС2 представлены на рис. 1.6, где также для сравнения приведены данные для конструкционной стали 30ХН2МФА (о0)2 = 1560 МПа; ав = 1760 МПа; 5 = 12,9%), обладающей высоким сопротивлением ударно -циклическому нагружению.

I 2500

я 2000

¡5

Я

|> 1500

Я

мм

103 ю4 Ю5

Число циклов нагружения, N

Рис. 1.6. Кривые малоцикловой усталости сталей 30ХН2МФА (1) и 36Х9НМ4ГС2 (2); сплошные линии образцы типа I; штриховая линия - типа II [31].

Из рис. 1.6 видно, что сталь 36Х9НМ4ГС2, упрочненная теплой деформацией, обладает более высоким сопротивлением малоцикловой усталости, чем сталь 30ХН2МФА. Авторы [31] такую закономерность связывают с наличием текстуры аустенита, возникшей в результате теплой деформации, и образованием мартенсита деформации при циклическом нагружении.

Малоцикловую усталость высокопрочной стали с метастабильным аустенитом (Бе - 9Сг; 8№; ЗМп; 381; 4Мо; 0,26С; вес. %) в условиях растяжения - сжатия с постоянной пластической деформации за цикл нагружения исследовали в работе [32]. Заготовки образцов аустенитизировали при температуре 1200°С и закаливали в морской воде. Затем заготовки подвергали термомеханической обработке (прокатка при 250°С и 450°С со степенью обжатия 20 и 80%). Исходная структура перед испытаниями во всех случаях была аустенитной. Испытания при статическом растяжении и на малоцикловую усталость в условиях симметричного растяжения-сжатия проводились при температурах 25 и 200°С. После статических испытаний на растяжение при температуре 25°С у образцов (прокатка при

450 С) со

степенью обжатия 20 и 80% количество мартенсита деформации составляло ~ 43 и ~ 68% соответственно. При малоцикловом нагружении при температуре испытания 200 °С происходит циклическое разупрочнение, и практически не наблюдается образования мартенсита деформации, а при 25 °С, напротив,

всегда образуется мартенсит деформации. Например, у образцов, деформированных на 80% при 450 °С, на поверхности усталостного излома наблюдалось ~ 20% мартенсита деформации. Долговечность при малоцикловой усталости во всех случаях была выше у образцов, испытанных при температуре 200°С (рис. 1.7), за счет отсутствия мартенситного превращения при этой температуре и описывалась зависимостью Коффина -Мэнсона:

еРКМ/ = С,

где £рк - амплитуда пластической деформации; Щ - число циклов до разрушения; а, С — постоянные.

0,1 1,0 10 100 1000 10 0 0,1 1,0 10 100 1000 10 000

Число циклов нагружения, N Число циклов нагружения, N

Рис. 1.7. Малоцикловая усталость трип - стали после различных степеней прокатки [32]: 1 - испытания при 25 °С; 2 - 200°С; а - деформация на 20%; б - на 80%.

В работах [33, 34] исследовали малоцикловую усталость литых трип — сталей системы Fe - Cr - Mn - Ni, у которых в зависимости от химического состава и температуры деформирования проявляются трип - эффект и твип -эффект, связанный с пластичностью, вызванной двойникованием (Twinning Induced Plasticity - TWIP). Химический анализ исследованных сталей и их механические свойства представлены в таблице 1.1.

Термообработка сталей в [33, 34] заключалась в закалке в воду с температуры 1050°С, в результате которой была получена дендритная аустенитная структура с размером зерна 160 - 740 мкм в обеих сталях, однако в стали 16-7-8 также наблюдалось небольшое количество 8 - феррита, двойников отжига и частиц MnS. Кроме того, аустенит в этой стали был более

стабилен из-за большего количества никеля. Для определения количества а! -мартенсита в образцах, подвергнутых циклическому деформированию, использовали прибор Fischer - scope MMS PS фирмы Helmut Fischer GmbH.

Таблица 1.1. Химический состав и механические свойства трип — сталей [33].

