автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Трещиностойкость сталей типа (0,15-0,35%С) Х2Н2МФ при однократном и циклическом наргужениях

Введение

1. Состояние вопроса.

1.1. Влияние легирования и содержания углерода на механические свойства и свариваемость конструкционной стали. БЬбор легирующей основы свариваемой стали с (J02 ^ 700 МПа. Ю

1.2. Лабораторные методы оценки трещиностойкости при однократном нагружении.

1.3. Лабораторные методы оценки трещиностойкости при циклическом нагружении

1.4. Применение критериев трещиностойкости для оценки несущей способности и долговечности изделий.

Одной из наиболее важных задач современного металловедения является обеспечение высокой конструктивной прочности машин и механизмов, особенно высоконагруженных,таких, как молотовые штока, ротора и сосуды давления. Стойкость молотовых штоков на ряде предприятий страны не превышает 5-10 рабочих смен, нередки и преждевременные усталостные разрушения роторов. В условиях создания все более нагруженных изделий эта задача решается путем разработки новых высокоцрочных сталей и сплавов, а также изысканием наиболее эффективных способов их обработки, обеспечивающих высокий уровень механических свойств металла.

При создании таких материалов и техпроцессов важно изучить взаимосвязь структуры и механических свойств металла и установить оптимальное структурное состояние стали. Важную роль при этом играет правильный выбор параметров, характеризующих конструктивную прочность изделий, по которым проводится оптимизация.

Преждевременные разрушения судов, мостов, турбогенераторов, сосудов высокого давления и т.д., происшедшие хрупко и почти всегда при напряжениях по величине меньших, чем заложенные в конструкцию, свидетельствуют о необходимости использования параметров, характеризующих склонность материалов к хрупким разрушениям. Доминирующее положение среди таких параметров занимает трещиностойкость, оцениваемая по сопротивлению развитию трещины и параметрам механики разрушения. Для штоков и роторов это, наряду с трещиностойкостью при однократном нагружении, циклическая трещиностойкость, а для сосудов давления-трещиностойкость различных зон сварного соединения. Взаимосвязь же структуры с этими параметрами изучена недостаточно. Мало изучена трещиностойкость структур низкоотпущенного мартенсита и нижнего бейнита низкоуглеродистых сталей, которые при соответствующем легировании могут обладать высокими прочностью и вязкостью»

Необходимо также учитывать, что при использовании лабораторных методов оценки параметров конструктивной црочности учет некоторых факторов, определяющих надежность работы конструкции, является неполным. К их числу относится произвольное расположение дефектов по отношению к направлению действия максимальных напряжений.

Цель настоящей работы заключалась в установлении взаимосвязи трещиностойкости при однократном и циклическом нагружениях со структурным состоянием сталей типа (0,15-0,35$С)Х2Н2МФ и разработка на этой основе состава и техпроцессов, обеспечивающих высокую конструктивную црочность штоков, роторов и сосудов давления.

В работе получены следующие основные научные результаты:

Использование характеристик трещиностойкости при однократном («г, ив ) и циклическом ( A/pf Hfc f ^/dn/ пря л нагружениях в качестве критериев позволило оптимизировать состав свариваемой конструкционной стали с 700 МПа и выбрать технологии термической обработки сталей типа (0,15-0,35%С)Х2Н2МФ, обеспечивающие высокую конструктивную прочность штоков, роторов и сосудов давления.

Исследована трещиностойкость при однократном нагружении низкоуглеродистой (0,07-0,25^0) конструкционной стали комплексно легированной марганцем (0,3-3,0 %), никелем (0,2-4,5 %), хромом (0,5-3,0 %) и молибденом (0,2-2,0 %). Получены уравнения множественной регрессии типа "химический состав-механические свойства" для низкоуглеродистой легированной стали, термически обрабатываемой на одинаковую прочность ( С01z 750 МПа).

