Исследование закономерностей деформационного старения и его влияния на механические свойства сталей типа 08Г2Б с ультрадисперсной структурой тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.09, кандидат наук Полухина Ольга Николаевна

• Полухина Ольга Николаевна
• кандидат наук
• 2019

Оглавление диссертации кандидат наук Полухина Ольга Николаевна

Оглавление

ВВЕДЕНИЕ

1 ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ИСТОЧНИКОВ

1.1 Химический состав и микроструктура современных строительных сталей

1.2 Стадии деформации и разрушения при статическом растяжении

1.3 Деформационное старение низкоуглеродистой стали

1.4 Деформация Людерса

1.5 Кинетика образования аустенита

2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Материал исследования и режимы обработок

2.2 Методики структурных исследований

2.3 Дилатометрические исследования

2.4 Термический анализ

2.5 Терморентгенографические исследования

2.6 Испытания механических свойств

3 ИССЛЕДОВАНИЕ ДЕФОРМАЦИОННОГО СТАРЕНИЯ СТАЛИ 08Г2Б МЕТОДОМ КОРРЕЛЯЦИИ ЦИФРОВЫХ ИЗОБРАЖЕНИЙ

3.1 Образец с одной полосой Чернова - Людерса

3.1.1 Формирование пластической и упругой волн деформации

3.1.2 Функционирование каналов течения и зон в них

3.2 Образцы с пересекающимися полосами Чернова - Людерса

3.3 Образец без деформационного старения

3.4 Параметры пластической деформации образцов с деформационным старением

3.4.1 Коэффициент Пуассона и трещиностойкость

3.4.2 Размер очага деформации и активной зоны при сосредоточенной деформации

3.4.3 Вязкость растяжения

3.4.4 Величина эффекта деформационного старения 110 Выводы по главе

4 ПРОЯВЛЕНИЕ ЭФФЕКТА ДЕФОРМАЦИОННОГО СТАРЕНИЯ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ ЦИЛИНДРИЧЕСКИХ ОБРАЗЦОВ

4.1 Вид диаграмм растяжения и механические свойства плоских и цилиндрических образцов, испытавших одинаковую обработку

4.2 Оценка величины эффекта деформационного старения по цилиндрическим образцам

4.3 Влияние вылеживания и нагрева на величину эффекта деформационного старения

98

117

4.4 Соотношение между величиной эффекта деформационного старения и уровнем ударной вязкости

Выводы по главе

5 КИНЕТИКА ОБРАЗОВАНИЯ АУСТЕНИТА, ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПОСЛЕ НАГРЕВА В 129 МЕЖКРИТИЧЕСКИЙ ИНТЕРВАЛ ТЕМПЕРАТУР

5.1 Кинетика образования аустенита 129 5.1.1 Дилатометрические и калориметрические исследования

5.2 Терморентгенографические исследования

5.3 Микроструктурные исследования образцов стали 08Г2Б после различных обработок

5.4 Механические свойства

5.5 Ступенчатая закалка 156 Выводы по главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования

В последние годы во все возрастающих объемах при строительстве топливопроводов, зданий, судов и т.д. используется толстолистовой прокат из высокопрочных сверхнизкоуглеродистых сталей типа 08Г2Б. Благодаря ультрамелкозернистой структуре, получаемой в результате контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, легированию и сбалансированным механизмам упрочнения феррито-бейнитно/мартенситные стали группы прочности К65(Х80) обладают высокой конструктивной прочностью. Ключевым вопросом использования сталей является стабильность их функциональных свойств, что обеспечивает надежную безаварийную эксплуатацию строительных конструкций.

Однако современные высокопрочные строительные стали в силу технологии производства толстого листа, ускоренного охлаждения горячего проката, сверхмелкого зерна с повышенной плотностью дислокаций предрасположены к деформационному старению, способному привести к деградации функциональных свойств вследствие снижения вязкопластических характеристик, а также к повреждению защитного покрытия. Это вызвало пристальное внимание к эффекту деформационного старения в высокопрочных сталях; его возникновению и эволюции, возможности минимизировать и даже подавить его, а главное, влияние его на комплекс функциональных свойств в процессе производства и эксплуатации конструкций при различных температурно-деформационных воздействиях.

Несмотря на интенсивные исследования в этом направлении на протяжении многих десятилетий, весьма удачные модели, дающие трактовку с общих позиций, эффект деформационного старения, охватывающий все структурные уровни материала, настолько многогранен, что требует детального экспериментального изучения для сплавов с различной основой, структурой и фазовым составом, в том числе строительных сталей нового поколения. Это позволит сформулировать рекомендации по возможности управления данным эффектом, оценки его величины в металле после конкретного температурно-

деформационного воздействия и, в итоге, дать научно обоснованный прогноз длительной безаварийной эксплуатации строительных конструкций.

Отсюда актуальность темы диссертации и обоснованность поставленных в ней цели и задач.

Степень разработанности темы исследования

Подавляющее большинство исследований структуры, в том числе на сталях группы прочности К65(Х80), ограничиваются изучением деформационного старения (полос Чернова-Людерса) в пределах площадки текучести, хотя для понимания влияния этого эффекта на уровень свойств сталей необходимо рассмотрение пластического течения и разрушения на всех стадиях деформации растягиваемого образца.

На сегодняшний день имеется крайне малое количество исследований особенностей деформации Людерса в сталях с различными структурно-фазовыми состояниями, например, с различной плотностью дислокаций и закрепляющих их частиц карбидов.

Отсутствуют сравнительные данные по проявлению эффекта деформационного старения в плоских образцах, на которых выполнено большинство структурных исследований, и в цилиндрических образцах, широко используемых для оценки механических свойств.

На сталях класса прочности К65(Х80) не имеется исследований влияния режимов термообработки, включающих нагрев и охлаждение с различными скоростями в диапазоне температур до Ась а также в межкритический интервал.

Таким образом, целью работы явилось: изучение деформационного старения в сталях типа 08Г2Б и его влияния на все стадии растяжения образцов с различным структурно-фазовым состоянием и комплекс механических свойств.

В работе были поставлены и решены следующие задачи:

1. с помощью метода корреляции цифровых изображений исследовать формирование и распространение полос Чернова-Людерса в образцах, испытавших нагрев и охлаждение с различными скоростями в интервале температур от 100 до 1000°С.

2. выявить основные факторы эффекта деформационного старения, влияющие на величину и распределение деформации в растягиваемых образцах, а также уровень механических свойств.

3. разработать необходимый для оценки состояния металла после изготовления изделий и/или эксплуатации строительных конструкций параметр Э, характеризующий по изменению механических свойств как плоских, так и цилиндрических образцов для растяжения, величину деформационного старения.

4. установить режимы термообработки, приводящие к минимизации или устранению эффекта деформационного старения, а также температурные интервалы нагрева/охлаждения, при попадании в которые стали типа 08Г2Б, испытавшие снижение вязкости.

