Научные основы и технологические способы обработки гетерофазных сплавов с высоким уровнем конструктивной прочности тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, доктор технических наук Швейкин, Владимир Павлович

• Швейкин, Владимир Павлович
• доктор технических наук
• 2009

Оглавление диссертации доктор технических наук Швейкин, Владимир Павлович

Ф ВВЕДЕНИЕ.

ЧАСТЫ.

1 КИНЕТИКА РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО

АУСТЕНИТА, ОБРАЗОВАВШЕГОСЯ ПРИ НАГРЕВЕ

Ва + у ОБЛАСТЬ.

1.1 Термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита.

1.2 Оценка содержания углерода в аустените, формирующемся в f межкритическом интервале температур.

ВЫВОДЫ.

2 СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА

НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ ПОСЛЕ НАГРЕВА В МЕЖКРИТИЧЕСКИЙ ИНТЕРВАЛ

ТЕМПЕРАТУР.

2.1 Структура и фазовый состав.

2.2 Механические свойства.

• ВЫВОДЫ.

3 ФОРМИРОВАНИЕ ГЕТЕРОФАЗНОЙ СТРУКТУРЫ

И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СТАЛЕЙ

СТУПЕНЧАТОЙ ЗАКАЛКОЙ.

3.1 Выбор режима термообработки.

3.2 Особенности микроструктуры и механических свойств.

ВЫВОДЫ

4 ИССЛЕДОВАНИЕ СТАРЕНИЯ ГЕТЕРОФАЗНЫХ СТАЛЕЙ.

4.1 Закалочное старение.

4.2 Деформационное старение.

4.3 Формирование структуры и свойств.

Ф ВЫВОДЫ.

ЧАСТЬ II.

5 МОДЕЛИРОВАНИЕ ДЕФОРМАЦИОННОГО УПРОЧНЕНИЯ

ДВУХФАЗНЫХ СТАЛЕЙ.

5.1 Существующие модели.

5.2 Разработка новой модели.

ВЫВОДЫ.

6 ИССЛЕДОВАНИЕ ДЕФОРМАЦИОННОГО УПРОЧНЕНИЯ

ГЕТЕРОФАЗНЫХ МАТЕРИАЛОВ НА МИКРОУРОВНЕ.

6.1 Метод определения диаграмм упрочнения отдельных структурных составляющих.

6.2 Расчет диаграммы деформационного упрочнения материала по диаграммам упрочнения входящих в него структурных составляющих.

ВЫВОДЫ.

7 ПЛАСТИЧНОСТЬ ГЕТЕРОФАЗНЫХ НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ

СТАЛЕЙ ПРИ РАЗЛИЧНЫХ СХЕМАХ НАПРЯЖЕННОГО

СОСТОЯНИЯ.

ВЫВОДЫ.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Научные основы и технологические способы обработки гетерофазных сплавов с высоким уровнем конструктивной прочности»

Задачу создания новых материалов, в том числе и сталей, с высокой конструктивной прочностью, сочетающейся с необходимой совокупностью технологических свойств при изготовлении из них изделий (деформируемостью без нарушения сплошности, свариваемостью и др.), можно решить только при фундаментальном изучении влияния различных факторов на структуру, фазовый состав и свойства материалов. Использование таких материалов обеспечивает снижение металлоемкости машин и конструкций, улучшение эффективности и надежности их работы.

Характерно, что возможности повышения уровня эксплуатационных характеристик сталей путем применения традиционных видов термообработки близки к исчерпанию.

Работами последних десятилетий показано, что создание сталей с гетерофазной феррито-мартенситной структурой является перспективным/ направлением повышения конструктивной прочности, улучшения технологичности и обрабатываемости изделий различного назначения [1-4]. Для разработки таких сталей с заданным уровнем свойств необходимы отыскание их композиций, режимов термической и пластической обработок, приводящих к формированию гетерофазной структуры с оптимальной морфологией и соотношением компонентов, создание моделей, описывающих пластическую деформацию и упрочнение многофазных материалов.

Малоуглеродистые низколегированные стали с двухфазной феррито-мартенситной структурой обладают уникальным сочетанием предела текучести, временного сопротивления разрыву и пластичности, что-определяет их использование в частности для деталей, изготавливаемых методами холодной объемной или листовой штамповки. Благодаря особенностям структуры и пластического течения эти стали испытывают интенсивное деформационное упрочнение, а в последующем деформационное старение при нанесении и сушке антикоррозионных защитных покрытий на изделия. В этой связи научный и практический интерес имеет изучение закономерностей деформационного упрочнения и старения двухфазных феррито-мартенситных сталей (ДФМС) с целью оптимизации их составов и режимов термической обработки, что и рассматривалась как одна из основных задач настоящей диссертации.

В последние годы круг изделий и, соответственно, сталей с окончательной или промежуточной гетерофазной феррито-мартенситной (бейнитной) структурой непрерывно расширялся [3,5,6]. Это позволило повысить конструктивную прочность изделий, экономить ресурсы за счет снижения легированности сталей или при термообработке. Потребовалось использование новых схем термообработки, приводящих к формированию гетерофазной структуры, детальное изучение влияния агрегатного упрочнения перлитом, мартенситом, бейнитом на комплекс механических свойств сталей, режимов заключительного отпуска с целью увеличения, предела текучести, вязкости и пластичности.

В диссертации показано, что для дальнейшего прогресса в. данном к, направлении необходимы, с одной стороны, научно-обоснованная разработка композиций сталей, новых технологических режимов, приводящих к формированию гетерофазной структуры, а с другой стороны, проведение детальных исследований пластичности и деформируемости ДФМС без нарушения сплошности при различных схемах напряженного состояния.

Двухфазные феррито-мартенситные стали помимо феррита и мартенсита могут содержать, определенное количество остаточного аустенита и бейнита. Основным требованием при проведении термообработки ДФМС является предотвращение распада по перлитному механизму.

Для подавления перлитного ■ превращения при охлаждении из межкритического интервала температур обычно используется легирование стали кремнием, в количестве до 1,5% и молибденом в пределах 0,33-0,38%.

Легирование кремнием ослабляет влияние температуры нагрева в межкритическом интервале на морфологию структурных составляющих [7].

Марганец увеличивает количество образующегося мартенсита за счет повышения устойчивости аустенита, что позволяет значительно снизить необходимую скорость охлаждения [8]. Он одинаково замедляет начало ферритного и перлитного превращений.

Роль ванадия, когда его атомы находятся в твердом растворе, определяется, в основном, его воздействием на устойчивость аустенита, что позволяет достичь того же комплекса свойств, как в стали без ванадия, но при меньшей скорости охлаждения [10].

Известна роль бора как элемента, значительно увеличивающего устойчивость аустенита [8], хотя при охлаждении из двухфазной области такое его действие более слабое, чем при охлаждении из однофазной области [И].

Одновременное легирование стали ванадием и бором не приводит к увеличению прокаливаемости при охлаждении из (а + у) области, что связано, по всей видимости, с большой устойчивостью соединения бора с углеродом и ванадием [12-14].

Продолжительность нагрева и выдержки являются важными факторами, определяющими кинетику образования аустенита, а, значит, и конечную структуру ДФМС. Диффузия углерода в образующийся аустенит происходит сравнительно быстро, а для установления равновесного распределения легирующих элементов необходимы сотни часов [3,15].

Существенное влияние на процесс аустенизации оказывает исходная структура. При получении ДФМС путем ступенчатой закалки исходной структурой перед выдержкой в межкритическом интервале температур (МЕСИ) является аустенит. При малом переохлаждении у —>• а превращение контролируется'диффузией углерода и легирующих элементов, то есть их перераспределением между ферритом и аустенитом [3,14]. Скорость роста феррита в этом случае очень мала (десятки часов). При сильном переохлаждении (низких температурах распада) образование феррита идет без существенного перераспределения легирующих элементов и контролируется в основном диффузией углерода в аустените, что обуславливает весьма быстрое превращение (в течение нескольких минут).

В случае предварительной закалки исходной структурой является мартенсит. По мере нагрева мартенсита в МКИ происходит его распад на смесь феррита с цементитом. Зарождение аустенита при этом наблюдается на межфазных границах феррит-цементит, причем в первую очередь растворяются цементитные частицы и только затем претерпевают превращение ферритные участки [16].

Обширные исследования процесса аустенитизации проведены на образцах с исходной феррито-перлитной структурой [14,48]. Зарождение аустенита происходит на границе "феррит-перлит" (а не "феррит-феррит"), либо на границе "феррит-цементит" внутри перлитных колоний, что характерно в случае протекания процесса аустенитизации в верхней области МКИ.

Легкое зародышеобразование аустенита на межфазных границах феррит-цементит связано с тем, что при контакте с растворяющимися цементитными частицами аустенит наиболее быстро обогащается углеродом [3,18,45,51].

Диффузия углерода в аустените обусловливает рост его зародыша за счет, как феррита, так и цементита. Наибольшую скорость роста аустенитных кристаллов следует ожидать в районе соприкосновения трех фаз, так как здесь диффузионные пути наименьшие. Вблизи эвтектоидной линии устойчивый участок аустенита должен содержать около 0,8% G.

С повышением температуры непрерывно уменьшается необходимое для образования зародыша содержание углерода, и оказываются' устойчивыми аустенитные кристаллы с все меньшим содержанием углерода.