Разработана новая свариваемая конструкционная сталь

15Х2НЗЩФТЧА (а.с.779431), позволяющая получать G^, = 70050

-1100 МПа и От 2 0,3 Щж/м2 в сечениях до 100 мм после нормализации и в сечениях до 540 мм после закалки в воду и соответствующего отпуска. Высокому комплексу механических свойств стали при 61 = 900-1100 МПа соответствует низкоотпущенная мартен-ситобейнитная структура, а при = 700-900 МПа - структура сорбита.

Исследована циклическая трещиностойкость стали 15Х2НЗЭДДФТЧА в различных структурных состояниях. Установлено, что наиболее высокое сопротивление усталостным разрушениям обеспечивает низко-отпущенная мартенситобейнитная структура. Показано, что по показателям циклической трещиностойкости сталь 15Х2НЗЩФТЧА в 1,5-2 раза превосходит сталь 38ХНЭМФА.

Выявлен сложный и неоднозначный характер влияния структурных изменений стали на трещиностойкость при однократном и циклическом нагружениях при температурно-временном варьировании режима отпуска стали 15Х2НЗВДДФТЧА, что выражено в несовпадении максимальных значений параметров, характеризующих эти свойства.

Установлено немонотонное изменение твердости и трещиностойкости при однократном и циклическом нагружениях при увеличении длительности низкого отпуска (150, 180, 220 °С) низкоуглеродистой стали до 40 часов. На основании рентгеноструктурных исследований предположено, что это связано с образованием предвыделений и выделений метастабильных карбидных фаз, изменением когерентности их связи с решеткой твердого раствора, обособлением и коагуляцией частиц карбидов и сменой их типа.

Показано, что при длительности низкого отпуска 6 часов и более трещиностойкость при однократном и, особенно, циклическом нагружениях, а также твердость мартенситобейнитной структуры стали

15Х2НЗЦЦФТЧА выше, чем у мартенситной. Предположено, что это связано со структурными особенностями бейнитных карбидов и игл и распадом в процессе отпуска некоторого количества остаточного аустенита с образованием мартенситобейнитных структур.

На стали 15Х2НЗЩФТЧА. показано, что в случае отпуска структур, содержащих остаточный аустенит, возможен эффект, выраженный в повышенных значениях твердости во внутренних слоях изделий, если превращение остаточного аустенита происходит с образованием мартенситобейнитных структур. Предположено, что в случае низкого отпуска этот эффект также связан с процессами карбидообра-зования, облегченными присутствием в феррите нижнего бейнита мелкодисперсных частиц метастабильных карбидов, образовавшихся непосредственно при промежуточном превращении, цроходящем во внутренних слоях изделий.

Изучено влияние скорости охлаждения при закалке на механические свойства металла роторных заготовок из стали 36Х2Н2МФА (по сечению бочки диаметром 605 мм). Установлено, что применение ускоренного, по сравнению с масляным,охлаждения в 3-х средах позволяет при сохранении уровня прочности повысить пластичность и трещиностойкость при однократном и циклическом нагружениях без образования закалочных трещин. Методами ЛМР показано значительное увеличение долговечности и конструктивной прочности роторов в случае замены охлаждения после закалки в масло на охлаждение в 3-х средах.

Учитывая произвольное расположение дефектов в реальном изделии ш отношению к направлению действия максимальных напряжений, исследовано влияние угла оС = (0-45°) между направлением концентратора и плоскостью, перпендикулярной линии действия максимальных растягивающих напряжений при изгибе. Установлен эффект снижения энергоемкости разрушения цри изменении угла оС от 0 до

10°. Увеличение угла оL от 10 до 45° вызывает рост энергоемкости разрушения, особенно интенсивный при cL = 20.30-45°. Показана общность эффекта дня конструкционных сталей различного химического состава (ст.15, 40, 40Х, 15Х2НЗВДФТЧА, 36Х2Н2МФА, ЗвХНЗМФА), находящихся в различном структурном (твердость от 48 HR4 до 50 ИКС ) и механическом (вязкое, квазихрупкое и смешанное строение изломов) состояниях. Выявлены основные закономерности строения изломов в зависимости от направления надреза и его жесткости при вязком, квазихрупком и смешанном разрушениях.