Научная новизна и теоретическая ценность работы:

- впервые с привлечением метода корреляции изображений прослежено возникновение и функционирование каналов течения на всех стадиях растяжения (упругопластической, площадке текучести, равномерной и сосредоточенной) плоских образцов;

- показано, каким образом различные механизмы деформации Людерса определяют месторасположение в образце шейки и магистральной трещины, а также задают комплекс механических свойств;

- выделен период II на сосредоточенной стадии деформации, начало и протяженность которого может использоваться в качестве критерия трещиностойкости сталей группы прочности К65(Х80);

- выявлены основные факторы эффекта деформационного старения, влияющие на комплекс механических свойств сталей типа 08Г2Б.

Практическая значимость работы:

- предложен способ определения вязкости металлических материалов при испытаниях на ударный изгиб с записью диаграмм нагружения (патент №2646548). Предлагаемый способ может быть использован для определения вязкости металлических материалов при наличии инструментальной записи кривой разрушения;

- разработан параметр Э, позволяющий по изменению механических свойств при деформационном старении проводить прогноз состояния металла, допустимого для безопасной эксплуатации конструкций;

- установлены температурные интервалы нагрева/охлаждения, при попадании в которые стали К65(Х80) склонны к недопустимому снижению вязкости или прочности;

- сформулированы рекомендации по режимам термообработки, обеспечивающие минимизацию эффекта деформационного старения или его устранению;

- результаты работы использованы при разработке 2-х учебных пособий: «Деформационное старение в сталях», «Современные методы исследования полиморфных превращений в сталях» для студентов высших учебных заведений, обучающихся по направлениям «Металлургия» и «Металловедение и технологии материалов»;

- результаты исследования используются в курсе лекции по дисциплине «Прочность сплавов» на кафедре Термообработки и физики металлов Института новых материалов и технологий УрФУ.

Методология и методы диссертационного исследования

Методологической основой исследования послужили труды ведущих отечественных и зарубежных ученых в области изучения деформационного старения сталей, зарубежные и государственные стандарты РФ, а также... Для достижения поставленной цели и задач в диссертационной работе были использованы методы: инструментальные испытания на растяжение и ударную вязкость, металлография, растровая и просвечивающая электронная микроскопия, метод корреляции цифровых изображений.

Положения, выносимые на защиту:

- механизмы образования и движения полос Чернова-Людерса, а также формирование очагов деформации в плоских образцах, испытавших термическую обработку по различным режимам;

- выделение периода II на сосредоточенной стадии растяжения плоских образцов, расположение и протяженность которого можно рассматривать как критерий трещиностойкости сталей группы прочности К65(Х80);

- разработка параметра Э, характеризующего по изменению прочностных и вязкопластических свойств величину эффекта деформационного старения;

- установление температурных областей, приводящих при нагреве/охлаждении к потере вязкопластических свойств сталей типа 08Г2Б ниже допустимого уровня;

- рекомендации по режимам термической обработки, обеспечивающих формирование высокого комплекса механических свойств при минимизации или устранении эффекта деформационного старения.

Степень достоверности результатов диссертации определяется использованием при проведении экспериментов современных методов исследований, новейших измерительных приборов и аппаратуры, а также воспроизводимостью и непротиворечивостью результатов, полученных различными методами.

Личный вклад соискателя заключается в постановке цели и задач, обработке и анализе результатов, формулировании выводов, написании статей и тезисов.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Исследование закономерностей деформационного старения и его влияния на механические свойства сталей типа 08Г2Б с ультрадисперсной структурой»

Апробация работы

Основные положения и результаты диссертационной работы доложены и обсуждены на международных и всероссийских научно- технических конференциях и школах: XII, XIII, XIV, XVI, XVII, XVIII Международной научно-технической уральской школе-семинаре металловедов - молодых ученых (Екатеринбург, 2011, 2012, 2013, 2015, 2016, 2017); XXI, XXIV Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Магнитогорск, 2012, 2018); научно-практической конференции «Актуальные вопросы конструкционный прочности и износостойкости деталей машин» (Нижний Тагил, 2014); III Международная Уральская научно-практическая конференция «Обеспечение надежности теплоэнергетического

оборудования техническое диагностирование и экспертиза промышленной безопасности» (Челябинск, 2016); VIII Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» (Москва, 2016).

По теме диссертации опубликовано 23 печатные работы, отражающие основное содержание диссертации, в том числе 7 статей в рецензируемых научных изданиях, рекомендованных ВАК и 1 патент РФ на изобретение.

Автор считает своим долгом выразить глубокую благодарность научному руководителю д.т.н. профессору Фарберу Владимиру Михайловичу за помощь и руководство на всех этапах выполнения диссертации, д.т.н. профессору Попову Артемию Александровичу, коллективу кафедры «Термообработки и физики металлов».

1 ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ИСТОЧНИКОВ

1.1 Химический состав и микроструктура современных строительных

сталей

Микроструктура. Высокий уровень прочности в сочетании с высоким сопротивлением хрупкому разрушению низкоуглеродистых сталей, применяемых для магистральных трубопроводов, достигается в результате использования обработок, приводящих к формированию в металле феррито-бейнитной или полностью бейнитной структуры, а также за счет легирования карбидообразующими элементами, обеспечивающими эффект дисперсионного твердения [1].

Эволюция составов трубопроводных сталей и способов их обработки явилась отражением неуклонного повышения требований к широкому комплексу механических свойств, определяющих надежность конструкции трубопровода [2]. На протяжении последних десятилетий потребительские свойства к трубопроводным сталям значительно возросли, что явилось результатом существенных достижений в выплавке высокочистых микролегированных V, Nb, Ti сверхнизкоуглеродистых (до 0,05 % углеводорода) сталей, подвергаемых внепечной обработке и непрерывной разливке [3], а также результатом применения контролируемой прокатки (рисунок 1.1). Контролируемая прокатка (КП) - термомеханический контролируемый процесс, включающий в себя чередующиеся стадии нагрева и обжатия в аустенитной области или чуть ниже Аг3 в зависимости от выбранной технологической схемы и мощности прокатного оборудования (TMCP - Thermo-Mechanical Controlled Processing) [4]. Скорость последеформационного охлаждения прокатанного листа может быть различной -от нескольких градусов до десятков градусов в секунду [5, 6]. Этот фактор, так же, как и широкий температурный интервал превращений переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении, предопределяет формирование в металле труб структурных составляющих разных морфологических видов. Выделяют две группы структурных составляющих: основные (феррит, бейнит и

др.) и дополнительные вторичные фазы, или микросоставляющие (цементитные частицы, остаточный аустенит, специальные карбиды и др.).

Рисунок 1.1 Этапы разработки сталей для трубопроводов [7]

На рисунке 1.2 представлены типичные микроструктуры сталей класса прочности К65 (Х80).

Рисунок 1.2 Микроструктура стали 08Г2Б в сечении, перпендикулярном (а)

и параллельном оси трубы (б) [8]

Основной особенностью структуры является полосчатость. На рисунке 1.2 темные области (кристаллы), являются сдвиговыми продуктами распада аустенита (бейнит), состоящие из нескольких очень мелких сросшихся зерен, средний размер которых составляет 2,8...1,8 мкм. Количество сдвиговых продуктов распада составляет 14.18 %. Белые зёрна - зёрна избыточного феррита, который выделился из переохлаждённого аустенита при охлаждении. Полосы шириной 3.15 мкм, ограниченные длинными слегка изогнутыми границами, являются границами вытянутых бывших аустенитных зерен [8, 9].