При нагреве доэвтектоидной стали с низким содержанием углерода в межкритический интервал, зародыши аустенита возникают как в перлите на межфазных границах феррит-цементит, так и на границах зерен феррита [18]. Но образование аустенита быстрее происходит в перлитных колониях, где легче достигается концентрация углерода, необходимая для зарождения и роста аустенита. После исчезновения перлита аустенит, возникший на месте его колоний, начинает поглощать оставшиеся ферритные зерна.

При выдержке доэвтектоидной стали в межкритическом интервале происходит перераспределение углерода между ферритом и аустенитом, в котором концентрация углерода значительно превышает его среднее содержание в стали. В феррите, оставшемся не превращенным при нагреве в межкритический интервал, концентрация углерода оказывается меньше, чем при температуре эвтектоидного превращения. С повышением температуры нагрева в межкритическом интервале одновременно с увеличением количества аустенита уменьшается содержание в нем углерода.

Обогащение аустенита углеродом в процессе выдержки в межкритическом интервале приводит к увеличению его устойчивости при охлаждении в температурном интервале диффузионного превращения, что облегчает осуществление закалки. Мартенсит, образующийся при закалке на месте обогащенного углеродом аустенита, характеризуется более высокой твердостью, чем мартенсит, возникающий при нормальной закалке с нагревом выше точки Асз. В то же время "очистка" феррита от атомов внедрения (углерода, азота) обеспечивает высокую пластичность этой структурной составляющей.

При выдержке в МЕСИ протекает также перераспределение примесей и легирующих элементов между фазами. Экспериментально установлено [1,3,41], что феррит обогащается кремнием и фосфором, а аустенит — марганцем, никелем и хромом. Если перераспределение ■ углерода между фазами осуществляется сравнительно быстро, то перераспределение легирующих элементов ввиду их малой скорости диффузии (на несколько порядков меньше, чем у углерода) протекает существенно медленнее, что приводит к значительному торможению превращения.

Легирующие элементы изменяют положение критических точек стали [8,19,20,45,51]. Элементы, расширяющие у - область, снижают критические точки, увеличивая тем самым перегрев по отношению к Ai при той же температуре нагрева. Это может приводить к увеличению разности концентраций углерода в аустените на границах с карбидом и ферритом и к повышению скорости роста аустенита. Легирующие элементы, суживающие у -область, действуют в противоположном направлении.

Ускоряет образование аустенита при нагреве никель. Это связывается со снижением критических точек стали и повышением термокинетической активности углерода в аустените, что способствует интенсификации его диффузии. Марганец, по ряду данных, ускоряет образование аустенита. Образование аустенита замедляют кремний и алюминий, а также карбидообразующие элементы — хром, молибден, вольфрам, ванадий, если они находятся в твердом растворе [18,19,21,30,37].

В [3,14] отмечается значительное обогащение аустенита марганцем в процессе выдержки в межкритическом интервале температур. Марганец, диффундирующий в аустенит, не успевает равномерно распределиться по , сечению его зерен. Поэтому периферийные участки аустенита оказываются пересыщенными по марганцу и толщина таких прослоек после выдержки порядка 1ч достигает 0,5 мкм.

Для оценки вклада перераспределения марганца и кремния в процесс движения межфазной границы был проведен расчет при помощи пакета программ DICTRA кинетики диффузионного превращения феррита в аустенит при температурах 770 и 820°С [3]. Показано, что рост количества, аустенита происходит чрезвычайно быстро за первые несколько секунд реакции. При этом изменение концентрации легирующих элементов происходит лишь в тонком приграничном слое. Некоторый градиент концентрации углерода в приграничном слое является следствием градиента концентраций марганца и кремния, определяющих растворимость углерода в аустените. Благодаря более высокой скорости диффузии в феррите, чем в аустените, изменение концентраций кремния и марганца в феррите происходит практически на всю глубину, что наиболее ярко выражено при 820°С. Изменение концентрации в глубинных слоях аустенита практически не реализуется. Очевидно, что по окончанию выдержки в МКИ следует говорить не об аустените какого-то определенного химического состава, а о достаточно широком спектре составов по сечению участков аустенита, имеющем некоторое среднее значение. Состав участков, удаленных от межфазной границы, по содержанию элементов замещения близок к исходному составу стали. Концентрация углерода изменяется в относительно узких пределах и несколько превышает значения, соответствующие условиям термодинамического равновесия.

Анализ кинетики роста количества аустенита показал, что независимо от содержания углерода в стали и количества аустенита в исходный момент, в первые десятки секунд происходит скачкообразное увеличение объемной доли аустенита [48]. К окончанию этой стадии распределение углерода в аустените стремится к однородному, после чего его рост происходит с затухающей скоростью. Увеличение количества аустенита происходит в течение нескольких тысяч секунд, однако уже после нескольких сотен секунд рост объемной доли осуществляется с относительно малой скоростью. Более того, после продолжительной выдержки объемная доля аустенита несколько понижается, что является следствием перераспределением элементов замещения [3].

Структура стали после нагрева в МКИ определяется не только температурой, но и временем выдержки, типом исходной структуры, а также степенью холодной деформации. При этом в течение относительно короткой выдержки формируется неоднородный по химическому составу аустенит, обогащенный вблизи межфазных границ углеродом и марганцем и обедненный кремнием и алюминием. Неоднородность химического состава аустенита предопределяет различную стабильность его участков по отношению к мартенситному превращению.

Скорость охлаждения влияет на процесс распада аустенита. Охлаждение со скоростями выше критической обеспечивает превращение аустенита в мартенсит, количество которого возрастает с увеличением температуры закалки [1,18]. При медленном охлаждении только часть аустенита распадается на мартенсит, другая часть превращается в так называемый новый феррит или феррит превращения. Новый феррит зарождается на старом эпитаксиально, без образования новой кристаллографической ориентировки. Поэтому между участками этих двух типов феррита нет структурных границ. Поскольку образование эпитаксиального феррита происходит на периферийных участках аустенита, то центральные части аустенитных областей обогащаются углеродом и могут превращаться в мартенсит при дальнейшем охлаждении. Таким образом, конечная структура состоит из старого феррита, который сосуществовал с аустенитом в (а + у) области, и участков мартенсита, окруженных областями нового феррита, образовавшегося при охлаждении аустенита из межкритического интервала температур [1,18].

Снижение скорости охлаждения из МКИ приводит к постепенной замене феррито-мартенситной структуры на феррито-бейнито-мартенситную, а затем и феррито-бейнитную [18,21].

Из данного краткого рассмотрения роли углерода и легирующих элементов на устойчивость переохлажденного аустенита, тип и количество продуктов его распада, кинетику превращений Ф + Ц —> А —»Ф + М(Б) и другие моменты вытекает важность и многогранность влияния химического состава на структуру и механические свойства ДФМС. Это инициировало проведение подробных исследований, описанных в первых главах диссертации, на большой группе низкоуглеродистых сталей, легированных как по отдельности, так и совместно марганцем, кремнием, бором, для отыскания их оптимального состава.

Естественно, параллельно изучались технологические параметры — температура и длительность нагрева в МКИ и аустенитную область, скорость охлаждения, наложение холодной пластической деформации и другие.

В нашей стране изучением ДФЫС плодотворно занимались вплоть до настоящего времени в ЦНИИЧМ [1,12,24,34,35 и др.] и в Уральском политехническом институте (ныне угтУ~УПИ)[21'23'26'29 И ДР']'

Данная диссертационная работа пР°Д°лжением исследований, проводимых в Уральской школе металлоидов под руководством профессора Гольдштейна М.И. Это касается вопросов образования двухфазных сталей, испытавших охлаждение с различны*** скоРостями после нагРева в межкритический интервал температур, комплекса их механических свойств преимущественно для изделий, полу^еМЫХ холодным формоизменением (штамповкой, прессованием и т.д.)- 13 Т° ЖС ВрСМЯ В ДиссеРтации рассматриваются такие принципиальна Н°ВЫе моменты' КаК полУчение гетерофазной структуры путем ступен-^0* 3аКаЛКИ И ПрИ необходимости последующего отпуска в качестве окоИ^^еЛЬНЫХ Режимов термообработки при производстве горячедеформированн^ продукции (листа, труб, профилей И др.).

Другим отличием работ, обобш:^^ЫХ В ДаНН°Й диссеРтации' от исследований, выполненных под ру*с^>вОДСТВОМ Голованенко С.А. и Фойнштейн Н.М. [12,27 28 и др] :Я-33^г£Яется углубленная разработка в теоретическом и эксперимента^^0141 напРавлениях вопросов Деформационного упрочнения гетеро^>аЗНЫХ СТаЛСЙ На Различных структурных уровнях, а также их ш1^^сИЧНОСТИ при различНЫХ схемах напряженного состояния.

Обобщение результатов со5ст^^^НЬ1Х экспериментальных и. теоретических исследований, а также литературных данных позволило выявить закономерности получение В гетеР°Фазном состоянии и разработать обобщающие положения о5 оптимальных композициях и технологическим режимам.

Показано ГЗ Т) ао -=ссимальное увеличение предела iv,^, JZ, э J,4Z,43 J, что jvr^— текучести гетерофазных сталей при сох^анении присущего им высокого уровня пластичности позволит использовать этот перспективный класс сталей для значительной номенклатуры изделий, в частности, для строительных конструкций, труб газо-нефтяного сортамента, деталей машиностроения. При формировании феррито-мертенситной структуры после закалки из МКИ повышается трещиностойкость малоуглеродистых сталей [29], снижается порог охрупчивания при нейтронном облучении реакторных сталей [17].