Установлено, что эффект снижения значений при изменении о[ от 0 до 10° усиливается под влиянием факторов, способствующих охрупчиванию стали - повышении твердости, снижении температуры испытания и т.п. и исчезает для "очень вязкого" состояния ( QT при d = 0° 1,3 Щж/м2).

Показана целесообразность при отборочных испытаниях наряду с испытанием стандартных образцов (тип 15, ГОСТ 9454-78) испытывать образцы с надрезом, нанесенным под углом 10° к направлению поперечной оси образца.

На основании исследования внедрены-сталь 15Х2НЗЭДЩГЧА на штоках паровоздушных молотов с весом падающих частей 8 т Минского тракторного завода, амортизаторах и осях, и технология термической обработки роторов из стали 36Х2Н2МФА Лысьвенского турбогенераторного завода. Экономический эффект от внедрения составил 52,1 тыс.руб. в год.

I. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА

I.I. Влияние легирования и содержания угдерода на механические свойства и свариваемость конструкционной стали. Выбор легирующей основы свариваемой стали с (J02 Z 700 МПа

Требование удовлетворительной свариваемости ограничивает поиск химического состава группой малоуглеродистых легированных сталей повышенной прочности. Обычно содержание углерода в свариваемых сталях составляет 0,10-0,15 % и не цревышает 0,20 %, если невозможно перед сваркой подогреть свариваемые элементы, а после сварки снять напряжения и улучшить пластические свойства за счет термической обработки [I].

Увеличение содержания углерода повышает прочность стали вследствие повышения ее прокаливаемости и закаливаемости, а также степени однородности распределения карбидных частиц. Однако увеличение содержания углерода свыше 0,26 % приводит к снижению удельной работы развития трещины и росту критической температуры хрупкости [2].

Основными легирующими элементами, используемыми в таких сталях, являются: никель, хром, марганец, молибден, ванадий [1-12]. В целях повышения комплекса механических свойств их дополнительно легируют микродобавками алюминия, титана, церия и некоторых других элементов [1-9, 13-18 J.

Влияние легирующих элементов на механические свойства низкоуглеродистой стали определяется их влиянием на прочность и пластичность феррита, яа размер, форму и равномерность распределения карбидных частиц в феррите.

Наиболее благоприятное влияние на комплекс свойств стали с низким содержанием углерода оказывает никель, повышая как црочность, так и пластичность легированного феррита и стали в целом [I, 3, 5J. Однако широкому применению никеля препятствуют его высокая стоимость и дефицитность. Поэтому в сталях исследуемого класса его содержание ограничено 4-5 % [I, 3, 5].

Введение в сталь хрома и марганца способствует повышению прочности и прокаливаемости стали. Хром предотвращает в присутствии углерода протекание распада аустенита в верхней области tS1 -образной диаграммы и понижает критическую скорость закалки. Кроме того карбиды хрома, образующиеся уже при охлаждении из жвдкого состояние препятствуют росту зерна при нормализации и закалке [8]. Марганец способствует повышению сопротивления хрупким разрушениям в основном за счет измельчения зерна и способствует образованию бейнитных структур [3, 7], Однако повышение содержания этих элементов выше определенного, зависящего от содержания углерода и легирующей основы, приводит к повышению склонности стали к хрупким разрушениям [I, 3]. Поэтому содержание хрома и марганца в стали, как правило, ограничено 3 % [i, 3, 7].