Выделения дисперсных частиц в стали класса прочности К65 (Х80), представлены на рисунке 1.3 [9, 10]. Выделения дисперсных фаз распределяются неоднородно (рисунок 1.3, а) по микрообъему металла и имеют различную морфологию.

Рисунок 1.3 Дисперсные выделения в стали класса прочности К65(Х80) [9]

Плотность частиц в отдельных микрообъемах весьма низка, а в областях, где имеется их повышенное количество, они распределены сравнительно однородно (рисунок 1.3, б). Крупные частицы неправильной ограненной или округлой формы распределены в виде скоплений и являются частицами карбонитридных фаз типа КИЪ, Т (С, К) размером 30.40 нм, имеющие неправильную ограненную или округлую форму; они расположены в виде

скоплений или образуют цепочки преимущественно по границам реек, а также зерен полиэдрического феррита.

Химический состав определяет важнейшие характеристики стали, контролирующие превращения аустенита и конечную микроструктуру -положение критических точек (температур начала и конца фазовых превращений) и областей превращения распада аустенита [11, 12]. Вводимые в высокопрочные трубные стали легирующие элементы можно разделить на два вида: одни элементы способствуют повышению устойчивости переохлажденного аустенита по первой ступени и тем самым способствуют образованию низкотемпературных продуктов распада аустенита (бейнита, мартенсита). Другие химические элементы являются микролегирующими и используются, в основном, для дисперсионного упрочнения выделениями различных фаз (карбонитридных и меди).

Одним из ключевых моментов, определяющих эффективность действия легирующих элементов, правильность подобранной композиции, является регламентированная устойчивость переохлажденного аустенита. При низком содержании углерода (до 0,05%) в гетерофазных трубопроводных сталях групп прочности К65(Х80) необходимая устойчивость переохлажденного аустенита обеспечивается Мп, Мо, Сг и М. Особенно эффективно увеличивают устойчивость переохлажденного аустенита Мо и Мп, несколько слабее Сг и М, а также микродобавки V, КИЪ, находящиеся в твердом растворе [11, 13].

Повышение содержания Si до 0,20.0,40 % вызывает чрезмерное твердорастворное упрочнение, вызывает значительное искажение кристаллической решетки а - железа, увеличивает прочность феррита, а также усиливает действие А1, "выталкивая" азот и углерод из твердого раствора. Алюминий добавляют для образования нитрида АШ, который сдерживает рост зерна аустенита, тем самым обеспечивает формирование мелкозернистой структуры [14].

Ведущая роль в формировании низкотемпературных продуктов превращения аустенита отводится марганцу, содержание которого составляет 0,8.1,5 %, а в ряде случаев достигает 2,0 %. Однако чрезмерное легирование марганцем имеет ряд недостатков, связанных в первую очередь, с его повышенной способностью к

ликвации при содержании более 1,5%. Для подавления ликвации марганца в современном металлургическом производстве применяется электромагнитное перемешивание жидкой стали и ее ускоренная кристаллизация. Марганец, способствующий твердорастворному упрочнению феррита, повышает прочность и вязкость сварного соединения основного металла. При содержании марганца более 2,0% ухудшается пластичность стали [14].

Влияние М слабее, чем Мп, и его содержание в высокопрочных сталях желательно поддерживать в пределах 0,20-0,50 % или чуть выше для создания необходимой вязкости при низких температурах.

Микродобавки КЪ, V, Т действуют на кинетику распада переохлажденного аустенита неоднозначно. Присутствующие в аустените нерастворившиеся частицы МеС ускоряют распад аустенита, так как они связывают часть атомов углерода и являются подложками для зародышей феррита. В то же время атомы V, Т и особенно КЫЪ, в силу значительного размера его атома, находясь в твердом растворе, тормозят диффузионное перераспределение углерода в переохлажденном аустените и тем самым сдерживают его распад по I ступени. Карбиды и нитриды ниобия имеют одинаковую кубическую решетку и взаимно растворимы, что определяет высокую вероятность выделения его карбонитридов при обработке. В то же время нитриды титана ТК формируются при высоких температурах в процессе кристаллизации расплава, а карбиды КЪ и V формируются позже [13]. Наличие карбонитрида титана (ниобия) сдерживает рост аустенитного зерна при нагреве под прокатку, затрудняют развитие процессов рекристаллизации при горячей деформации. При последующей обработке микролегирующие элементы эффективно замедляют рекристаллизацию деформированного аустенита, которая наблюдается ниже 900 °С, и приводит к распаду нерекристаллизованного аустенита. Этому способствуют либо выделения на границах карбонитрида ниобия, либо инициированное деформацией выделение дисперсных частиц. Также они тормозят рост новой фазы на межфазной границе за счет дисперсных выделений вследствие превращения или деформации [15].

Повышение устойчивости переохлажденного аустенита также достигается за счет увеличения содержания Сг до 0,4.0,8 %, который распределяется в слитке

более равномерно, чем Мп. Хром снижает ударную вязкость и ухудшает хладостойкость [16].

Медь вызывает дисперсионное твердение в сталях, её количество в углеродистых сталях поддерживается на уровне 0,25.0,50 % [17]. Как легирующий элемент, медь не влияет на процессы карбидообразования, ее действие сказывается в первую очередь на у^а превращении в процессе закалки. Влияние меди на процессы превращения переохлажденного аустенита не очень велико [17].

Легирование низкоуглеродистых сталей Мп, Сг и, особенно, Мо приводит к тому, что I ступень распада переохлажденного аустенита смещается вправо и появляется возможность при ускоренном охлаждении (со скоростями выше 12 оС/с) исключить образование перлита и сформировать структуру, состоящую из полигонального феррита и бейнита (реечного феррита), а также мартенсита при большей интенсивности охлаждения.

Весьма перспективно повышение в трубных сталях содержания Мо от 0,08.0,10 до 0,25...0,50 %, который, благодаря сильному торможению диффузионных процессов, действует многогранно [18]:

- эффективно повышает устойчивость переохлажденного аустенита, препятствуя выделению полигонального феррита и перлита, что благоприятствует образованию бейнита, островков мартенсита и остаточного аустенита;

- способствует выделению частиц МеС в аустените и феррите, сдерживая их разупрочнение после горячей деформации.

Таким образом, вплоть до недавнего времени основу высокопрочных трубопроводных сталей составляет Мп-Мо-ЫЪ^-(Т^ композиция, то есть стали с повышенным содержанием Мп (до 2%) и пониженным содержанием Мо (до 0,2%), микролегированные V, КЪ и Т^ а также Си. Причем разные производители легируют стали теми или иными элементами в различных количествах [19].