Исходя из данных положений, с учетом специфики получения и использования сталей с гетерофазной структурой сформированы цель и основные задачи, решаемые в диссертации.

Цели и задачи работы. Целью работы является теоретическое и экспериментальное обобщение закономерностей формирования гетерофазной структуры в углеродистых низколегированных сталях, деформационного упрочнения и пластичности материалов с различающимися свойствами структурных составляющих и совершенствования на этой основе композиций и режимов термической обработки малоуглеродистых низколегированных сталей.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

- изучение закономерностей формирования структуры и фазовых превращений при ускоренном охлаждении малоуглеродистых низколегированных сталей из межкритического интервала температур и ступенчатой закалки;

- установление особенностей деформационного упрочнения двухфазных феррито-мартенситных сталей и- их пластичности- при различных схемах напряженного состояния, отвечающим, в том числе, реальным операциям холодной объемной и листовой штамповки;

- создание модели пластического течения и упрочнения ДФМС, учитывающей неравенство и перераспределение деформации между разнопрочностными составляющими в процессе нагружения; исследование процессов, протекающих при закалочном и деформационном старении ДФМС, и их влияния на сопротивление данных материалов хрупкому, вязкому и усталостному разрушению;

- формирование основных положений по созданию низколегированных гетерофазных сталей, содержащих в оптимальном соотношении феррит и мартенсит (бейнит), а также главных качеств ДФМС, делающих их перспективным материалом для изделий, изготавливаемых холодным формоизменением или горячей деформацией.

Научная новизна работы определяется совокупностью результатов теоретических и экспериментальных исследований:

- на большой группе доэвтектоидных низколегированных сталей изучены процессы образования аустенита при нагреве в межкритический интервал температур (МКИ); построены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита и микроструктурные карты, показывающие влияние температуры нагрева в МКИ и скорости последующего охлаждения на тип и количество отдельных структурных составляющих; выявлены особенности образования нового эпитаксиального феррита при ускоренном охлаждении малоуглеродистых сталей из МКИ, а также концентрационные и структурные изменения в исходном и эпитаксиальном ферритах в зависимости от температуры и длительности отпуска;

- предложена и экспериментально проверена модель деформационного упрочнения ДФМС, учитывающая неравенство и перераспределение деформации между разнопрочностными структурными- составляющими в процессе, пластического течения; изучена и сопоставлена пластичность сталей с феррито-перлитной и феррито-мартенситной-структурой при схемах напряженного состояния; соответствующих реальным способам изготовления деталей методами холодного формоизменения;

- на основе комплексного исследования деформационного старения ДФМС, его влияния на прочностные и пластические характеристики, способности сопротивляться хрупкому, вязкому и усталостному разрушению установлено, что оптимальная склонность к старению проявляется после деформации растяжением на 4-6%, а при увеличении степени деформации на 10% интенсивность его затухает;

- дано научное обоснование требований к режимам термической обработки, выполнение которой необходимо для создания низколегированных ДФМС, и их основных механических свойств, по которым они являются перспективным материалом для изделий, изготавливаемых холодным формоизменением или горячей деформацией.

На защиту выносятся:

• Установленные закономерности образования аустенита при нагреве в МКИ, особенности фазового и химического состава продуктов его распада после охлаждения с различными скоростями, концентрационные и структурные изменения в исходном и эпитаксиальном ферритах при отпуске.

• Модель деформационного упрочнения ДФМС, базирующаяся на учете неравенства и перераспределения деформации между разнопрочностными структурными составляющими в процессе пластического течения.

• Совокупность результатов, описывающих характеристики пластичности сталей с феррито-перлитной и феррито-мартенситной < структурой при различных схемах напряженного состояния, отвечающим, в том! числе реальным способам изготовления деталей методами холодного* формоизменения.

• Особенности структурных изменений при деформационном упрочнении и старении ДФМС, их влияние на комплекс механических свойств и характеристики разрушения сталей данного класса.

• Сформулированные на основе результатов собственных экспериментальных и теоретических исследований, а также литературных данных основные требования к структуре ДФМС, предназначенных для изготовления деталей методами холодного формоизменения, а также концепция создания экономичных доэвтектоидных низколегированных сталей с гетерофазной структурой, обладающих высокой конструктивной прочностью.

В первой части диссертации, включающей главы 1.4, рассмотрены закономерности формирования феррито-мартенситной (бейнитной) структуры в малоуглеродистых низколегированных сталях и их механические свойства.

Во второй части работы, объединяющей главы 5. 7, приведены данные теоретических и экспериментальных исследований деформируемости ДФМС и их пластичности.

Данная диссертационная работа является обобщением научных и практических результатов исследований, выполненных автором в период с 1985 по 2009 год, и дает новое существенное развитие научных направленийб связи между структурой и комплексом механических свойств / малоуглеродистых низколегированных сталей с гетерофазной структурой; экспериментальной и теоретической разработкой вопросов их деформационного упрочнения и пластичности; режимов термической обработки, обеспечивающих формирование феррито-мартенситной (бейнитной) структуры в широком круге малоуглеродистых сталей различных композиций.

Автор считает своим долгом выразить глубокую благодарность научному консультанту зав. кафедрой «Термообработка и физика металлов» профессору, д.т.н. Попову А.А., зав. кафедрой «Обработка металлов давлением» профессору, д.т.н. Богатову А.А. за помощь и руководство на всех этапах выполнения диссертации, а таюке сотрудникам этих кафедр УГТУ-УПИ, принимавших участие в проведении экспериментов.

Автор признателен зам. директору института Машиностроения УрО

РАН профессору, д.т.н. Смирнову С.В. и сотрудникам этого института за помощь в проведении исследований деформационного упрочнения материалов на микроуровне.

Считаю необходимым поблагодарить работников Турбомоторного завода (г. Екатеринбург), завода Трансмаш (г. Екатеринбург), Ревдинского метизно-металлургического завода, Уральского электромеханического завода (г. Екатеринбург), Северского трубного завода (г. Полевской), предприятия "УралВерстМет" (г. Пермь), Пермского научно-исследовательского технологического института и других предприятий, принимавших участие в промышленном опробовании и внедрении разработанных в диссертации режимов термической обработки изделий различного направления.

ЧАСТЬ I

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Швейкин, Владимир Павлович

основные выводы

1. Построение термокинетических диаграмм (ТКД) распада аустенита в сталях Юкп, 09Г2, 10С1, 05Г2С2, 10Г2Р, 05Г2Р, нагретых в межкритический интервал температур (МКИ), анализ устойчивости переохлажденного аустенита и температуры начала мартенситного превращения (Мн) показал, что первые порции аустенита, образующиеся при небольшом перегреве над Aci (AT = 40°С) сильно обогащены углеродом. Вне зависимости от содержания углерода в стали, количество углерода в аустените после такого нагрева составляет 0,41-0,46%, в результате чего устойчивость переохлажденного аустенита и Мн достигают уровня, характерного для сталей с таким общим содержанием углерода. Легирование Мп (~1,6%), Si (1,18-1,84%) и В (0,003%) усиливает данный эффект, что способствует образованию в структуре низкотемпературных продуктов распада аустенита (мартенсита, бейнита) при ускоренном охлаждении из МКИ и отсутствию перлита.

Подбором композиции сталей, температуры нагрева в МКИ и скорости последующего охлаждения удается целенаправленно регулировать не только структуру и фазовый состав сталей, но и содержание углерода и легирующих элементов в отдельных фазах, что расширяет спектр механических свойств сталей.

2. Выявлены особенности морфологии структурных составляющих, формирующихся после нагрева малоуглеродистых сталей в МКИ и охлаждения с различными скоростями: мартенсита (бейнита), исходного феррита, существовавшего до нагрева, нового феррита, зарожденного при распаде аустенита эпитаксиально на исходном феррите. Установлено, что новый феррит при отпуске вплоть до 400°С имеет меньшую на 400 МПа твердость, чем исходный феррит, и содержание легирующих элементов, характерное для аустенита, сформировавшегося в МКИ.

Оптимальное сочетание прочностных и пластических свойств (ав = 650700 МПа, суо,2 ~ 350 МПа, 8-30 %, 8Р ~ 15 %) ДФМС достигается при наличие 15-25% мартенсита, 20-35 % нового феррита и, соответственно, 4065% исходного феррита при нагреве на оптимальную, для стали определенной композиции, температуру и ускоренном охлаждении.

Рациональным легированием марганцем, бором, кремнием даже при снижении до 0,05 % содержания углерода удается повысить на 30-40 % прочностные свойства. При этом уровень ударной вязкости и температура вязко-хрупкого перехода ^весьма низкие, что требует последующего V низкотемпературного отпуска.

Разработан новый режим термообработки для формирования двухфазной феррито-мартенситной структуры, включающий низкотемпературную аустенитизацию (на ~ 10°С выше Ас3 ) и ступенчатую закалку в воду с оптимальной выдержкой при температуре Ari — (30-40°С). На примере сталей 20 и 09Г2 промышленных плавок показано, что структура и уровень механических свойств после термообработки по новому режиму близки к тем, которые формируются в этих сталях после ускоренного охлаждения из МКИ.