Трип-сплавы Химический состав (вес. %) Механические свойства

С Сг Мп Ni Si A1 N ао 2, МПа ств, МПа 8,%

16-7-8 0,07 15,91 6,58 7,65 0,85 0,07 0,07 263 594 63

16-6-6 0,06 15,20 5,46 5,70 0,96 0,06 0,06 186 792 43,8

На рис. 1.8 представлены кривые циклического упрочнения / разупрочнения исследованных в [33] сталей, полученные в условиях испытания с постоянной общей амплитудой деформации Дг/2. У образцов стали 16-7-8 (рис. 1.8, а) в зависимости от амплитуды деформации наблюдается следующее поведение:

1 - при Де/2 < 0,8-10" после начального упрочнения происходит небольшое

разупрочнение, затем положение кривой стабилизируется;

2 2

2 - в интервале 0,8-10" < Де^ < 1,4-10" поведение сравнимо с предыдущим поведением, но присутствует вторичное упрочнение;

л

3 - при больших амплитудах деформации Де(/2 > 1,4-10" наблюдается интенсивное деформационное упрочнение.

Циклическое упрочнение в стали 16-7-8 при Де/2 > 0.8 -10" , согласно [33], связано с проявлением твип - эффекта (двойникования, вызванного деформацией) и/или образованием дефектов упаковки и небольшого количества о/ - мартенсита. В образцах стали 16 - 6 - 6 на кривых циклического упрочнения (рис. 1.8, б) не наблюдается первичного упрочнения, а начало «вторичного» упрочнения с увеличением амплитуды деформации сдвигается к меньшему числу циклов нагружения [33].

Число циклов нагружения, N Число циклов нагружения, N

Рис. 1.8. Кривые циклического упрочнения/разупрочнения исследованных сталей [33]: а - сталь 16 - 7 - 8; б - сталь 16-6-6.

На рис. 1.9, а представлены данные [33] по увеличению количества а; - мартенсита в процессе циклического деформирования в зависимости от

амплитуды деформации. С увеличением амплитуды деформации количество

/ 2 образовавшегося а - мартенсита возрастает, достигая при ДеУ2 = 0,9-10"

уровня 60% (рис. 1.9, а). Стоит отметить, что а! - мартенсит возникает внутри

полос деформации из е - мартенсита, который образуется на дефектах

упаковки аустенитной фазы [33]. Из представленных на рис. 1.9, б кривых

малоцикловой усталости исследованных сталей в сравнении с аустенитными

сталями А181 201 и АШ 202 видно, что в зависимости от уровня стабильности

аустенита возникает ротация кривых усталости. У более метастабильных

сталей (16 — 6 — 6 и АШ 201) наблюдается меньший наклон кривых усталости,

что приводит к меньшей долговечности в малоцикловой области и большей

долговечности в многоцикловой области кривой усталости. Более пластичные

и стабильные стали (16-7-8 и АШ 202) показывают большую

долговечность в малоцикловой области кривой усталости.

Неблагоприятный эффект образования а! - мартенсита при высоких амплитудах деформации и благоприятный эффект при низких амплитудах деформации объясняются упрочнением, которое связано с образованием о! - мартенсита. Циклическое упрочнение при испытаниях на усталость в условиях контролирования деформации уменьшает долговечность в области

малоцикловой усталости за счет более раннего зарождения усталостной трещины на границе раздела между аустенитной и мартенситной фазами. Однако в области многоцикловой усталости в результате локального превращения аустенита в а7 - мартенсит усталостная долговечность возрастает после того, как уменьшается движение дислокаций в локальных объемах металла [33].

а)

■ ГегНвсоре —о — 1У^пейс Ьа1апсе

Д£^2 х 10"2

б)

^ стабильность

-16-6-6

-- - 16-7-8

-----АВ120Ц ]

АГБ! 202 [ ]

стабильность аустенита ^

10" 10' 10' 10° ю4

Число циклов нагружения, N

10'

10

10

ю4 ю5

10°

Число циклов нагружения, N

Рис. 1.9. Зависимость количества а7 - мартенсита от числа циклов нагружения при различных амплитудах циклической деформации (а) и кривые малоцикловой усталости трип — сталей и аустенитных сталей (б) [33].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Кораблева, Светлана Александровна, 2013 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Алексеева Л.Е., Баев А.С., Буржанов А.А. и др. Механизм усталостного разрушения трип - стали при воздействии циклических нагрузок // Деформация и разрушение материалов, 2009, №12, С. 25 - 26.

2. Гольдштейн М.И., Грачев Ю.Г., Векслер Ю.Г. Специальные стали: Учебник для вузов. - М.: МИСИС, 1999, 408 с.