1.2 Стадии деформации и разрушения при статическом растяжении

В общем случае процессы деформации и разрушения металлических материалов связаны с постепенным накоплением и взаимодействием дефектов кристаллической решетки (вакансии, межузельные атомы, дислокации и дисклинации, границы зерен и блоков и т.п.) и, как следствие этого, с постепенным развитием повреждений в виде образования и распространения микро- и макроскопических трещин [20-21].

При кратковременном статическом деформировании основные стадии накопления повреждений включают (рисунок 1.4): первая стадия - стадия микротекучести. Стадия начинается от начала нагружения до возникновения первых линий скольжения на площадке текучести. Остаточная макродеформация на этой стадии практически равна нулю, в металле протекает микропластическая деформация, причем наиболее интенсивно в приповерхностных слоях металла глубиной порядка размера зерна. Это обусловлено тем, что в приповерхностных слоях металла в благоприятно ориентированных зернах пластическое течение начинается раньше, чем во внутренних объемах металла.

а

Т<ТХ

е

Рисунок 1.4 Периоды и стадии статического деформирования поликристаллических металлов [22]

Причина такого поведения связана с рядом факторов: особенностью закрепления приповерхностных источников дислокаций (имеющих одну точку закрепления), у которых критическое напряжение начала их работы значительно ниже, чем у источников в объеме; наличием в поверхностном слое более грубой, чем в объеме, дислокационной сетки Франка и в этом случае для генерирования дислокаций требуется меньшее напряжение; наличием поверхностных концентраторов напряжения; различием скоростей движения дислокаций у поверхности и внутри металла и рядом других факторов. Внутри металла на этой стадии наблюдается движение отдельных дислокаций локальный процесс размножения дислокаций в благоприятно ориентированных зернах, преимущественно в области границ зерен (рисунок 1.5, а). Для металлических материалов с физическим пределом текучести окончание этой стадии четко фиксируется началом негомогенной деформации Людерса, широко известной как пример макронеоднородности пластической деформации [23].

в)

г)

Рисунок 1.5 Схема эволюции дислокационной структуры металлического материала в процессе деформации: а) - стадия микротекучести, б) - стадия текучести, в) - стадия деформационного упрочнения (ячеистая дислокационная структура), г) - конец стадии деформационного упрочнения - начало стадии шейкообразования (формирование устойчивых полос скольжения). Слева показаны схемы, справа приведены микрофотографии соответствующих дислокационных структур [22]

Вторая стадия - стадия текучести, на которой наблюдается негомогенная деформация в виде прохождения по всей рабочей длине образца фронта Чернова-Людерса, путем лавинообразного распространения пластического течения, связанного с быстрым размножением дислокаций на линии продвигающегося фронта деформации (рисунок 1.5, б). Плотность дислокаций в этой зоне возрастает до величины порядка . Позади фронта деформации средняя

плотность дислокаций остается практически постоянной в течение всего времени деформации на площадке текучести и начинает увеличиваться вновь лишь с переходом к стадии деформационного упрочнения [24]. Степень пластической деформации поликристаллических металлов на площадке текучести неоднородна и зависит от ориентации отдельных зерен.

Прочность образца на площадке текучести (в ходе прохождения полосы Чернова-Людерса) можно выразить как аддитивное сложение прочности исходных (недеформированных) объемов ( ) и прочности объемов, через

которые прошли ПЧЛ ( апчл, а пчл) [25]:

= + , (1.1)

где и - доли объемов образца с исходной структурой и структурой ПЧЛ соответственно;

Яисх + япчл=1; qисх=l- Чпчл, (1.2)

Учитывая эти моменты:

(7ТН-(7ИСХ

а пчл=^^--(1 3)

Исходя из уравнения (1.3), можно сделать весьма нетривиальные заключения, объясняющие выраженную картину пластической деформации на площадке текучести. Поскольку числитель, как и знаменатель, дроби в правой

части уравнения (1.3) должен иметь положительный знак, то аисх < а" < апчл; т.е. прочность ПЧЛ, где дислокации генерируются и перемещаются, преодолевая препятствия, больше прочности исходных недеформированных объемов.

По окончании площадки текучести в образце создается набор микрообъемов, различающихся по прочности (плотности дислокаций), что приводит к параболическому упрочнению при дальнейшей деформации.

Согласно экспериментальным данным, описываемым уравнением Петча-Холла, уменьшение размера зерна 6 приводит к росту ат [25]:

ат=а+к^1/2, (1.4)

где о - напряжение трения, k - константы.

Если принять, что прочность первых объемов образца, через которые прошла ПЧЛ, не зависит от размера зерна, то для достижения предела текучести в образце с меньшим зерном (й2 на рисунке 1.9, б) необходима большая деформация (бт), порождающая более высокую плотность дислокаций. Прирост доли деформированных объемов qПЧЛ контролируется повышением их прочности.

В железе с размером зерна 6 = 1,7 мкм площадка текучести 5ПТ настолько высокая и протяженная, что участок параболического упрочнения отсутствует, и за площадкой текучести сразу образуется шейка.

Предел текучести сплава с подвижными носителями пластического течения рассматривается как сумма компонентов, связанных с различными механизмами упрочнения [36]:

ат = а0 + Дстт.р. + Дап + Дад.у. + Дад + Да3, (1.5)

где а0 - сопротивление решетки металла движению свободных дислокаций (напряжение трения решетки или напряжение Пайрлса-Набарро); Дат.р. -упрочнение твёрдого раствора растворёнными в нём легирующими элементами и примесями (твердорастворное упрочнение); Дап- упрочнение, вносимое перлитом

(перлитное упрочнение); - упрочнение, обусловленное сопротивлением скользящей дислокации другим дислокациям в кристалле (дислокационное упрочнение); - упрочнение, вызванное образованием дисперсных частиц второй фазы при распаде пересыщенного твёрдого раствора (дисперсионное упрочнение); - упрочнение границами зёрен и субзёрен (зернограничное упрочнение).

Третья стадия - стадия деформационного упрочнения и шейкообразования. На этой стадии в металлах продолжает увеличиваться плотность дислокаций в условиях сдвигообразования по нескольким плоскостям скольжения и формируется дислокационная ячеистая структура с критической плотностью дислокаций 1 0 1 3 — 1 0 1 4 с м_ 2 (рисунок 1.5, в). Достижение максимальной нагрузки на кривой статического растяжения связано с проявлением макроскопической неоднородности пластической деформации и образования шейки - локального сужения поперечного сечения образца перед разрушением [23]. В дополнение к напряжениям, вызвавшим начало образования шейки (рисунок 1.6), в этом участке деформируемого материала (рисунок 1.5, г) возникает трехосное напряженное состояние.

Рисунок 1.6 Трехосное напряженное состояние в шейке, локализующее

деформацию в этой области

Возникновение радиальной (аг) и поперечной (аг) компонент напряжения связано с эффектом Пуассона.