3. На основе микроструктурных исследований и данных внутреннего трения выявлены факторы и дано объяснение экстремальному изменению предела текучести ДФМС сталей от температуры отпуска. Низкотемпературный отпуск позволяет повысить а0 2 на 100-140 МПа, сго,2/ сгв до 0,65-0,75, и, главное, повысить на 20-25 % уровень ударной вязкости при снижении Т50 на 40-50°С по сравнению с исходным состоянием после охлаждения из МКИ.

Предварительная пластическая деформация повышает склонность ДФМС сталей к старению, но её влияние не монотонно. Максимальная склонность к старению создается при деформации растяжением на 4-6%, увеличение степени деформации до 10%, сопровождающееся образованием ячеистой структуры, приводит к замедлению процесса старения.

4. Разработана модель- деформационного упрочнения ДФМС сталей, учитывающая экспериментально установленное неравенство деформации феррита и мартенсита и её перераспределение между этими структурными составляющими в процессе нагружения. Получены количественные соотношения, позволяющие рассчитать напряжение течения в любой момент деформирования и величину истинной равномерной деформации в зависимости от таких структурных факторов, как объемная доля мартенсита, содержание углерода в стали, размер ферритного зерна. Справедливость предложенной модели проверена на ряде малоуглеродистых сталей, легированных марганцем, а также совместно марганцем и кремнием.

5. Экспериментально установлено, что при схемах напряженного состояния, соответствующих высадке, волочению, прессованию и прокатке, пластичность стали заданного состава с феррито-мартенситной структурой в 1,3-1,8 раза выше, чем в случае феррито-перлитной структуры.

Двухфазные феррито-мартенситные стали во всем изученном интервале изменения показателя напряженного состояния S/T (от -1,4 до -1) значительно превосходят стали того же химического состава с феррито-перлитной структурой по величине удельной работы при деформации до разрушения, интегрально учитывающей прочностные и пластические характеристики материала.

6. Теоретически обосновано и экспериментально подтверждено, что низкоуглеродистые стали с феррито-мартенситной структурой, получаемые термообработкой по вновь разработанной схеме ступенчатой закалки, имеют высокий комплекс механических свойств: стали 20 (ств = 669 МПа, ст0,2 = 400 МПа, 8общ = 22 %, 8Р = 14 %) и стали 09Г2С (ств = 760 МПа, а0)2 = 460 МПа, 80бщ = 21%, 8Р = 12 %). Это позволяет рекомендовать ступенчатую закалку как окончательную термообработку при производстве горячедеформированной продукции из низкоуглеродистых сталей.

7. На основе предложенной методики оценки свойств микрообъемов с помощью вдавливания индентера построены диаграммы « напряжение а -степень деформации сдвига Л» стали 10 и присутствующих в*ней феррита и перлита. Это позволило описать поведение в ходе пластической деформации каждой структурной составляющей и оценить её вклад в пластическое течение металла: до Л =0,3 перлит слабо участвует в пластической деформации металла, полное выравнивание степеней деформации феррита и перлита обнаружено при Л >1,4.

8. Основные положения, сформулированные в работе по созданию низкоуглеродистых феррито-мартенситных (бейнитных) сталей, как перспективного материала для изделий, изготавливаемых холодным деформированием или горячей деформацией, представлены к реализации на ряде предприятий машиностроителтного и металлургического комплексов, а также широко используются в учебном процессе при подготовке специалистов по ряду специальностей.

Результаты диссертационной работы отражены в испытавшем уже второе переиздание учебнике "Физическое металловедение", который широко используется в учебном процессе.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Анализ процессов, протекающих при термообработке по различным режимам, которые приводят к созданию ДФМС, сводятся к следующему.

При нагреве в межкритический интервал температур:

- образованию, преимущественно из перлита (П), первых порций аустенита (А), обогащенному по углероду;

- возрастанию концентрации углерода в нераспавшемся аустените в ходе выделения при охлаждении избыточного феррита (Ф).

При ступенчатой закалке:

- формированию при нагреве чуть выше Ас3 богатого по углероду аустенита из перлитных зерен;

- повышению содержания углерода в нераспавшемся аустените в процессе образования избыточного феррита при охлаждении.

Следовательно, суть процессов, протекающих в сталях при обеих схемах термообработки, по существу, одни и те же, что позволяет сформулировать основные моменты, ответственные за создание ДФМС:

- прецизионное использование фазовых превращений по схеме:

Ф + П (нагрев)* А (охлаждение) Ф + М(Б);

- дозированное формирование при нагреве аустенита с повышенным содержанием углерода в отдельных микрообъёмах;

- дальнейшее обогащение углеродом нераспавшегося аустенита в ходе выделения избыточного феррита, что обеспечивает аустениту высокую' устойчивость при охлаждении.

Таким образом, основным условием создания ДФМС, регулирования их структуры и механических свойств является целенаправленное образование аустенита; обогащенного до заданного уровня углеродом, что обеспечивает при охлаждении с необходимой скоростью формирование оптимального' количества мартенсита (бейнита) с определенным содержанием углерода (твердостью).

Закалка из МКИ имеет на сегодняшний день наибольшее применение для малоуглеродистых низколегированных сталей, используемых в качестве листового материала для холодного формоизменения [3,32,, 172-174] или горячекатаного сортового проката для строительства [173,174,177], с целью создания гетерофазной структуры. Однако области применения закалки из МКИ, как эффективного способа измельчения структуры сталей, легко сочетающегося с другими операциями пластической или термической обработок, значительно шире и непрерывно увеличиваются.

Исходя из этого, в данном разделе описываются различные перспективные направления использования закалки из МКИ для получения гетерофазного состояния сталей или измельчения их структуры.

Перспективные направления использования сталей с гетерофазной структурой

Комплекс механических свойств ДФМС позволяет использовать их при изготовлении деталей сложной конфигурации методами холодного формоизменения: высадкой, штамповкой, прокаткой и т.д. Свойства в готовом изделии формируются последовательно в процессе таких операций, как ускоренное охлаждение из МКИ с целью формирования феррито-мартенситной (бейнитной) структуры; пластическая деформация, обеспечивающая необходимую геометрию изделия и упрочнение материала; низкотемпературный нагрев, при котором сочетается деформационное старение с сушкой антикоррозионных лакокрасочных покрытий и обеспечивается дополнительное повышение прочности и жесткости готового изделия.

Сочетание высоких значений пластичности и скорости деформационного упрочнения' достигается в ДФМС, содержащих 15-25% упрочняющей структурной составляющей.

Повышенная склонность ДФМС к деформационному упрочнению приводит к раннему выходу прочности на практически неизменный уровень. Так, за первые 10% деформации достигается ~ 90% прочности, от максимально достигаемой в феррито-мартенситных сталях за счет деформационного упрочнения.

Кроме того, опережающий рост предела текучести по сравнению с временным сопротивлением обеспечивает увеличение жесткости готовой детали с ростом степени пластической деформации, необходимой для ее изготовления.

Значения механических характеристик исследованных двухфазных сталей после пластической деформации на 10% приведены в табл. 1.

Список литературы диссертационного исследования доктор технических наук Швейкин, Владимир Павлович, 2009 год

1. Голованенко С. А. Двухфазные низколегированные стали / С.А. Голованенко, Н.М. Фонштейн. М. : Металлургия, 1986. - 206 с.

2. Бронфин Б. М. Деформационное упрочнение и пластичность сталей с феррито-мартенситной структурой / Б.М. Бронфин, М.И. Гольдштейн,

3. B.П. Швейкин // Изв. АН СССР. Металлы. 1987. - № 1. - С. 127-133.

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

5. Грачёв С.В. Физическое металловедение : учеб. для вузов / Грачёв С.В, Бараз В.Р., Богатов А.А. , Швейкин В.П.— Изд. 2-е, доп. и испр. — Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2009. 547 с.

6. Металловедение. Сталь : справ, изд. : в 2 т. Т. 2 : пер. с нем. / под ред.

7. C.Б. Масленникова. М. : Металлургия, 1995. - 447 с.

8. Обеспечение повышенного комплекса свойств проката для труб большогодиаметра на основе формирования феррито-бейнитной микроструктуры стали / Морозов Ю.Д. и др. // Металлург. 2008. - № 1. - С.41-46.

9. Coldren А.Р. Using ССТ diagrams to optimize the composition of an as-rolleddual-phase steel / A.P. Coldren, G.T. Eldis // J. of Metals. 1980. - V. 32. -№ 3. - P. 43-48.

10. Попова Л.Е. Диаграммы превращения аустенита в сталях и сплавах бетатитана : справочник термиста / Л.Е. Попова, А.А. Попов. — 3-е изд., пе-рераб. и доп. М.: Металлургия, 1991. — 503 с.

11. Marder A.R. The effect of hest treatment on the properties and structure of molubdenum and vanadium dual-phasesteels / A.R. Marder // Met. Trans. — 1981.-V. 12A, № 9. — P. 1569-1572.

12. Гольдштейн М.И. Дисперсионное твердение сталей / М.И. Гольдштейн, В.М.Фарбер. М. : Металлургия, 1979. - 202 с.

13. Швейкин В.П. Кинетика распада переохлажденного аустенита, сформировавшегося в межкритическом интервале температур / В.П. Швейкин,

14. В.А. Хотинов, В.М. Фарбер // Физика металлов и металловедение. -2007.-Т. 104,№5.-С. 510-516.

15. Голованенко С.А. Конструкционные двухфазные стали / С.А. Голованенко, Н.М. Фонштейн // Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. 1983. - Т. 17. - С. 64-120.