3. Алексеева Л.Е., Буржанов А.А., Панкова М.Н. и др. Роль структуры коррозионностойкой трип - стали в повышении эксплуатационной надежности холоднокатаной ленты // Проблемы черной металлургии и материаловедения, 2011, № 1, С. 48 - 56.

4. Ни Z.G., Zhu P., Meng J. Fatigue properties of transformation - induced plasticity and dual - phase steels for auto - body lightweight: Experiment, modeling and application // Materials and Design, 2010, 31, PP. 2884 - 2890.

5. Berrahmoune M.R., Berveiller S., Inal K. and et. al. Analysis of the martensitic transformation at various in TRIP steel // Materials Science and Engineering A 378, 2004, PP. 304 - 307.

6. Cheng X., Petrov R., Zhao L. and et al. Fatigue crack growth in TRIP steel under positive R - ratios // Engineering Fracture Mechanics, 2008, vol. 75, Issues 3 - 4, PP. 739 - 749.

7. Jacques P., Furnemont Q., Pardoen T. and et. al. On the role of martensitic transformation on damage and cracking resistance in TRIP - assisted multiphase steels // Acta Materialia, 2001, vol. 49, Issue 1, January, PP. 139 - 152.

8. Su Yu, Zhang Mei, Fu Ren - yu et al. Fatigue properties of low - silicon TRIP - SH steel // Jinshu rechuli = Heat Treat. Metals, 2008, vol. 33, № 8, PP. 25 -30.

9. Sugimoto K., Kobayashi M., Inoue K. et al. Fatigue - hardening Behavior of TRIP - aided Bainitic Steel // J. Iron and Steellnst. Jap., 1999, vol. 5, № 11, PP. 72 - 78.

10. Haidemenopouos G. N. Exploitation of the TRIP Effect for the Development of Formable,Fracture and Fatigue Resistant Steels for Automotive Applications // Engineering Against Fracture: Proceedings of the 1st Conference. Springer Science + Business Media B.V., 2009, PP. 31 - 40.

11. Титов В. Стальной прокат для автомобильной промышленности за рубежом // Национальная металлургия, 2004, Октябрь - ноябрь, С. 84 - 89.

12. Robertson L.T., Hilditch Т.В., Hodgson P.D. The effect of prestrain and bake hardening on the low - cycle fatigue properties of TRIP steel // International Journal of Fatigue, 2008, № 30, PP. 587 - 594.

13. Sugimoto K. - i., Fiji D., Yoshikawa N. Fatigue strength newly developed high - strength low alloy TRIP - aided steels with good hardenability // Procedia Engineering , 2010, № 2, PP. 359 - 362.

14. Haidemenopouos G. N., Grujicic M., Olson G. B. Transformation microyielding of retained austenite // Acta metall., 1989, vol. 37, № 6, PP. 1677 -1682.

15. Olson G.B. Mechanically Induced Phase Transformations in Alloys // Encyclopedia of Materials Science and Engineering, Bever, M.B., Pergamon Press, Cambridge, MA, PP. 2929-2932 (1986).

16. Филиппов M.A., Литвинов B.C., Немировский Ю.Р. Стали с метастабильным аустенитом. М: Металлургия, 1988. - 257 с.

17. Потехин Б.А. Особенности деформации цилиндрических образцов из метастабильных аустенитных сталей при растяжении // ФММ, 1979, т. 48, вып.5 ,С. 1058- 1076.

18. De Cooman B.C. Structure-properties relationship in TRIP steels containing carbide-free bainite // Current Opinion in Solid State and Materials Science, Volume 8, Issues 3-4, June-August 2004, PP. 285-303.

19. Bressanelli J. P., Moskowitz A. Effects of strain rate, temperature, and composition on tensile properties of metastable austenitic stainless steels // Trans. ASM, 1966, № 59(1), PP. 223-239.

20. Вираховский Ю.Г., Георгиева И.Я., Гуревич Я.Б. и др. Использование мартенситного превращения, вызываемого деформацией, для повышения пластичности аустенитных сталей, упрочненных теплым наклепом // ФММ,

1971, Т. 32, №2, С. 348-363.

21. Olson G. В, М. Azrin М. Transformation Behavior of TRIP Steels // Metallurgical Transactions, 1978, vol. 9A, № 5, PP. 713 - 721.