Положительное влияние молибдена проявляется в повышении им прочности и прокаливаемости стали и снижении критической скорости закалки [5, 9]. Повышает молибден и сопротивление хрупким разрушениям, главным образом, за счет подавления процессов, приводящих к отпускной хрупкости [I, 5, б]. Кроме того, молибден, являясь сильным карбидообразухщим элементом, препятствует росту зерна [5]. Однако увеличение содержания его свыше 0,5 % снижает ударную вязкость [I, 5],

Элементом, повышающим как прочность, так и трещиностойкость стали, является ванадий при введении его в количестве до 0,25 % [7, II, 12]. Основное влияние ванадия, сильного карбидообразую-щего элемента, на структуру заключается в измельчении размера зерна и в дополнительном упрочнении за счет повышения црочности и пластичности феррита [7, II]. Оптимальное содержание ванадия в стали 0,12-0,15 % [II, 12].

Особенно эффективно повышает прочность стали комплексное легирование, однако, даже стали с хромоникельмолибденованадиевой основой при содержании углерода менее 0,2 % не позволяют достичь после нормализации и высокого отпуска предела текучести более 500 МПа СЗ].

Дополнительное упрочнение стали, не подвергаемой улучшению, может быть достигнуто введением в сталь меди в количестве ^ I %, Упрочнение в этом случае достигается за счет выделения при отпуске стали мелкодисперсных частиц, представляющих насыщенный твердый раствор железа в меди [4]. Достоинством такого рода упрочнения является малая зависимость его от сечения изделий, так как оно практически не зависит от прокаливаемости стали. Медь также заметно повышает вязкость разрушения, прокаливаемоеть и снижает критическую скорость охлаждения для образования бейнит-ных структур [14]. Оптимальное содержание меди в малоуглеродистых дисперсионно-твердеющих сталях колеблется от 0,9 до 1,1 % для сталей самых различных композиций [4],

Присадка к стали титана (до 0,1 %) способствует дополнительному упрочнению низкоуглеродистой стали за счет образования нитридов титана и дополнительного измельчения зерна [I]. Повышение содержания титана свыше 0,1 %, а также ванадия свыше 0,3 % вызывает, как правило, охрупчивание стали из-за наличия в структуре труднорастворимых карбидов [I].

Введение в сталь алюминия до 0,06-0,12 %, в зависимости от содержания углерода, способствует получению стали с мелким зерном и повышению ударной вязкости [13, 15], однако, при этом необходимо учитывать возможность ухудшения формы сульфидов.

Редкоземельные элементы, и в частности церий, способствуют при

Легировании в малых количествах повышению пластичности и снижению склонности к хрупкому разрушению низколегированной стали [16-18]. Оптимальное содержание микродобавок алюминия, титана и церия колеблется в узких пределах для сталей различного состава и составляет соответственно 0,01-0,10; 0,01-0,10; 0,01-0,06 % [I, 13, 16].

В настоящее время получили практическое применение низкоуг-леродистне стали различных композиций легирования, обеспечивающие получение предела текучести в пределах от 400 до 600 МПа [19-21] (табл.1.1.1, составы 1-4). Высокие значения ударной вязкости достигнуты на этих сталях за счет получения в результате закалки мартенситной и сорбитной структуры с равномерным распределением глобулярной карбидной фазы после высокого отпуска.

Для случая нормализованной и высоко отпущенной стали даже повышение степени легированности таких сталей по отношению к термически улучшаемым и использование дополнительного легирования не всегда позволяет получить ^ 700 МПа 22-27 (табл.1.1.1 составы 6-II). Лишь на комплекснолегированной бейнитной стали состава 12, табл.1.1.1,удалось получить (эог ъ 700 МПа без применения термического улучшения одновременным введением микродобавок большого числа легирующих элементов в марганецхромоникель-молибденованадиевую сталь Г28].

Таким образом, при низком содержании углерода уровень прочности ^ 700 МПа может быть достигнут только на комплек-снолегированных сталях с бейнитной структурой, при этом сочетание легирующих элементов может быть различным.