16. Balliger N.K. Work Hardening of dual-phase steels / N.K. Balliger, T. Gladman//Metall Science. 1981.-V. 15, №3.-P. 95-108.

17. Agren J. Computer simulations of the austenite-ferrite diffusional transformations in low alloyed steels / J. Agren // Acta Metallurgica. 1982. - № 4. - P. 841-851.

18. Speich G.R. Formation of austenite during intercritical annealing of dual-phasesteels / Speich G.R., Demarest V., Miller R.L. // Met. Trans. 1981. -V. 12A, № 8. - P. 1419-1427.

19. Sharma R.C. Prediction of martensite volum fraction in many component steel mith dual-phase structure / Sharma R.C., Singh K. // Metallkunde. 1985. -V. 76, №4.-P. 257-263.

20. Смирнов М.А. Основы термической обработки стали : учеб. пособие/ Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Екатеринбург : УрО РАН, 1999. - 495 с.

21. Гудремон Э. Специальные стали : Т. 1 : пер. с нем. / Э. Гудремон ; под ред. А.С. Займовского, М.Л. Бернштейна. М. : Гос. науч.-техн. изд-во по,черной и цветной металлургии, 1959. - 952 с.

22. Курдюмов Г.В. Превращения в железе и стали / Курдюмов Г.В., Утевский

23. Л.Н., Энтин Р.И. -М. : Наука, 1977.-238 с.

24. Влияние скорости охлаждения из межкритического интервала температурна микроструктуру и свойства низколегированных сталей / Б.М. Бронфин и др. // Изв. АН СССР. Металлы. 1985. -№ 6. - С. 61-68.

25. Бронфин Б.М. Свойства низколегированной стали с мартенсито-ферритной структурой / Бронфин Б.М., Гольдштейн М.И., Емельянов А.А. / Металловедение и термическая обработка металлов. — 1983. — №3.-С. 59-62.

26. Формирование структуры двухфазных сталей и их свойства / Л.И. Когани др. // Физика металлов и металловедение. — 1983. — Т. 56, № . 5. — С. 962-970.

27. Тушинский Л.И. Структура перлита и конструктивная прочность стали /

28. Тушинский Л.И., Батаев А.А., Тихомирова Л.Б. — Новосибирск : Наука, 1993.-280 с.

29. Сопротивление хрупкому и вязкому разрушению стали с феррито-мартенситной структурой / Б.М. Бронфин и др. // Изв. АН СССР. Металлы. 1984.-№ l.-c. 107-111.

30. Марковец М.П. Определение механических свойств металлов по твердости / М.П. Марковец. — М.: Машиностроение, 1979. 191 с.

31. Рост усталостных трещин в двухфазной феррито-мартенситной стали / А.Н. Ткач и др. // Физ.-хим. механика материалов. 1984. — № 5. — С. 45-51.

32. Симонов Ю.'Н. Трещиностойкость малоуглеродистых сталей с феррито-мартенситной структурой / Ю.Н. Симонов, М.Н. Георгиев, М.А. Кареева, Н.Я. Межов // Физика металлов и металловедение. — 1987. — Т. 63, № 5. — С. 57-63. '

33. Rao B.V.N. Direkt observation of Deformation-Induced Retained Austenite Transformation in a Vanadium-Containing Dual-Phase Steel / Rao B.V.N., Rashid M.S. // Materials Characterization. 1997. - V. 39, i. 2-5, № 11. - P. 435-453.

34. Сторожева JT. M. Исследование процесса закалочного старения малоуглеродистых феррито-мартенситных сталей / Сторожева Л. М., Фонштейн Н.М. // Физика металлов и металловедение. 1984. - Т. 57, № 1. — С. 102107.

35. Структура и свойства автолистовой стали / В.Л. Пилюшенко и др.. — М. :1. Металлургия, 1996. 164 с.

36. Ниобийсодержащие низколегированные стали / Ф. Хайстеркамп и др.

37. М. : Интермет Инжиниринг, 1999. 94 с.

38. Матросов Ю.И. Влияние деформации на распад аустенита низколегированных строительных сталей / Матросов Ю.И., Филимонов В.Н., Голо-ваненко С.А. // Изв. вузов. Черная металлургия. — 1981. — № 7. — С. 99103.

39. Матросов Ю.И. Разработка и технологический процесс производства трубных сталей в XXI веке / Матросов Ю.И., Морозов Ю.Д., Болотов А.С. // Сталь. 2001. - № 4. - С. 58-63

40. Голованенко С.А. Новый класс материалов — феррито-мартенситные стали высокой штампуемости / Голованенко С.А., Фонштейн Н.М. // Сталь. 1980. - № 7. - С. 615-620.

41. Коо I.Y. On the Low of Mixtures in Dual-Phase Steels / Koo I.Y., Young M.I.,

42. Thomas G. // Met. Trans. 1980. - V. 11 A, № 5. - P. 852-854.

43. Получение двухфазных низколегированных сталей с повышенной пластичностью путем термической обработки / С.А., Голованенко др. // Сталь. 1981. - № 9. - С. 65-70.

44. Борцов А.Н. О влиянии концентрации углерода на механические свойстванизколегированных феррито-мартенситных сталей / Борцов А.Н., Фонштейн Н.М. // Физика металлов и металловедение. — 1984. Т. 57, № 4. -С. 782-787.

45. Борцов А.Н. Влияние холодной деформации и низкотемпературного отпуска на механические свойства двухфазных феррито-мартенситных сталей / Борцов А.Н., Фонштейн Н.М. //Физ.-хим. механика материалов. 1984.-№2.-С. 56-61.

46. Bhadeshis H.K.D.H. Analysis of mechanical properties and microstructure ofhigh silicon dual-phase steel / Bhadeshis H.K.D.H., Edmonds D.V. // Metal. Science. 1980. - № 2. - P. 41-49.

47. Соколов K.H. Технология термической обработки и проектирование термических цехов : учебник / Соколов К.Н., Коротич И.К. — М. : Металлургия, 1988. 384 с.

48. Фарбер В.М. Пути повышения конструктивной прочности труб. Достижения в теории и практике трубного производства : сб. науч. тр. / В:М. Фарбер. Екатеринбург : УГТУ-УПИ. - 2004. - С. 390-394.

49. Le Pera F.S. Improved etching technique to Dmphasize martensite and bainitein high-strength dual-phase steel / Le Pera F.S. // J. of Metals. 1980. - V. 32, №3.-P. 38-39.%

50. Гуляев А.П. Металловедение : учеб. для вузов / А.П. Гуляев. -6-е изд. —

51. М.: Металлургия, 1986. 544 с.

52. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография / С.А. Салтыков. М. :1. Металлургия, 1970. 376 с.

53. Чернявский К.С. Стереология в металловедении / К.С. Чернявский. М. :1. Металлургия, 1977. 280 с.

54. Дьяченко С.С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах / С.С. Дьяченко. -М. : Металлургия, 1982. — 128 с.

55. Davies R.G. Influence of Martenside Composition and Content on the Properties of Dual-Phase Steels / R.G. Davies // Met. Trans. 1978. - V. 9A, № 5. -P. 671-679.

56. Изотов В.И. Классификация мартенситных структур в сплавах железа / Изотов В.И., Хандарев Н.И. // Физика металлов и металловедение. — 1972.-Т. 34, № 1.-С. 123-132.

57. Попов А.А. Теория превращений в твердом состоянии : учеб. пособие длявузов / А.А. Попов. Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2004. - 168 с.

58. Счастливцев В.М. Электронномикроскопическое исследование структурымартенсита конструкционных сталей / В.М. Счастливцев // Физика металлов и металловедение. — 1974. Т. 38, № 4. — С. 793-802.

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

60. Криштал М.А. Внутреннее трение в металлах и сплавах / Криштал М.А.,

61. Пигузов Ю.В., Головин С.А. М. : Металлургия, 1964. - 245 с.

62. Влияние несовершенств структуры на образование аустенита при нагревестали в межкритическом интервале температур / Чащухина Т.И. и др. // Физика металлов и металловедение. — 1999. — Т.87, № 11. — С. 69-73.

63. Сагарадзе В.В. Диффузионные превращения в сталях при холодной деформации // Металловедение и термическая обработка металлов. 2008. - № 9. - С. 9-27.

64. Контролируемая прокатка с импульсным охлаждением насосно-компрессорных труб / В.М. Янковский и др. // Сталь. — 1995. № 5. — С. 7-10.

65. Лившиц Б.Г. Физические свойства металлов и сплавов / Лившиц Б.Г., Крапошкин B.C., Линецкий Я.Л. М. : Металлургия, 1980. - 318 с.

66. Navara Е. On the mechanism of austenite formation during inter and sub critical annealing of a C-Mn steel' / Navara E., Harrysson R. // Scripts Metallurgies 1984. -V. 18, № 3: - P. 605-610.

67. KJm N. Effects of morphology the mechanical behavior of a dual-phase Fe/2

68. Si/0,1 С steel / Kim N., Thomas G. // Met. Trans. 1981. - V. 12A, № 3. -P. 483-489.

69. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия / Я.С. Уманский и др.. — М. : Металлургия, 1982. — 632 с.

70. Эфрон Л.И. Формирование структуры и механических свойств конструкционных сталей при термической обработке в потоке прокатного стана / ЛИ. Эфрон//Сталь. 1995.-№ 8.С. 57-84.

71. Горелик С.С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ : учеб. пособие для вузов / Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. — 4-е изд., доп. и перераб. М. : МИСИС, 2002. - 360 с.