22. Olson G. B. Mechanically Induced Phase Transformations in Alloys: An Update // Encyclopedia of Materials Science and Engineering, Supp. Vol. 3, Pergamon Press, 1993, PP. 1786-1789.

23. Георгиева И.Я. Высокопрочные стали с пластичностью, наведенной мартенситным превращением // Металловедение и термическая обработка, ВИНИТИ, 1982, Т. 16 (Итоги науки и техники ВИНИТИ АН СССР), С. 69 -105.

24. Zackay V.F., Parker E.R., Wood W.E. Microstruct. and Designe Alloys Alloys // Proc. 3rd Int. Conf. Strength Metalls and Alloys, Cambridge, 1973, vol. 1, PP. 175- 179.

25. Терентьев В.Ф. Процессы микро - и макропластической деформации металлических материалов ниже предела выносливости // Металлы, 2003, № 5, С. 73 - 80.

26. Горицкий В. М., Иванова В. С, Орлов JI. Г., Терентьев В.Ф. О различии пластической деформации поверхностных и внутренних слоев поликристаллического железа при усталостном нагружении // ДАН СССР,

1972, Т. 205, №4, С. 812 - 814.

27. Иванова В. С, Орлов JI. Г., Горицкий В. М, Терентьев В.Ф. Изменение дислокационной структуры армко - железа в процессе усталости

при температурах 20 и - 196°С. В сб. Физические процессы пластической деформации при низких температурах. — Киев: Наукова думка, 1974, С. 296 — 304.

28. Лободюк В.А., Эстрин Э.И. Мартенситные превращения. - М.: Физматлит, 2009, 352 с.

29. Горицкий В.М.,Терентьев В.Ф. Структура и усталостное разрушение металлов. -М.: Металлургия, 1980, 207 с.

30. Терентьев В.Ф., Колмаков А.Г., Блинов В.М. Влияние мартенсита деформации на усталость аустенитных коррозионно - стойких сталей // Деформация и разрушении материалов, 2007, № 6, С. 2 - 9.

31. Львов Ю.Б., Малолетнее А.Я., Перкас М.Д. и др. Особенности усталостного разрушения стали с метастабильным аустенитом // Металловедение и термическая обработка металлов, 1980, № 12, С. 17-19.

32. Chanani G.R., Antolovich S.D. Low Cycle Fatigue of a High Strength Metastable Austenitic Steel // Metallurgical Transactions, 1974, vol. 5, № 1, PP. 217-229.

33. Glage A., Weidner A., Biermann H. Effect austenite stability on the low cycle fatigue behavior and microstructure of high alloyed metastable austenitic cast TRIP - steels // Procedia Engineering, 2010, 2, PP. 2085 - 2094.

34. Weidner A., Glage A., Biermann H. In - situ characterization of the microstructure evolution during cyclic deformation of novel cast TRIP - steel // Procedia Engineering, 2010, 2, PP. 1961 - 1971.

35. Olson G. B, Chait R., M. Azrin M. et al. Fatigue Strength of TRIP Steels // Metallurgical Transactions A, 1980, vol. 11 A, PP. 1069- 1071.

36. Алексеева Л.Е., Буржанов A.A., Кравченко Я.П. и др. Механизм повышения усталостной прочности аустенитно - мартенситной трип - стали. Сборник материалов 50 Международного симпозиума «Актуальные проблемы прочности» Часть 2, 2010 года, Витебск, С. 115-118.

37. Алексеева J1.E., Панкова М.Н., Смирнов О.М. Механизмы релаксации локальных микронапряжений при ультразвуковой поверхностной обработке аустенитных сталей / Фазовые превращения и прочность кристаллов: Труды V Межд. Конф., Черноголовка: ИФТТ РАН, 2008, С. 124 - 125.

38. Huo C.Y., Gao H.L. Strain - induced martensitic transformation in fatigue crack tip zone for a high strength steel // Materials Characterization, 2005, vol. 55, PP. 12-18.

39. Chanani G.R., Antolovich Stephen D., Gerberich W.W. Fatigue crack propagation in trip steels // Met. Trans., 1972, vol. 3, № 10, PP. 2661 - 2672.

40. Tomita Т., Shibutani Y. Estimation of deformation behavior of TRIP steels - smooth/ringed - notched specimens under monotonic and cyclic loading // International Journal of Plasticity, 2000, vol. 16, Issues 7-8, PP. 769 - 789.