В зависимости от состава стали после термообработки ее на заданный уровень предела прочности могут быть получены существенно различающиеся характеристики пластичности, вязкости и трещи-ностойкости, в значительной мере определяющие конструкционную

Таблица I.I.I

Химический состав и механические свойства низкоуглеродистнх конструкционных свариваемых сталей средней прочности (по литературным данным) п/п Т—."""' . » . , < * Химический состав, % Механические свойства Термообработка 3й Примечание

С М п Cz М Но У S\ р.ё ле 11 № Си В /г N Ссх МПа ан Щж/м2

I 0,13 0,16 1,07 1,20 1,40 1,58 - 0,45 0,54 - 0,29 0,32 ^0,03 — 0,026 0,031 — - 0,0039 0,0056 - - - 600-820 0,4-0,95 Закалка в воду Отпуск 680-700 [3]

2 0,23 0,7 0,8 1,8 0,25 920 1,3 Закалка в воду Отпуск 495 Й9] —

3 0,09 0,13 0,60 0,85 0,4 1.2 2,5 4,5 0,25 0,60 0,05 0,10 0,20 0,35 <0,02 0,015 0,035 - — — - — - - 710-810 1,11-1,55 Двойная закалка Двойной отпуск [20] Он при -18 °0

4 0,18 1,15 0,8 0,5 0,2 0,05 — - — - — - 0,003 - - - 700 1,15 Закалка в воду Отпуск 625 Q9] —

5 0,09 0,15 2,0 2,3 0,9 1.2 — 0,25 0,35 — 0,17 0,39 £0,035 — 0,02 0,06 — - 0,001 0,004 — — — 560 0,9 Нормализация [21]

6 0,14 0,20 1,2 1,8 0,4 1,5 - - 0,08 0,20 0,2 0,6 £0,035 0,04 0,10 0,02 0,10 — - - 0,0 0,010 0,035 — 550 0.4 Нормализация [22] —

7 0,15 0,22 0,3 0,6 0,9 1Д 3,0 3,7 0,5 0,9 0,04 0,57 0,17 0,37 — 0,005 0,060 0,001 0,060 - - - — — 0,001 0,050 650 0,9 Нормализация [23]

8 0,10 0,17 0,9 1,3 1.2 1,7 - 0,3 0,5 - 0,17 0,37 <0,035 0,02 0,12 — 0,01 0,05 - 0,001 0,004 — — - >600 >0,4 Нормализация [24] ан при -70°С

9 0,08 0,35 0,5 4,0 - — — 0,01 0,30 1,6 4,0 - 0,01 0,15 0,01 0,20 0,01 0,30 — — 0,01 0,20 - - 600-800 — После прокатки [25] Ш1IV.Zz 0,01-0,40

10 0,05 0,15 0,8 1,8 0,10 0,50 0,1 0,5 0,1 0,5 0,03 0,20 0,1 1,0 <o,oi 0,01 0,10 0,03 0,15 0,01 0,10 0,1 0,5 — 0,05 0,15 — - 600-700 0,3-0,4 После прокатки [26] Он при 0 °С

II 40,12 1,30 1,65 ^0,30 *0,30 - 0,07 1,12 0,7 1,0 <0,035 - - - 0,3 — - 0,016 - 550 >0,9 Нормализация [27]

12 0,04 0,4 0,8 1,5 4,5 0,5 1,5 <0,12 — 0,20 0,35 ^0,02 <0,15 - ;0,25 0,07 0,30 1,5 3,5 <0,005 - — - 740 fc- . >0,74 После прокатки Г»' [28] - прочность изделий.

Необходимо учитывать также влияние легирующих элементов на свариваемость стали. Решающими факторами, обусловливающими ухудшение свойств в околошовной зоне и вызывающими образование холодных трещин, являются возможность получения метастабильных структур в процессе охлаждения после сварки, включая неотпущен-ный мартенсит,и рост зерна. Элементы, способствующие увеличению прокаливаемости стали, ухудшают ее свариваемость, особенно марганец, хром, молибден С32]. Элементы, препятствующие росту зерна, такие, как ванадий, титан положительно влияют на свариваемость [32]. Аналогично влияет раскисление стали алюминием и титаном [15, 30J.