1.3 Деформационное старение низкоуглеродистой стали

Во время эксплуатации газо- и нефтепроводы испытывают как длительные статические, так и повторно-переменные (малоцикловые) и импульсные нагрузки. Их действие приводит к изменению структуры и деградации свойств низкоуглеродистых трубных сталей, что изложено в работах [26-32]. Одной из основных причин снижения вязкости и увеличения склонности к хрупким разрушениям таких сталей при эксплуатации является их деформационное старение - изменение свойств металла во времени после холодной пластической деформации [33-34]. При проектировании трубопроводов в районах с повышенной сейсмической активностью, необходимо, чтобы деформация трубы не приводила к разрушению, следовательно, трубы должны обладать не только высокой прочностью, но и достаточной деформационной способностью. Протекание процессов деформационного старения уже возможно на этапе формовки труб с последующим кратковременным нагревом на при

нанесении антикоррозионного покрытия [24, 35].

Деформационным старением принято называть изменение свойств металла, происходящее во времени после холодной или «теплой» пластической деформации. Наиболее важными следствиями деформационного старения стали являются эффекты упрочнения и охрупчивания.

Теория деформационного старения в общем виде исходит из двух основных положений, многократно подтвержденных практикой:

1) в металл деформацией (или другим способом) введено определенное количество «свежих» дислокаций;

2) концентрация примесных атомов, которые могут эффективно взаимодействовать с этими дислокациями, превышает 10-4% по массе [34].

Следовательно, в основе механизма процесса деформационного старения лежит механизм взаимодействия примесных атомов с дислокациями, которые введены деформацией. Между ними существует упругое, электрическое, химическое и геометрическое взаимодействие. Наиболее сильным является упругое взаимодействие. В результате взаимодействия примесных атомов с

дислокациями они накапливаются в поле упругих напряжений дислокаций, образуя атмосферы Коттрелла. Формальным итогом этого взаимодействия является изменение расположения примесных атомов в объеме металла после деформационного старения по сравнению с тем их расположением, которое существовало сразу после деформации. После деформационного старения распределение примесных атомов в основном следует распределению дислокаций, дислокационной структуре, созданной деформацией [36].

Процесс старения стали может быть описан как трехэтапный [36]:

1) I этап - образование сегрегаций (атмосфер Коттрелла) на дислокациях и диффузия атомов углерода к границам зерен;

2) II этап - образование и рост частиц карбидов на дислокациях и границах зерен;

3) III этап - образование и рост частиц карбидов на границах зерен.

Для описания процесса старения на I этапе рассматривается классическая модель Коттрелла. В этой модели атомы углерода (и азота) «осаждаются» на дислокациях, что приводит к закреплению дислокаций и упрочнению материала. Модель Коттрелла не может описать все особенности старения многофазных сталей. Данная модель не «работает» при существенном пересыщении твердого раствора. «Емкость дислокаций относительно невелика - при концентрации углерода более 3 10-4 % все «вакантные» места около дислокаций оказываются занятыми» [33], то есть модель Коттрелла может хорошо описывать лишь начальную стадию старения и эффективно работает лишь при малых пересыщениях феррита углеродом.

Деформационное старение протекает во времени и является многостадийным процессом. Каждая стадия связана как с определенной блокировкой каждой отдельной дислокации (дислокационной системы), так и с изменением степени неравномерности блокировки различных дислокаций (дислокационных систем), а также различных участков дислокационной линии. В первом приближении развитие деформационного старения состоит в увеличении числа точек закрепления дислокационной линии примесными атомами и увеличении количества этих атомов в районе точек закрепления.

Следует различать ранние и поздние стадии деформационного старения. Локальная концентрация примесей, в любом элементе объема атмосферы, связана со средних концентраций. Эта концентрация может быть достаточно велика в объемах, близких к центру дислокации, что определяет сложность ближнего взаимодействия. В случае химического взаимодействия между атомами растворенного и основного элементов на поздних стадиях деформационного старения возможно образование частиц выделений вдоль дислокации. Одним из основных вопросов деформационного старения является количество и распределение примесных атомов у дислокации. Степень блокировки дислокаций прямо зависит от концентрации примесных атомов, собирающихся у дислокации, и от их распределения относительно ядра дислокации и относительно узлов дислокационной сетки (распределение «вдоль» дислокации).

При описании старения нужно принять во внимание, что избыточный углерод может «стекать» не только на дислокации, но и на границы зерен, межфазные границы, границы субзерен. Для взаимодействия неподвижных дислокаций и подвижных атомов примесей температура должна быть достаточной, чтобы атомы могли мигрировать к дислокациям. Размещение атомов углерода и азота в районе дислокации должно приводить к увеличению напряжения для начала скольжения, то есть к упрочнению. Эффект упрочнения при деформационном старении может иметь и другой механизм, если все или значительная часть дислокаций, введенных деформацией, блокируются примесными атомами так сильно, что при последующем нагружении эти дислокации не принимают участия в скольжении, а являются стопорами для вновь образованных дислокаций или для той части дислокаций, которые разблокируются при следующем после деформационного старения нагружении. Источниками вновь образованных дислокаций могут служить различные поверхности раздела, если напряжение для генерации новых дислокаций на них меньше, чем соответствующее напряжение для скольжения дислокаций, блокированных примесными атомами в результате деформационного старения. Число подвижных дислокаций может резко увеличится за счет следующих

факторов: а) разблокировки дислокаций от атмосфер, б) образования новых дислокаций, в) размножения дислокаций при их взаимодействии [37-38].

Увеличение стартового напряжения связано с тем, что отрыв дислокации даже от одного примесного атома, находящегося в положении максимальной связи, требует затраты дополнительной энергии, равной работе для размещения этого атома в бездислокационном объеме решетки V. Так как эта работа должна быть осуществлена на весьма небольшом расстоянии (порядка вектора Бюргерса дислокации) и от определенного количества атомов, то дополнительное напряжение для отрыва дислокаций будет заметным [37]:

Дт = Урд/Ь, (1.1)

где - плотность дислокаций, одновременно «отрывающихся» от

примесных атомов; Ах - изменение касательных напряжений; Ь - вектор Бюргерса.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Полухина Ольга Николаевна, 2019 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Пумпянский Д.А. Влияние скорости охлаждения на структуру низкоуглеродистой трубной стали / Д.А. Пумпянский, М.Л. Смирнов, Л.Г. Журавлев, И.Ю. Пышминцев // Вестник ЮУрГУ. - 2006. - №7. - С. 137-140.

2. API Specification 5L Магистральные трубы. - Вашингтон: Американский нефтяной институт, 2018. - 194 с.

3. Голованенко С.А. Двухфазные низколегированные стали / С.А. Голованенко, Н.М. Фонштейн. - М.: Металлургия, 1986. - 207 с.

4. Матросов Ю.И. Использование ускоренного охлаждения для повышения механических и технологических свойств толстолистового проката для изготовления газопроводных труб большого диаметра / Ю.И. Матросов, Л.И. Эфрон, В.И. Ильинский, И.Ю. Северинец, Ю.И. Липунов, К.Ю. Эйсмондт // Металлург. - 2005. -№ 6. - С. 49-54.

5. Эфрон Л.И. Металловедение в «большой» металлургии. Трубные стали / Л.И. Эфрон - М.: Металлургиздат, 2012. - 696 с.