41. Ни Z.G., Zhu P., Meng J. Fatigue properties of transformation - induced plasticity and dual - phase steels for auto - body lightweight: Experiment, modeling and application // Materials and Design, 2010, № 31, PP. 2884 - 2890.

42. Geoff Davies F.I.M. Materias for Automobili Bodies. - Amsterdam: Elsevier, 2004, 420 p.

43. Heng C. Fatigue properties of low carbon low silicon TRIP - steel // Shanghai Metals, 2009, vol. 31, № 1, PP. 6 - 9.

44. Кудрявцев C.M., Пачурин Г.В., Соловьев Д.В. и др. Основы проектирования, производства и материалы кузова современного автомобиля. - Н. Новгород, 2010, 236 с.

45. Hilditch Т.В., Timokhina I.B., Robertson L.T. et. al. Cyclic Deformation of Advanced High - Strength Steels: Mechanical Behavior and Microstructural Analysis // Metallurgical and Materials Transactions A, 2009, vol. 40A, PP. 342 -353.

46. БеняковскийМ.А., Масленников B.A. Автомобильная сталь и тонкий лист. - Череповец: Издательский дом «Череповец», 2007, 635 с.

47. Kwon О., Lee К., Kim G. et al. New Trends in Advanced High Strength Steel Developments For Automotive Application // Materials Science Forum Vols., 2010, 638-642, PP. 136-141.

48. Гуляев A.A. Эффекты пластичности, наведенной превращением, и пластичности, наведенной двойникованием, в сталях и сплавах // 4 Собрание металловедов России, Пенза, 23 - 25 сент., 1998: Сб. матер. 4.1. - Пенза, 1998, С. 18-19.

49. Tomita T., Shibutani Y. Estimation of deformation behavior of TRIP steels - smooth/ringed - notched specimens under monotonie and cyclic loading // International Journal of Plasticity, 2000, vol. 16, Issues 7-8, PP. 769 - 789.

50. Song S. - M., Sugimoto K. - i., Kandaka S. et al. Effect of Prestraining on High - Cycle Fatigue Strength of High - Strength Low Alloy TRIP - Aided Steels // Materials Science Research International, 2003, vol. 9,№ 3, PP. 223 -229.

51. Hashimoto T.M., Pereira M.S. Fatigue life studies in carbon dual - phase steels // Inst. J. Fatigue, 1996, vol. 18, № 8, PP. 529 - 533.

52. Nakajima K., Urabe T., Hosoya Y. et al. Influence of Microstructural Morphology and Prestraining on Short Fatigue Crack Propagation in Dual - phase Steels // ISIJ International ,2001, vol. 41, № 3, PP. 298 - 304.

53. Okayasu M., Sato K., Mizuno M. et al. Fatigue properties of ultra - fine grained dual phase ferrite / martensite low carbon steel // International Journal of Fatigue, 2008, № 30, PP. 1358 - 1365.

54. Ban L., Hui W., Yong Q. et al. High cycle fatigue behavior of medium -carbon trip steel at different tensile strength levels // Chinese Journal of Materials Research, 2008, vol. 22, № 6, PP. 629 - 633.

55. Hamada A.S., Karjalainen L.P., Ferraiuolo A. et al. Fatigue Behavior of Four High - Mn Twinning Induced Plasticity Effect Steels // Metallurgical and Materials Transactions, 2010, vol. 41 A, PP. 1102 - 1108.

56. Niendorf Т., Rubitschek F., Maier H.J. et al. Fatigue crack growth -Microstructure relationships in a high - manganese austenitic TWIP steel // Materials Science and Engineering A, 2010, vol. 527, PP. 2412-2417.

57. Minakawa K., McEvily A.J. On the Influence of Microstructure on the Threshold Level for Fatigue Crack Growth in Steels // Strength Metals and Alloys. Proc. 5th Int. Conf., Aachen, 1979, vol. 2., PP. 1145 - 1150.

58. Голованенко C.A., Фонштейн H.M. Двухфазные низколегированные стали. - М.: Металлургия, 1986, 207 с.

59. Song Yu - jiu, Guo Zhen - feng, Liu Jing - hua. Fatigue fracture of

• th ___

martensite - ferrite duplex structure / 5 Heat Treatment of Materials.Proceedings,

vol. I. Budapest, 1986, PP. 389 - 396.