Стали, легирующий комплекс которых способствует протеканию при быстром охлаздении в околошовной зоне цромежуточного превращения аустенита, особенно, если получаемая при этом структура нижний бейнит, являются хорошо свариваемыми [I, 3]. Способствует улучшению свариваемости и введение в сталь микродобавок церия [29].

Содержащиеся в стали элементы оказывают значительное влияние на опасность получения горячих трещин в сварном соединении. Склонность к образованию горячих трещин уменьшается при легировании стали марганцем, хрошм и молибденом, и увеличивается с повышением содержания в основном металле углерода, серы, кислорода, кремния, меди, никеля [31],

Таким образом,влияние легирующих элементов как на механические свойства, так и на свариваемость является сложным и не всегда однозначным. Кроме того,влияние легирующих элементов при комплексном легировании может качественно и количественно отличаться от индивидуального влияния каждого элемента. Необходимо учитывать также, что приводимые в литературе данные по влиянию легируодих элементов на механические свойства, как правило, либо показывают одновременное изменение как прочностных, так и пластических и вязких свойств материалов, либо дают сравнение материалов после одинаковой термообработки, но при разных уровнях прочности, В том и другом случаях влияние легирующих элементов на пластические и вязкие свойства материалов не выявляется в чистом виде, так как не исключено влияние уровня прочности на эти свойства. А это особенно важно в случаях, подобных рассматриваемому, когда при оптимизации состава стали по конструктивной црочности ставится задача получения не максимально возможного, а вполне определенного, уровня прочности и оптимальным является состав, обеспечивающий при выполнении требований по прочности наиболее высокий комплекс пластических, вязких и тех или иных специальных свойств материала.

Учитывая вышесказанное, необходимо исследование влияния композиции применяемых для данного класса сталей легирупцих элементов на комплекс пластических, вязких и специальных свойств стали при постоянном уровне прочности.

ВЫВОДЫ

1. Использование характеристик трещиностойкости при однократном ( Qjt Hq ) и циклическом ( А/р t ^С/^/У при & К-const rffc ) нагружениях в качестве критериев позволило оптимизировать состав свариваемой конструкционной стали с (5~Dl

700 МПа и выбрать технологии термической обработки сталей типа (0,15-0,35$С)Х2Н2МФ, обеспечивающие высокую конструктивную прочность штоков, роторов и сосудов давления.

2. Исследована трещиностойкость при однократном нагружении низкоуглеродистой (0,07-0,25^0) конструкционной стали комплексно легированной марганцем (0,3-3,0 %), никелем (0,2-4,5 %), хромом (0,5-3,0 %) и молибденом (0,2-2,0 %). Получены уравнения множественной регрессии типа "химический состав - механические свойства" для низкоуглеродистой легированной стали термически обра- • батываемой на одинаковую прочность ( (750 МПа).

Разработана новая свариваемая конструкционная сталь 15Х2НЗЩФТЧА (а.с.779431), позволяющая получать (joz - 700 --1100 МПа и QT 2 0,3 Щж/м^ в сечениях до 100 мм после нормализации и в сечениях до 540 мм после закалки в воду и соответствующего отпуска. Высокому комплексу механических свойств стали при = 900-1100 МПа соответствует низкоотпущенная мартенситобейнитная структура, а при = 700-900 МПа структура сорбита.

3. Исследована циклическая трещиностойкость стали 15Х2НЗОДЦФТЧА в различных структурных состояниях. Установлено, что наиболее высокое сопротивление усталостным разрушениям обеспечивает низкоотпущенная мартенситобейнитная структура. Показано, что по показателям циклической трещиностойкости сталь 15Х2НЗМЦФТЧА в 1,5-2 раза превосходит сталь 38ХЕ13МФА.