6. Пышминцев И.Ю. Упрочнение листовых сталей для холодного формоизменения / И. Ю. Пышминцев - Екатеринбург: Изд-во АМБ, 2004. - 160 с.

7. Пышминцев, И.Ю. Особенности структуры и свойств опытных партий труб категории прочности К65 (Х80), изготовленных для комплексных испытаний / И. Ю. Пышминцев [и др.] // Наука и техника в газовой промышленности. - 2009. - №1. - С. 56-61.

8. Waterschoot T. Static strain aging phenomena in cold rolled dual-phase steels / T. Waterschoot, A. De, S. Vandeputte, B. De Cooman // Metallurgical and Materials Transactions А. - 2003. - V. 34. - P. 781-791.

9. Wang H. Effect of overaging on solute distributions and bake hardening phenomenon in bake hardening steels / H. Wang, W. Shi, Y. He, X. Lu, L. Li // Journal of iron and steel research. - 2012. - V. 19. - P. 53-59.

10. Гольдштейн М.И. Дисперсионное упрочнение стали / М.И. Гольдштейн, В.М. Фарбер. - М.: Металлургия, 1979. - 208 с.

11. Морозов Ю.Д. Высокопрочные трубные стали нового поколения с феррито-бейнитной структурой / Ю.Д. Морозов, М.Ю. Матросов, С.Ю. Настич // Металлург. - 2008. - №8. -С. 39-42.

12. Ишикава Н. Разработка высокопрочных труб для магистральных трубопроводов, рассчитанных на эксплуатацию в тяжелых геолого-климатических условиях / Н. Ишикава, М. Окатцу, Д. Кондо // Наука и техника в газовой промышленности. - 2009. - №1. - С. 92-101.

13. Лагнеборг Р. Роль ванадия в микролегированных сталях / Р. Лагнеборг, Т. Сивецки, С. Заяц, Б. Хатчинсон. - Екатеринбург: Изд-во «Мария», 2001. - 107 с.

14. Солнцев Ю.П. Хладостойкие стали и сплавы / Ю.П. Солнцев - Спб.: ХИМИЗДАТ, 2005. - 480 с.

15. Матросов Ю.И. Сталь для магистральных трубопроводов / Ю.И. Матросов, Д.А. Литвиненко, С.А. Голованенко. - М.: Металлургия, 1989. - 288 с.

16. Смирнов М.А. Деформационное старение низкоуглеродистой трубной стали / М.А. Смирнов, И.Ю. Пышминцев, О.В. Варнак, А.О. Струин // Вестник ЮУрГУ. - 2013. - №1. - С. 129-133.

17. Пумпянский Д.А. Методы упрочнения трубных сталей / Д.А. Пумпянский, И.Ю. Пышминцев, В.М. Фарбер // Сталь. - №7. - 2005. - С. 67-74.

18. Столхейм Д.Д. Современные схемы легирования и практика производства высокопрочных сталей для магистральных нефтепроводов. Часть I. / Д.Д. Столхейм // Металлург. - 2013. - №11. - С. 53-66.

19. Фарбер В.М. Пути повышения конструктивной прочности труб / В.М. Фарбер // Достижения в теории и практике трубного производства в сб. научных трудов. Екатеринбург: ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ», 2004. - 390-394с.

20. Херцберг Р.В. Деформация и механика разрушения конструкционных материалов: пер. с анг. / Под ред. А.М. Бернштейна, С.П. Ефименко. - М.: Металлургия, 1989. - 576 с.

21. Ботвина Л.Р. Анализ процесса накопления повреждений на различных масштабных уровнях / Л.Р. Ботвина, И.Б. Опарина, О.В. Новикова // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1994. - №4. - С. 17-22.

22. Терентьев В. Ф. Теория и практика повышения надежности и работоспособности конструкционных металлических материалов: учеб. пособие / В.Ф. Терентьев, А.Г. Колмаков, Ю.А. Курганова. - Ульяновск: УлГТУ, 2010. -268 с.

23. Криштал М.М. Неустойчивость и мезоскопическая неоднородность пластической деформации (аналитический обзор). Часть I. Феноменология зуба текучести и прерывистой текучести // Физическая мезомеханика. - 2004. - Т.7. -№5. - С. 5-29.

24. Han J. Innovative analysis of Luders band behavior in X80 pipeline steel / J. Han, C. Lu, B. Wu, J. Li, H. Li, Y. Lu, Q. Gao // Material Science and Engineering: A. - 2017. - № 683. - P. 123-128.

25. Фарбер В.М. Особенности упрочнения на площадке текучести / В.М. Фарбер // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2007. - №3(621). - с. 42-44.

26. Полянская И. Л. Изменение свойств трубных сталей в процессе длительной эксплуатации. / И.Л. Полянская, Н.И. Красовская // Perspective innovations in science, education, production and transport: Сб. науч. тр. SWorld г. Одесса 17-26 декабря 2013. - Одесса: изд-во Куприенко СВ, 2013. - С. 24-26.

27. Гумеров А.Г. Трещиностойкость металла труб нефтепроводов / А.Г. Гумеров, К.М. Ямалеев, Г.В. Журавлев, Ф.И. Бадиков. - М.: ООО «Недра-Бизнесс-центр». - 2001. - 231 с.

28. Ефименко Л.А. Склонность к деформационному старению и водородному охрупчиванию высокопрочной стали Х80 для магистральных трубопроводов / Л.А. Ефименко, В.Ю. Илюхин, В.М. Горицкий, Г.Р. Шнейдеров, А.М. Кулемин // Химическое и нефтегазовое машиностроение. - 2008. - № 9. - С. 43-45.

29. Ильин С.И. Свойства трубной стали, подвергнутой длительным выдержкам под постоянной нагрузкой / С.И. Ильин, М.А. Смирнов, Ю.И. Пашков // Вестник ЮУрГУ. - 2013. - №1. - С. 134-137.

30. Ефименко Л.А. Анализ склонности трубных сталей различной категории прочности к термодеформационному старению / Л.А. Ефименко, В.Ю. Илюхин, О.Е. Капустин // Сварочное производство. - 2008. - №1. - С. 10-12.

31. Варнак О.В. Деформационное старение трубной стали с ферритобейнитной структурой. / О.В. Варнак, С.И. Ильин, И.Ю. Пышминцев, М.А. Смирнов, С.Н. Тетеркин // Вестник МГТУ им. Г.И. Носова. - 2014. - №3. -С. 43-47.

32. Ефименко Л.А. Влияние деформационного старения высокопрочных трубных сталей на их свариваемость / Л.А. Ефименко, О.Ю. Елагина, А.А. Шкапенко // Химическое и нефтегазовое машиностроение. - 2011. - №5.

- С. 44-47.

33. Бернштейн М.Л. Механические свойства металлов / М. Л. Бернштейн, В. А. Займовский. - М.: Металлургия, 1979. - 495 с.

34. Бабич В.К. Деформационное старение стали / В.К. Бабич, Ю.П. Гуль, И.Е. Долженков. - М.: Металлургия, 1972. - 320 с.