60. Deng R.Y., Ye Z.J. Fatigue crack growth rate in ferrite - martensite dual - phase steel // Theoretical and Applied Fracture Mechanics, 1991, vol. 16, PP. 109- 122.

61. Ishihara T. The influence of mean stress on fatigue crack propagation in dual phase low carbon steel // Journal of Materials Science, 1983, № 18, PP. 2629 -2638.

62. Терентьев В.Ф., Кораблева С.А. Сопротивление усталости высокопластичных TRIP- и TWIP-сталей (обзор) // Деформация и разрушение материалов, 2012, № 2, С. 2-8.

63. Терентьев В.Ф., Кораблева С.А. Усталостная прочность высоколегированных коррозионно-стойких трип-сталей (обзор) // Деформация и разрушение материалов, 2012, № 5, С. 2-11.

64. Hempel М. Dauerschwingvcrhalten kaltverformter Stahlproben // Archiv fur das Eisenhutienwesen, 1972, vol. 43, S. 337-344.

65. Терентьев В.Ф. Усталость металлических материалов. - М.: Наука, 2003, 254 с.

66. Банных О.А., Ковнеристый Ю.К. Стали для работы при низких температурах. — М.: Металлургия, 1969, 191 с.

67. Guntner C.J., Reed R.P. The Effect of Experimental Variables Including the Martensitic Transformation on the Low - Temperature Mechanical Properties of Austenitic Stainless Steels // Transactions of the ASM, 1962, vol. 55, PP. 411 - 431.

68. Малинов JI.C., Коноп В.И., Соколов K.H. и др. Оптимизация интенсивности мартенситного превращения при нагружении в хромомарганцевых сталях // Металлы, 1976, № 5, С. 143 - 148.

69. Малинов Л.С., Эйсмонд Т.Д. Упрочение нестабильных аустенитных Cr - Мп - N сталей // Известия АН СССР. Металлы, 1969, № 2, С. 113 - 120.

70. Smada М., Walther F., Eifler D. Deformation - induced martensitic transformation in metastable austenitic steels // Mat. Sci. and Eng. A, 2008, Issues 483-484, PP. 394-397.

71. Vinogradov A., Lazarev A., Linderov et al. Kinetics of deformation processes in high-alloyed cast transformation-induced plasticity / twinnig-induced plasticity steels determined by acoustic emission and scanning electron microscopy: Influence of austenite stability on deformation mechanisms // Acta materialia, 2013, vol. 61, Issue 7, PP. 2434 - 2449.

72. Одинг И.А., Либеров Ю.П. Накопление дефектов и образование субмикроскопических трещин при статическом деформировании армко -железа // Изв. АН СССР. Металлургия и топливо, горное дело, 1964, № 1, С. 113-119.

73. Пенкин А.Г., Терентьев В.Ф., Бакиров М.Б. Оценка степени повреждаемости конструкционных сталей // Деформация и разрушение материалов, 2005, № 2, С. 7 - 13.

74. Пенкин А.Г., Терентьев В.Ф. Оценка степени повреждаемости конструкционной стали 19Г при статическом и циклическом деформировании с использованием метода акустической эмиссии // Металлы, 2004, № 3, С. 7885.

75. Пенкин А.Г., Терентьев В.Ф., Маслов Л.И. Оценка остаточного ресурса работоспособности трубных сталей с использованием методов

акустической эмиссии и кинетической твердости. - М.: Интерконтакт Наука, 2005, 69 с.

76. Мерсон Е.Д., Криштал М.М., Мерсон Д.Л., Еремичев A.A., Виноградов А.Ю. Исследование стадийности процесса разрушения высокоуглеродистой стали, охрупченной водородом, с применением метода акустической эмиссии // Деформация и разрушение материалов, 2012, № 9, С. 41 -48.

77. Пенкин А.Г., Терентьев В.Ф., Рощупкин В.В и др. Исследование механизмов разрушения сталей с искусственным дефектом методом акустической эмиссии / Безопасность и живучесть технических систем: Труды IV Всероссийской конференции. В 2 т. - Красноярск: Институт физики им. Л.В. Киренского СО РАН, 2012 - Т. 1: Пленарные доклады. Секция 1 «Научные обоснования прочности, ресурса и безопасности технических систем». - Красноярск: СКТБ «Наука», 2012, С. 187 - 192.