72. Фарбер В.М. Классификация процессов релаксации напряжений и их проявление на различных стадиях пластической деформации металлов / Фарбер В.М., Селиванова О.В. // Металлы. 2001. -№ 1. - С. 110-115.

73. Счастливцев В.М. Структура термически обработанной стали / Счастливцев В.М.,.Мирзаев Д.А., Яковлева И.П. М. : Металлургия, 1994. -288 с.

74. Фарбер BiM: Превращение переохлажденного аустенита / В.М. Фарбер //

75. Физика металлов и металловедение. 1993. - Т. 76, № 2. — С. 35-40;

76. Матросов Ю.И. Контролируемая прокатка — многостадийный процесс . ТМО низколегированных сталей / Ю.И. Матросов // Сталь. — 1987. —7.-С. 75-78.

77. Гуляев А.П. Металловедение : учеб. для вузов / А.П. Гуляев. 6-е изд. —

78. М. : Металлургия, 1986. 544 с.

79. Новиков И.И. Теория термической, обработки металлов : учеб. для вузов /

80. И.И. Новиков; 4-е изд. — М. : Металлургия; 1986. - 480 с.

81. Влияние высокого давления на кинетику образования реечного (пакетного) мартенсита / В1И: Изотов и ,др.; // Физика металлов и металловедение. -1983, Т. 55, № 4. - С. 711-716.

82. Башнин Ю.А. Технология термической- обработки : учебник / Башнин Ю^А., Ушаков Б.К., Секей А.Г. М. : Металлургия, 1986. - 422 с.

83. Технология термической обработки стали М.И. Бернтейна (Лейпциг, 1976). : пер. с нем. М. : Металлургия, 1981. - 608 с.

84. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей / Ф.Б. Пикеринг. М. : Металлургия, 1982. — 182 с.

85. Stevenson R. High Strength low carbon sheet steel by Thermomechanical treatment / Stevenson R., Beiley D.I., Thomas G. // Met. Trans. 1979. -V. 2,№ l.-P. 57-62.

86. Chen Q. Contribution to the Deformation Characteristics of Dual-Phase Steels /

87. Chen Q., Kaspar R., Pawelski O. // Metallkunde. 1985. - № 5. - P. 348-352.

88. Speich G.R. Tempering of Mn and Mn-Si-V Dual-Phase Steels / Speich G.R.,

89. Schwoeble A.J., Huffman G.P. // Metallurgical Transactions. — 1983. -V. 24A, № 6. P. 1079-1082.

90. Wycliffe P. Microanalysis of dual-phase steels / P. Wycliffe // Scripts Metallurgical. 1984. - V. 18, № 4. - P. 327-332.

91. Korzekwa D.A. Aging susceptibility of retaind and epitaxial ferrite in dual-phase steels / Korzekwa D.A., Matlok D.K., Krauss G. // Met. Trans. -1982.-V. 13A, № 11.-P. 2061-2064.

92. Byun Y.S. Yielding and Strain Aging Behaviours of an Fe 0,07 С 1,6 Mn Dual-Phase Steel / Byun Y.S., Kim I.S:, Kim S.J. // Transactions ISIJ. -1984.-№24.-P. 372-378.

93. Lewson R.D. An etching technique for microalloyed dual-phase steels / Lewson R.D., Metlock D.K., Krause G. // Metallography. 1980. - V. 13, № 1. -P. 71-87.

94. Hansson A. The influence of annealing procedure on the mechanical propertiesof a C-Mn and C-Mn-V dual-phase steels / Hansson A., Lagneborg R., Me-lander A. // Scandinavian Journal of Metallurgy. 1983. - V. 12, № 4. -P. 177-183.

95. Кристиан.Дж. Теория превращений в металлах и сплавах : Ч.' 1. Термодинамика и общая кинетическая теория / Дж. Кристиан. — М. : Мир, 1978. — 806 с.

96. Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах / Б.С. Бокштейн. — М. : Металлургия,1978.-248 с.

97. Литвинов B.C. Ядерная Гамма-резонансная спектроскопия / Литвинов

98. B.C., Каракишев С.Д., Овчинников В.В. М. : Металлургия, 1982. -143 с.

99. Devies R.G. The Mechanical Properties of Zero-Carbon Ferrite-Plus-Martensite Structures / R.G. Devies // Met. Trans. 1978. - V. 9A, № 3. -P. 451-455.

100. Штремель M.A. Прочность сплавов : Ч. 1. Дефекты решетки / М.А. Штремель. -М. : МИСИС, 1999. 384 с.

101. Sachdev F.R. Dynamic strain aging of various steels / F.R. Sachdev // Met. Trans. 1982. - V. 13A, № 10. - P. 1793-1797.

102. Термомеханическая обработка в производстве насосно-компрессорных труб / М.А. Выбойщик и др. // Технология металлов. 2002. — № 11.—1. C. 9-15.

103. Горицкий В.М. Структура и усталостное разрушение металлов / Гориц-кий В.М., Терентьев В.Ф. М. : Металлургия, 1980. - 208 с.

104. Гольдштейн М.И. Специальные стали / Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. М. : МИСИС, 1999. - 408 с.

105. Штремель М.А. Прочность сплавов : Ч. 2. Деформация / М.А. Штремель. М. : МИСИС, 1997. - 527 с.

106. Пластичность и разрушение / Колмогоров В.Л. и др.. М. : Наука,1978.-208 с.

107. Asby M.F. The hardening of metals by non deforming particles / M.F. Asby //

108. Metallkunde. 1964. - Bd. 55, № 1. - P. 5-17.

109. Brown L.M. Back-stress, image stresses and work hardening / L.M. Brown //

110. Acta. Met. 1973. -V. 21, № 7. - P. 879-885.

111. Sarosiek A.M. On the importance of extrinsic transformation accommodation hardening in dual-phase steels / Sarosiek A.M., Owen W.S. // Copuright. — 1983.-V. 17, №2.-P. 227-231.

112. Fishmeister H. Plasticity of two-phase materials with a coarse microstructure /

113. Fishmeister H., Karlsson B. // Metallkunde. 1977. - V. 68, № 5. - P. 311328.

114. De Meyer M. The influence of substitution of Si by A1 on the properties of coldrolled C-Mn-Si steels / Meyer M. De, Vanderschueren D., Cooman B.C. De // ISIY. 1998. - № 8. -P.813-822.

115. Mileiko S.T. The tensile strength and ductility of continuous fibro composites /

116. S.T. Mileiko // Materials Science. 1969. - № 4. - P. 974-977.

117. Tensile Deformation of Two-Ductile-Phase Alloys: Flow Curves of a-y Fe-Cr

118. Ni Alloys / Y. Tomota et al. // Materials Scienct and Engineering. — 1976. -№24.-P. 85-94.

119. Гольдштейн М.И. Металлофизика высокопрочных сплавов / Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. М. : Металлургия, 1986. - 312 с.

120. Tomota Y. Mechanical Behaviors of Steels Consisting of Two Ductile Phases / Tomota Y., Tamura I. // Transactions ISIJ. 1982. - № 22. - P. 665-677.

121. Тушинский Л.И. Структурная теория конструктивной прочности материалов / Л.И. Тушинский. Новосибирск : Изд-во НГТУ, 2004. - 400 с.

122. Sarosiek A.M. Owen importance of the heterogeneity of the deformation in the ferrite phase of a dual-phase steel / Sarosiek A.M., Grujicic M. // Script a Metallurgic. 1984. - V. 18, № 4. - P. 353-356.

123. Ostrom P. Deformation models for two phase materials / P. Ostrom // Met. Trans. 1981. - V. 12A, № 2. - P. 355-357.

124. Pristner R. On the initial yielding in dual-phase steel / Pristner R., Aw CJ. // Scripta Metallurgies 1984. - V. 18, № 2. - P. 133-136.

125. Szewozyk A.F. A Study of the Relation Deformation and Fracture of a Dual-phase Steel / Szewozyk A.F., Gurland J.'// Met. Trans. 1982. - V. 13a; 10:-P. 1821-1826.

126. Дель Г.Д. Определение напряжений в пластической'области по распределению твердости / Г.Д. Дель. — М.: Машиностроение, 1971. 199 с.

127. Reuben R.D. On the Tensile Deformation Behavior of Dual-Phase Steels / Reuben R.D., Raker T.N. // Materials Science and Engineering. 1984. - № 63.-P. 229-238.

128. Masue H. Astudy of the Relation between Distribution of Grain Diameters and Flow Stresa in Mild Steel / Masue H., Takechi H. // Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan. 1976. - V. 16, № 1. - P. 20-27.

129. Risk A. Dislocation density contribution to strength of Dual-Phase Steels / Risk A., Bourell D.L. // Scripts Metallurgic. 1982. - V. 16, № 12. - P. 375381.

130. Саррак В.И. Остаточные внутренние напряжения и рассеяние энергии / Саррак В.И., Суворова С.О. // Внутреннее трение в металлах, полупроводниках, диэлектриках и ферромагнетиках. М. : Наука, 1978. - С. 7580.

131. Оптимизация химического состава стали для труб группы прочности «Д» / Е.С. Черных и др. // Сталь. 2008. - № 5. - С. 87-89.

132. Rascid M.S. Dual Phase Steels / M.S. Rascid //Ann. Rev. Mater. Sci. 1981. -№ 11.-P. 246-266.

133. Трефилов В.И. Физические основы прочности тугоплавких металлов / Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. — Киев : Наука думка, 1975.-315 с.