35. Пышминцев И.Ю. Освоение производства труб большого диаметра с повышенной деформационной способностью / И.Ю. Пышминцев, А.О. Струин, А.М. Гервасьев, Е.Р. Струина, А.О. Худяков и др. // Вестник ЮУрГУ. - 2016. -Т.16. - №1. - С. 82-90.

36. Гольдштейн М.И. Металлофизика высокопрочных сплавов / М.И. Гольдштейн, В.С. Литвинов, Б.М. Бронфин. - М.: Металлургия, 1986. - 312 с.

37. Мак Лин Д. Механические свойства металлов. - М.: Металлургия, 1965. - 431 с.

38. Мак Лин Д. Границы зерен в металлах. - М.: Металлургия, 1960.

- 295с.

39. Нечаев Ю.С. Актуальные проблемы старения, водородного охрупчивания и стресс-коррозионного поражения сталей и эффективные пути их

решения / Ю.С. Нечаев // Альтернативная энергетика и экология. - 2007. - №11. -С. 108-118.

40. Штремель М. А. Прочность сплавов. Деформация. - М.: МИСиС, 1999. - Ч. 2. - 384 с.

41. Цигенбайн А. Исследование мезоуровня деформации при формировании полос Людерса в монокристаллах концентрированных сплавов на основе меди / А. Цигенбайн, Й. Плессинг, Х. Нойхойзер // Физическая мезомеханика. - 1998. - №2. - С. 5-20.

42. Siethoff H. Luders bands in heavily doped silicon single crystals / H. Siethoff // Acta Met. - 1973. - V. 25. - P. 1523-1531.

43. Муравьев Т.В. Особенности акустической эмиссии при развитии полосы Чернова-Людерса в образцах из низкоуглеродистой стали / Т.В. Муравьев, Л.Б. Зуев // Журнал технической физики. - 2008. - Т. 78. - №8. - С. 135-139.

44. Экспериментально-теоретическое обоснование модели зарождения и развития локализованной пластичности и разрушения твердых тел с мультимасштабной структурой с учетом вкладов кристаллической решетки, ее дефектов и внешних факторов: отчет о НИР / Ин-т физики прочности и материаловедения Сибир. отд. РАН (ИФПМ СО РАН); Руководитель Л.Б. Зуев; № 23.1.1. - Томск, 2016. - 63 с.

45. Зуев Л.Б. Физика макролокализации пластического течения / Л.Б. Зуев, В.И. Данилов, С.А. Баранникова. - Новосибирск: Наука, 2008. - 328 с.

46. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. - М.: Мир, 1972. -

408 с.

47. Золоторевский В. С. Механические свойства металлов. - М.: МИСИС, 1998. - 400 с.

48. Zhang Y. Ultrafine also can be ductile: On the essence of Luders band elongation in ultrafine-grained medium manganese steel / Y. Zhang, H. Ding // Material Science and Engineering A. - 2018. - V. 733. - P. 220-223.

49. Макклинток Ф. Деформация и разрушение материалов / Ф. Макклинток, А. Аргон. - М.: Мир, 1970. - 443 с.

50. Мерсон Д.Л. Применение метода акустической эмиссии в физическом материаловедении. Глава в кн. Перспективные материалы: Структура и методы исследования: Учеб. пособие / Под. ред. Д.Л. Мерсона. - Тольятти, М.: Изд-во ТГУ, МИСиС, 2006. - С.417-456.

51. Панин А.В. Масштабные уровни деформации в поверхностных слоях нагруженных твердых тел и тонких пленках: автореф. дис. ... д-ра физ.-мат. наук: 01.04.07 / Панин Алексей Викторович. - Томск, 2006. - 37 с.

52. Johnson D.H. Microstructural effects on the magnitude of Luders strain in a low alloy steel / D.H. Johnson, M.R. Edwards, P. Chard-Turkey // Materials Science and Engineering: A. - 2015. - V.625. - P. 36-45.

53. Nagarajan S. Study on local zones constituting to band growth associated with inhomogeneous plastic deformation / S. Nagarajan, R. Narayanaswamy, V. Balasubramaniam // Materials Letters. - 2013. - V. 105. - P. 209-212.

54. Sutton M.A. Image correlation for shape, motion and deformation measurements / M.A. Sutton, J.J. Orteu, H.W. Schreier. - N. Y.: Springer, 2009.

- 332 p.

55. Третьякова Т. В. Закономерности и схематизация процессов локализации пластического течения при испытании плоских образцов алюминиево-магниевого сплава / Т. В. Третьякова, В. Э. Вильдеман // Физическая мезомеханика. - 2017. - Т. 20. - № 2. - С. 71-78.

56. Зуев Л.Б. Автоволновая модель пластического течения / Л.Б. Зуев // Физическая мезомеханика. - 2011. - Т. 14. - № 3. - С. 85-94.

57. Дьяченко С.С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах.

- М: Металлургия, 1982. - 182 с.

58. Зельдович В.И. Образование аустенита в низкоуглеродистых железоникелевых сплавах / В.И. Зельдович, И.В. Хомская, О.С. Финкевич // Физика металлов и металловедение. - 1992. - №3. - С. 5-28.

59. Гладштейн Л.И. Дилатометрический анализ кинетики полиморфного превращения при нагреве стали / Л.И. Гладштейн, Т.Н. Риваненок, А.В. Христов // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. - 2008. - №6. - С. 36-39.

60. Li N. Experimental characterization of the effect of thermal conditions on austenite formation for hot stamping of boron steel / N. Li, J. Lin, D.S. Balint, T.A. Dean // Journal of Material Processing Technology. - 2016. - V. 231. - P. 254-264.

61. Oliveira F.L.G. Kinetics of austenite formation during continuous heating in a low carbon steel / F.L.G. Oliveira, M.S. Andrade, A.B. Cota // Materials Characterization. - 2007. - V.58. - P. 256-261.

62. Liu G. Dilatometric study of the recrystallization behavior of cold-rolled steel with different heating rates / G. Liu, J. Li, S. Zhang, J. Wang, Q. Meng // Journal of Alloys and Compounds. - 2016. - V. 666. - P. 309-316.

63. Заяц Л.Ц. Особенности процессов образования аустенита в межкритическом интервале температур в исходно закаленных низкоуглеродистых сталях разных систем легирования / Л.Ц. Заяц, Д.О. Панов, Ю.Н. Симонов, А.Н. Балахнин, А.И. Смирнов, И.Л. Яковлева // Физика металлов и металловедение. -2011. - Т.112. - №5. - С. 505-513.

64. Селиванова О.В. Современные методы исследования полиморфных превращений в сталях: Учебное пособие / О.В. Селиванова [и др.]. -Екатеринбург: Изд-во Урал. - 2017. - 60 с.

65. Фарбер В.М. Кинетика образования аустенита и влияние нагрева в межкритическом интервале температур на структуру стали 08Г2Б / В.М. Фарбер, В.А. Хотинов, О.В. Селиванова, О.Н. Полухина, А.С. Юровских, Д.О. Панов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2016. - №11(737). - С. 11-16.