78. Иванова B.C., Терентьев В.Ф. Влияние пластической деформации и последующего старения на циклическую прочность стали // Вестник машиностроения, 1965, № 10, С. 59-61.

79. Добаткин СВ., Рыбальченко О.В., Рааб Г.И. Формирование субмикрокристаллической структуры в аустенитной стали Х18Н10Т при РКУ прессовании и нагреве // Металлы, 2006, № 1, С. 48-54.

80. Уваров А.И., Васечкина Т.П. Дисперсионно - твердеющие стали на железоникелевой основе с метастабильны аустенитом // Физика металлов и металловедение, 2001, Т. 92, № 4, С. 85 - 96.

81. Терентьев В.Ф., Алексеева Л.Е., Кораблева С.А., Просвирнин Д.В., Панкова М.Н., Филиппов Г.А. Особенности разрушения высоколегированных трип-сталей при статическом и циклическом деформировании. I. Закаленные трип-стали системы Fe-Ni-Cr // Деформация и разрушение материалов, 2012, №8, С. 21-26.

82. Терентьев В.Ф., Алексеева Л.Е., Кораблева С.А., Просвирнин Д.В.,

Панкова М.Н., Филиппов Г.А. Особенности разрушения высоколегированных трип-сталей при статическом и циклическом деформировании. II. Закаленные трип-стали системы Fe-Ni-Cr после пластической деформации и отпуска // Деформация и разрушение материалов, 2012, № 9, С. 13-18.

83. Siegel Е. Correlation of microyielding strain bursts and acoustic emission pulses in b.c.c. alloys exhibiting yield drops and serrated yielding // Scripta Metallurgies 1974, vol. 8, № 6, PP. 617 - 620.

84. Штейнберг M.M., Журавлев JI. Г., Черногорова О.П. Образование мартенсита под нагрузкой и его влияние на механические свойства метастабильных аустенитных сплавов (краткое сообщение) // ФММ, 1997, Т. 44, № 1, С. 217-220.

85. Jones B.L., Jones P.N. Transformation-strain relationships in trip steels // Scripta Metall., 1974, vol. 8, PP. 445-450.

86. Хоникомб P. Пластическая деформация металлов. - M.: Мир, 1972, 408 с.

87. Терентьев В.Ф., Добаткин С.В., Просвирнин Д.В. и др. Усталостная прочность аустенитной стали XI8Н1 ОТ после равноканального углового прессования // Деформация и разрушения материалов, 2008, № 10, С. 30 -

38.

88. Терентьев В.Ф., Алексеева Л.Е., Кораблева С.А., Просвирнин Д.В., Панкова М.Н., Филиппов Г.А. Циклическая выносливость высокопрочной коррозионно-стойкой тонколистовой трип-стали // Деформация и разрушение материалов, 2013, № 3, С. 22-28.

89. Терентьев В.Ф., Слизов А.К., Просвирнин Д.В., Кораблева С.А., Ашмарин А.А. Исследование усталостных свойств материала торсионов несущих винтов вертолетов до и после эксплуатации // Деформация и разрушение материалов, 2013, № 5, С. 18-24.

90. Терентьев В.Ф., Бецофен С .Я., Кораблева С.А., Слизов А.К., Ашмарин А.А. Анализ структурных изменений трип-стали ВНС 9-Ш при

циклическом деформировании // Деформация и разрушение материалов, 2013, №6, С. 16-20.

91. Целиков А.И., Томленое А.Д., Зюзин В.И. и др. Теория прокатки / Справочник. - М: Металлургия, 1982,335 с.

92. Кузнецов Г.И., Касьяников В.А. Взлет по вертикали. - М.: ООО «ИИГ «ПОЛИГОН-ПРЕСС», 2008, 215 с.

93. Терентьев В.Ф., Ящук C.B., Кораблева С.А., Просвирнин Д.В., Недбайло А.Б., Бакланова О.Н., Родионова И.Г. Характеристики усталости авто л истовых сталей // Деформация и разрушение материалов, 2013, № 2, С. 42-47.

94. Nakajima К., Urabe T., Hosoya Y. 12. et al. Influence of microstructural morphology and prestraining on short fatigue crack propagation in dual-phase steels // ISIJ, 2001, vol. 41, № 3, PP. 298—304.

0§:0Й0-КЙМ0В