134. Влияние состава и режимов проката на механические свойства труб из среднеуглеродистых низколегированных сталей / П.Ю. Горожанин и др. // Производство проката. — 2005. № 12. - С. 27-31.

135. Смирнов М.А. Высокотемпературная термомеханическая обработка и хрупкость сталей и сплавов / Смирнов М.А., Петрова С.Н., Смирнов JI.B. -М. : Наука, 1991.-167 с.

136. Проблемы совмещения горячей деформации и термической обработки стали / А.А. Баранов и др.. М. : Металлургия, 1985. — 128 с.

137. Lenzillotto С.А. Structure-property relationships in dual-phase steels / Lenzil-lotto C.A., Pickering F.B. // Metal Science. 1982. - V. 16, № 8. - P. 371382.

138. Ashbu M.F. The deformation of plastically non-homogeneous materials / M.F. Ashbu // Phil. Mag. 1970. - V. 21, № 170. - P. 399-424.

139. Kanetake N. Analitical study on deformation behavior of metal matrix composites / Kanetake N., Ohira Hiroshi // Material Processing Technology. -1990.-V. 24.-P. 281-289.

140. Germong G. A Theory for the mechanical properties of metal—matrix composites at ultimate loading / Germong G., Thompson R. B. // Met. Trans. -1973. V. 4, № 3. - P. 863-873,

141. Определение оптимальной технологии изготовления труб нефтяного сортамента групп прочности «К», «Е» в линии ТПА / Ю.В. Бодров и др. // Неделя металлов в Москве 12-16 ноября 2007 : сб. тр. конф. М., 2007.-С. 310-312.

142. Delince М. Separation* of size-dependent strengthening contributions in finegrained Dual Phase steels by nanoindentation / M. Delince, P.I. Jacques, T. Pardoen // ActaMaterialia. -2006. V. 54. - P. 3395-3404.

143. Матюнин В.М. Оперативная диагностика механических свойств конструкционных материалов: пособие для научных и инженерно-технических работников / В.М. Матюнин. — М. : МЭИ, 2006. — 216 с.

144. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей : справочник / под ред. JI.M. Бернштейна. М. : Металлургия, 1989. — 544 с.

145. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и.сплавов / С.С. Горелик. — М. : Металлургия, 1978. — 568 с.

146. Физическое металловедение : Т. 2 / под ред. Р.У. Канна; П. Хаазена. — М. : Металлургия; 1987. 639 с.

147. Булычев С.И. Испытание материалов непрерывным вдавливанием индентора / Булычев С.И., Алехин В.П. — М. : Машиностроение, 1990. — 224 с.

148. Гудков Ф.Ф. Методы измерения твердости металлов и сплавов / Гудков Ф.Ф., Славский Ю.И. М. : Металлургия, 1982. - 223 с.

149. Семин A.M. Определение механических свойств металлов по характеристикам твердости / A.M. Семин. — М. : Изд-во Соврем, гуманит. ун-та, 2000.-283 с.

150. Колмаков А.Г. Методы измерения твердости / Колмаков А.Г., Терентьев В.Ф., Бакиров М.Б. -М. : Интермет инжиниринг, 2000. 150 с.

151. Bogatov A. Physical simulation of the ductile damage under the metal forming / Bogatov A., Shveikin V., Rezer A. // The 6th international ESAFORM Conference on Material Forming. Salermo, 2003. — P. 723-726.

152. Марченко JI.Г. Основы высокотемпературной термомеханической обработки труб / Марченко Л.Г., Жукова С.Ю., Богатов А.А., Швейкин В.П. // Достижения в теории и практике трубного производства : сб. науч. тр. Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2004. - С. 395-403.

153. Швейкин В.П. Микроструктура и фазовый состав низкоуглеродистых сталей после нагрева в межкритический интервал температур / Швейкин В.П., Хотинов В.А., Фарбер В.М. // Изв. Вузов. Черная Металлургия. -№6.-2008.-С. 39-43.

154. Смирнов С.В. Деформируемость молибдена при изготовлении тонкостенных труб / Смирнов С.В., Нестеренко А.В., Швейкин В.П. // Металлы. 2008. -№ 5. - С. 80-89.

155. Оценка деформационного упрочнения по данным микротвердости / В.П. Швейкин и др. // Механика микронеоднородных материалов и разрушение : тез. докл. Пятой Всерос. конф. — Екатеринбург, 2008. — С. 183.

156. Швейкин В.П. Деформационные характеристики низкоуглеродистых сталей с гетерогенной структурой / В.П. Швейкин // Производство проката. 2009. - № 5: - С. 2-5.

157. Бакиров Н.Б. Математическое моделирование процесса вдавливания сферы в упругопластическое полупространство / Бакиров Н.Б., Зайцев

158. М.А., Фролов И.В. // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. —2001.-Т. 67, № 1.-С. 37-47.

159. Дрозд М.С. Инженерные расчеты упруго-пластической контактной деформации / Дрозд М.С., Матлин М.М., Сидякин Ю.И. М. : Машиностроение, 1986. - 224 с.

160. Конева Н.А. Физическая природа стадийности пластической деформации / Конева Н.А., Козлов Э.В. // Известия вузов. Физика 1990. — № 2. -С. 89-106.

161. Сорокин В.Г., Гервасьев М.А. Изучение комплекса механических свойств хладостойких малоперлитных сталей // Прогрессивные методы поверхностного и объемного упрочнения ответственных деталей машиностроения: сб. науч. Тр. ЦНИИТЯЖМАШ. М.: 1992. - С. 18-24.

162. Богатов А.А. Ресурс пластичности при обработке металлов давлением / Богатов А.А., Мижирицкий О.И., Смирнов С.В. — М.: Металлургия, 1983. -144 с.

163. Колмогоров B.JI. Механика обработки металлов давлением / В.Л. Колмогоров. — Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2001. 375 с.

164. Богатов А.А. Механические свойства и модели разрушения металлов : учеб. пособие для вузов / А.А. Богатов. — Екатеринбург : УГТУ-УПИ,2002.-329 с.

165. Гервасьев М.А., Воробьева И.П. Экономно-легированные стали повышенной хладостойкости для крупных заготовок / М.А. Гервасьев, И.П. Воробьева // Сталь, 1996. № 6. - С. 15-18.

166. Hal 1 Е. О. // Proc. Physe. Soc. Series В. 1951. - V. 64. - P. 747.

167. Металлография железа : Т. 1. Основы металлографии (с атласом микрофотографий) : пер. с англ. / под ред. Ф.Н. Тавадзе. М. : Металлургия, 1972.-С. 246.

168. Petch Н. J. J. // Iron Steel Inst. 1953. - V. 174. - P. 25.

169. Fleischer R. L. The relation Between the Structure and Mechanical Properties of Metals / Fleischer R. L., Hibberd W. R. // HMSO. 1963. - P. 261.

170. Ботвина JI.P. Кинетика разрушения конструкционных материалов / Л.Р. Ботвина. М. : Наука, 1989. - 230 с.

171. Brule A. Problem de L'inclusion heterogene viscoplastique 23 erne colloq. annu. Groupe france. Rheol / Brule Annick et al. //Endommagement et rheol. Solides : Bordeaux, oct. 1988. -Bordcaus, 1988. -V. 1. P. 1-23.

172. Weng G. J. The overall elastoplastic stress-strain relations of dual-phase metals / G. J. Weng // J. Mechanics and Physics of Solids. 1990. - V. 38, № 3. -P. 419-441.

173. Ogasawara N. Measuring the plastic properties of bulk materials by single indentation test / N. Ogasawara, Chiba N., Chen X. // Scripta materialia. 2006. -V. 54.-P. 65-70.

174. Термомеханическая обработка труб из малоуглеродистых низколегированных сталей / Л.Г. Марченко и др. // Достижения в теории и практике трубного производства : сб. науч. тр. — Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2004. С. 404-406.

175. Bouquerel J. Mikrostructure-based model for the static mechanical behaviour of multiphase steels / Bouquerel J., Verbtken K., De Cooman B.C. // Acta Materialia. 2006. - V. 54. - P. 1443-1456.

176. Пышминцев И.Ю. Пластичность стали и её характеристики / Пышмин-цев И.Ю., Пумпянский Д.А., Фарбер В.М. // Металловедение и термическая обработка металлов. 2007. - № 11. - С. 20-27.

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

178. Gurland J. An approximate method for the estimate of the contribution of load transfer to the internal stress in dispersed particles / Gurland J. // Scripta Met. 1979. - V. 13, № 7. - P. 967-969.

179. Sarosiek A.M. The work Hardening of Dual-phase Steels at Small Plastic Strains / Sarosiek A.M., Owen W.S. // Mater. Sci. and Eng. 1984. - V. 66. -P. 13-34.

180. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов : Ч. 1. Деформация и разрушение / Я.Б. Фридман. М. : Машиностроение, 1974. - 472 с.

181. Хирт Д. Теория дислокаций : пер. с англ. / Хирт Д., Лоте И. М. : Атом-издат, 1972.-600 с.

182. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов : пер. с англ. / Р. Хоникомб. М. : Мир, 1972. - 408 с.

183. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов / В:В. Рыбин. -М. : Металлургия, 1986. 244 с.

184. Панин В.Е. Основы физической мезомеханики / В.Е. Панин // Физическая мезомеханика. 1998. — Т. 1. — С. 5-22.