66. Журавлев Л.Г. Физические методы исследования металлов и сплавов: Учебное пособие для студентов металлургических специальностей / Л.Г. Журавлев, В.И. Филатов. - Челябинск: Изд-во ЮУрГУ, 2004. - 157 с.

67. Третьякова Т.В. Особенности использования программного обеспечения VIC-3D, реализующего метод корреляции цифровых изображений, в приложении к исследованию полей неупругих деформаций // Вычислительная механика сплошных сред. - 2014. - Т.7. - №2. - С. 162-171.

68. Вильдеман В.Э. Экспериментальные исследования свойств материалов при сложных термомеханических воздействиях / В.Э. Вильдеман, М.П. Третьяков, Т.В. Третьякова, Р.В. Бульбович, С.В. Словиков, А.В. Бабушкин, А.В. Ильиных, Д.С. Лобанов, А.В. Ипатова. - М.: Физматлит, 2012. - 204 с.

69. Яковлева Е.А. Исследование особенностей деформационного старения низколегированных сталей / Е.А. Яковлева, Г.Д. Мотовилина, Е.И. Хлусова // XXIV Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов»: Материалы конф. г. Магнитогорск 19-23 марта 2018. - Магнитогорск, изд-во Магнитогорск. гос. техн. ун-та им. Г.И. Носова, 2018. - С. 231-233.

70. Хотинов В.А. Влияние термообработки на механические свойства сталей типа 08Г2БМ с ультрадисперсной структурой / В.А. Хотинов, В.М. Фарбер, О.В. Селиванова, О.Н. Полухина // Производство проката. - 2017. - №2. -С. 20-25.

71. Фарбер В.М. Влияние термической обработки на комплекс механических свойств сталей класса прочности К65(Х80) / В.М. Фарбер, О.В. Селиванова, А.Б. Арабей, О.Н. Полухина, А.С. Маматназаров // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2014. - №8 (710). - С. 53-55.

72. Моррисон В.Б. Пластичность сплавов со сверхмелким зерном / В.Б. Моррисон Р.Л. Миллер // Сверхмелкое зерно в металлах. - М.: Металлургия, 1973.

- С. 181-205.

73. Фарбер В.М., Арабей А.Б., Пышминцев И.Ю., Селиванова О.В., Хотинов В.А., Лежнин Н.В., Валов М.А. Влияние низкотемпературного нагрева на механические свойства трубных сталей категории прочности К65 (Х80) // Производство проката, 2012. - № 11. - С. 35-39.

74. Yoshida S., Siahaan B., Pardede M.H. Observation of plastic deformation wave in a tensile-loaded aluminum-alloy // Phys. Letters A, 1999. - v. 251. - № 1.

- P. 54-60.

75. Avril S. Identification of elasto-visco-plastic parameters and characterization of Luders behavior using Digital Image Correlation and the Virtual

Fields Method / S. Avril, F. Pierron, J. Yan, M. Sutton // Mechanics of Materials. - Т. 40. - №9. - С.729-742.

76. Панин С.В. Комбинированное исследование особенностей деформации плоских образцов и образцов с надрезом на микро- и мезоуровнях методами акустической эмиссии и построения карт деформации поверхности / С.В. Панин, О.В. Башков, Н.А. Семашко, В.Е. Панин, С.В. Золотарева // Физическая мезомеханика. - 2004. - Т.7. Спец. выпуск Ч.2. - С. 303-306.

77. Smirnov S.V. The digital image correlation method applied to studding the plastic flow of the 08G2BM steel under tension / S.V. Smirnov, V.A. Khotinov, D.I. Vichuzhanin, O.N. Polukhina, V.M. Farber // Diagnostics, resource and mechanics of materials and structures. - 2018. - Issue 3. - P. 6-13.

78. Caisso J., Micard J. Contribution a l'etude de la propagation des bandes de Luders daus les solution solides // Les memoires scientif. de la Rev. de Metallurg, 1960. - v. 57. - № 1. - P.57-61.

79. ГОСТ 7268-82. Сталь. Метод определения склонности к механическому старению по испытанию на ударный изгиб. - М: Изд-во стандартов, 1982. - 4 с.

80. Скаков Ю.А. Естественное и искусственное старение технического железа / Ю.А. Скаков // Проблемы старения сталей магистральных трубопроводов: сб. тр. науч.-практич. семинара. - Нижний Новгород, изд-во Университетская книга, 2006. - С. 86-94.

81. Ведяков, И. И. Стальные конструкции высотных зданий / И. И. Ведяков, Д. В. Конин, П. Д. Одесский. - М.: Изд-во АСВ, 2014. - 272 с.

82. Cai Y. The influence of specimen thickness on the Luders effect of a 5456 Al-based alloy: experimental observation / Y. Cai, S. Yang, S. Fu, Q. Zhang // Metals. -2016. - №6 (120). - 12 p.

83. Пумпянский Д.А. Влияние скорости охлаждения на структуру низкоуглеродистой трубной стали. / Д.А. Пумпянский, М.Л. Смирнов, Л.Г. Журавлев, И.Ю. Пышминцев // Вестник ЮУрГУ. - 2006. - №7. - С. 137-140.

84. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. Пер. с англ.

- М.: Мир, 1978. - 806 с.

85. Штремель М. А. Прочность сплавов. Дефекты решетки. - М.: МИСиС, 1989. - Ч. 1. - 298 с.

86. Pieraggi В. Interfacial dynamics in diffusion-drive phase transformation / В. Pieraggi, R. Rapp, A. LooF, J.P. Hirth // Acta Metall. Mater. 1990. - V. 38. No. 9. -P. 1781 - 1788.

87. Фарбер В.М. Вклад дисперсных фаз в формирование структуры и свойств высокопрочных трубных сталей / В.М. Фарбер, А.Б. Арабей, И.Ю. Пышминцев, В.А. Хотинов, О.В. Селиванова // Производство проката. - 2011. -№11. - С. 14-21.

88. Фарбер В.М. Структура и деформационное старение высокопрочной низколегированной стали / В.М. Фарбер, В.А. Хотинов, О.В. Селиванова, О.Н. Полухина // Производство проката. - 2017. - № 11. - С. 42-48.

89. Гладштейн Л.И. Слоистое разрушение сталей и сварных соединений / Л.И. Гладштейн, П.Д. Одесский, И.И. Ведяков. - М.: Интермет. Инжиниринг.

- 2009. - 256 с.

90. Сорокин В.Г. Стали и сплавы / Марочник: Справ. изд. / М.: Интермет Инжиниринг. - 2003. - 608 с.

91. Фарбер В.М. Вклад различных структурных факторов в формирование прочностных свойств сталей класса прочности К65. / В.М. Фарбер, О.В. Селиванова, О.Н. Полухина, И.Ю. Пышминцев, А.Б. Арабей // Известия вузов. - 2012. - №9. - С. 46-49.

92. Садовский В.Д. Структурная наследственность стали / В.Д. Садовский // М.: Металлургия. - 1973. - 208 с.