185. Ugowitzer P. Plastizitat van ferritisch rnartensitischen / Ugowitzer P., Stuwe H. P. // Zweiphastanlen, Metallkunde. - 1982. - V, 73, № 5. - P. 277285.

186. Влияние отпуска на деформацию и разрушение малоуглеродистых легированных мартенсито-бейнитных сталей / А.А. Емельянов и др. // Физика металлов и металловедение. 1994. - Т.77, № 1. — С. 155-160.

187. Скороходов В.Н. Строительная сталь / Скороходов В.Н., Одесский П.Д., Рудченко А.В. М. : Металлургиздат, 2002. — 624 с.,

188. Романив О.Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей. / О.Н. Романив. — М.: Металлургия, 1979. — 176 с.

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

190. Лякишев Н.П. Некоторые новые конструкционные материалы, способы их производства и обработки / Н.П. Лякишев // Изв. АН СССР. Металлы. -1987.-№5.-С. 15-25.

191. Щербединский Н.П. Повышение уровня прочности углеродистой стали массового назначения как резерв экономии металла / Н.П. Щербединский // Сталь. 1989. - № 1. - С. 80-82

192. Деформационно-термическая обработка проката из малоуглеродистой стали в межкритическом интервале температур / И.Г. Узлов и др. // Металлургическая и горнорудная промышленность. 1998. — № 2. — С. 5558.

193. Бронфин Б.М. Прочность и пластичность двухфазных феррито-мартенситных сталей / Бронфин Б.М., Гольдштейн М.И., Шифман А.З., Швейкин В.П.' // Физика металлов и металловедение. — 1983.- Т. 56, № 1. -С. 179-185.

194. Compositional analysis of dual phase steel by transmission electron microscopy / J. Koo, M. Radhavan, M. Tomas // Metallurgical Transactions. — 1980. -V. 11A.-P. 351-355

195. Ray R.K. Tensile Fracture of a,Dual-Phase^Steel / R.K. Ray // Scripts Metallurgies 1984. - V. 18,№ 11.-P. 1205-1209.

196. Пат. 2096495 Российской Федерации. Способ термической обработки труб / Гальченко Е.Н., Тетюева Т.В., Медведев А.П. и др. ; заявл. 15.12.1996 ; опубл. 20.11. 1997, Открытия. Изобретения. № 32

197. Бронфин Б.М. Субструктурное, упрочнение двухфазных феррито-мартенситных сталей / Бронфин Б.Мц Емельянов А.А., Швейкин В.П. // Субструктурное упрочнение металлов и дифракционные методы исследования. Киев : Наукова Думка, 1985. —С. 133-135.

198. Wasen J. The influence of prestrain and ageing on fatigue crack growth in a Dual-Phase Steel / Wasen J., Hamberg K., Karlsson B. // Scripta Metallurgica. 1984. - V. 18, № 3. - P. 621-624.

199. Pietrowski R. Fatigue Propertiesof Reni trOgenized and Dual-Phase Steels / Pietrowski R., Gasse W.F., Kenny W.D. // SAE Technical Paper Series. -1983. -№ 2. P. 1-11.

200. Марченко Л.Г. Термомеханическое упрочнение труб / Марченко Л.Г., Выбойщик М.А. М. : Интермет Инжиниринг, 2006. - 204 с.

201. Cal Y.L. The dependence of some tensile and Fatigue Properties of a Dual-Phase Steel on Its Microstructure / Cal Y.L., Feng J., Owen W.S. // Met. Trans.- 1985.-V. 16A,№8.-P. 1405-1415.

202. Fatigue studies on dual-phase Low carbon steel / C.M. Wan et al. // J. of Materials science. 1981. -V. 16, № 3. - P. 2521-2526.

203. Thomota Y. On the Fatigue Strength of Steels Composed of Two Ductile Phases / Thomota Y., Tachibana N., Kuroki K. // Transactions of the Iron and' Steel Institute of Japan. 1978. - V. 18, № 5. - P. 251-260

204. Коцаньда С. Усталостное растрескивание металлов / С. Коцаньда. — М. : Металлургия, 1990. 632 с.

205. Dutta V.B. Fatigue Crake Propagation in Dual-Phase Steels: Effects of Fer-ritic-Martensitic Microstructures on Crack Path Morphology / Dutta V.B., Su-reshS., Ritchie R.O. // Met. Trans. 1984. - V. 15A, № 6. - P. 1193-1207.

206. Suresh S. Crack growth retardation due to micro-roughness a mechanism for overload effects in fatigue / S. Suresh // Scripts Metallurgica. 1982. — V. 16, №8.-P. 925-999.

207. Мешков.Ю.Я. Физические основы,разрушения стальных конструкций / Ю.Я: Мешков. Киев ,: Наука Думка, 1981. - 240 с.

208. Medirata S.R:-Influence of ferrite-martensite microstructural morphology on the low cycle fatigue of dual-phase steel / Medirata S.R., Ramaswamy V., Rao. P.R. // Int. J. Fatigue. 1985. - V. 7, № 2. - P. 107-115.

209. Tzou J.L. Fatigue crack propagation in a dual-phase plain carbon steel / Tzou J.L., Ritchie R.O. // Scripta Metallurgies 1985. - V. 19, № 3. - P. 751-755.

210. Fatigue Thresholds / T. Kunio et al. // EMAS, Ltd. Werley U.K. 1982. -V. l.-P. 409-422.

211. Бронфин Б.М. Деформационное старение двухфазных феррито-мартенситных сталей / Бронфин Б.М., Емельянов А.А., Швейкин В.П., Шифман А.З. // Термическая обработка, структура и свойства металлов : межвузов, сб. науч. тр. — Свердловск, 1985. С. 50-55.

212. Бронфин Б.М. Устойчивость эпитаксиального феррита при отпуске малоуглеродистой низколегированной стали / Бронфин Б.М., Емельянов

213. А.А., Гольдштейн М.И., Швейкин В.П. // Физика металлов и металловедение. 1986. - Т. 62, № 2. - С. 358-361.

214. Бронфин Б.М. Перераспределение атомов при деформационном старении двухфазной феррито-мартенситной стали / Бронфин Б.М., Овчинников В.В., Швейкин В.П. и др.// Физика металлов и металловедение. — 1986.-Т. 61, №2. -С. 354-360.

215. Бронфин Б.М. Влияние типа микроструктуры на сопротивление усталости и разрушение малоуглеродистой низколегированной стали / Бронфин Б.М., Шифман А.З., Швейкин В.П. // Известия вузов. Черная металлургия. 1986. - № 10. - С. 73-77.

216. A.А., Шифман А.З., Швейкин В.П. // Новые материалы и упрочняющие технологии на основе прогрессивных методов термической и химико-термической обработки в автостроении : тез. докл. Всесоюз. науч.-техн. конф. Тольятти, 1986.-С. 10-11.

217. Бронфин Б.М. Вязко-хрупкий переход в сталях с феррито-мартенситной структурой / Бронфин, Б.М. , Гольдштейн М.И., Голуб1 Е.И., Швейкин

218. B.П. // Изв. АН СССР. Металлы. 1987. - № 2. - С. 105-111.

219. Бронфин Б.М. Кинетика закалочного и деформационного старения стали с феррито-мартенситной структурой / Бронфин Б.М., Швейкин В.П. идр. // Физика металлов и металловедение. 1988. - Т. 5, № 2. - С. 326331.

220. Смирнов С.В. Ресурс пластичности металла при изготовлении сильфо-нов / Смирнов С.В., Тропотов А.В., Лаповок Р.Е., Швейкин В.П. // Эффективные технологические процессы листовой штамповки : тез. докл. науч.-техн. конф. -М., 1993. С. 155-163.

221. Богатов А.А. Методики определения технологических свойств металла и его отдельных структурных составляющих в условиях сложного нагружения / Богатов А.А., Смирнов С.В., Швейкин В.П. и др.// Известия ВУЗов. Цветная металлургия. 1995. - № 2. - С. 42-49.

222. Смирнов С.В. Методика определения диаграмм упрочнения отдельных структурных составляющих в многокомпонентных системах / Смирнов С.В., Швейкин В.П. // Физика металлов и металловедение. — 1995. — Т. 80, № l.-c. 144-151.

223. Смирнов С.В. Исследование процесса деформационного упрочнения многофазных материалов на микроуровне / Смирнов С.В., Швейкин В.П. // Физика металлов и металловедение. — 1995. Т. 80, № 1. - С. 152-159.

224. Lapovok R. Ductility Defined as Critical Local Strain / R. Lapovok, S. Smir-nov, Shveykin V. // Proceedings First Australasian Congress on Applied Mechanics. 1996.-V. l.-P. 181-185.

225. Смирнов С.В. Определение коэффициентов в функциональной зависимости сопротивления деформации по результатам вдавливания конического индентора / Смирнов С.В., Смирнов В.К., Солошенко А.Н., Швейкин В.П. // Металлы. -1998. № 6. - С. 91-94.

226. Швейкин В.П. Разработка метода исследования ранних стадий, разрушения конструкционные материалов / В.П. Швейкин // Трансфертные технологии, комплексы и оборудование в металлургии-и материаловедении. — Пермь, 1998. — Вып. 1. С. 4-6.

227. Lapovok R. Damage mechanics for the fracture prediction of metal forming tools / Lapovok R., Smirnov S., Shveykin V. // Journal of Fracture. 2000. -V. 103.-P. 111-126.