4. Выявлен сложный и неоднозначный характер влияния структурных изменений стали на трещиностойкость при однократном и циклическом нагружениях при температурно-временном варьировании режима отпуска стали 15Х2НЗМДФТЧА, что выражено в несовпадении максимальных значений параметров, характеризующих эти свойства. Установлено, что дня неподвергающихся сварке изделий из стали 15Х2НЗЩФТЧА оптимальным является отпуск при 150-220 °С продолжительностью: для изделий, работающих в условиях однократных на-гружений,-15 часов, а в условиях циклических нагружений - 35 часов.

5. Установлено немонотонное изменение твердости и трещиностойкости при однократном и циклическом нагружениях при увеличении длительности низкого отпуска (150, 180, 220 °С) низкоуглеродистой стали до 40 часов. На основании рентгеноструктурных исследований предположено, что это связано с образованием предвыде-лений и выделений метастабильных карбидных фаз, изменением когерентности их связи с решеткой твердого раствора, обособлением и коагуляцией частиц карбидов и сменой их типа.

Показано, что при длительности низкого отпуска 6 часов и более трещиностойкость при однократном и, особенно, циклическом нагружениях, а также твердость мартенситобейнитной структуры стали 15Х2НЗМДФТЧА выше, чем у мартенситной. Предположено, что это связано со структурными особенностями бейнитных карбидов и игл и распадом в процессе отпуска некоторого количества остаточного аустенита с образованием мартенситобейнитных структур. Такое соотношение механических характеристик различных структур стали 15Х2НЗЦЦФТЧА обусловливает необходимость выбора скорости охлаждения после аустенитизации изделий различных сечений такой, чтобы получить в поверхностных слоях мартенситобейнитные структуры.

6. На стали 15Х2НЗМДФТЧА показано, что в случае отпуска структур, содержащих остаточный аустенит, возможен эффект, выраженный в повышенных значениях твердости во внутренних слоях изделий, если превращение остаточного аустенита происходит с образованием мартенситобейнитных структур. Предположено, что в случае низкого отпуска этот эффект также связан с цроцессами карби-дообразования, облегченными присутствием в феррите нижнего бейнита мелкодисперсных частиц метастабияьных карбидов, образовавшихся непосредственно при промежуточном превращении, проходящем во внутренних слоях изделий.

7. Изучено влияние скорости охлаждения при закалке на механические свойства металла роторных заготовок из стали 36Х2Н2МФА (по сечению бочки диаметром 605 мм). Установлено, что применение ускоренного, по сравнению с масляным,охлаждения в 3-х средах позволяет при сохранении уровня прочности повысить пластичность и трещиностойкость при однократном и циклическом нагружениях, без образования закалочных трещин. Методами ЛМР показано значительное увеличение долговечности и конструктивной прочности роторов в случае замены охлаждения после закалки в масло на охлаждение в 3-х средах (по критическому размеру дефекта в 2 раза, по критическим напряжениям в 1,5 раза, по числу циклов для докритическо-го подрастания дефекта в 1,5-2 раза).

8. Учитывая произвольное расположение дефектов в реальном изделии по отношению к направлению действия максимальных напряжений исследовано влияние угла сС = (0-45°) между направлением концентратора и плоскостью, перпрндикулэдной линии действия максимальных растягивающих напряжений при изгибе. Установлен эффект снижения энергоемкости разрушения при изменении угла сС от О до 10°. Увеличение угла d- от 10 до 45° вызывает рост энергоемкости разрушения, особенно интенсивный при сС - 20^.30-45°.

Показана общность эффекта для конструкционных сталей различного химического состава (ст.15, 40, 40Х, 15Х2НЗМДФТЧА, 36Х2Н2МФА, 38ХНЗМФА), находящихся в различном структурном (твердость от 48 HRA до 50 HRC) и механическом (вязкое, квазихрупкое и смешанное строения изломов) состояниях. Выявлены основные закономерности строения изломов в зависимости от направления надреза и его жесткости при вязком, квазихрупком и смешанном разрушениях.

Установлено, что эффект снижения значений От при изменении oL от 0 до 10° усиливается под влиянием факторов, способствующих охрупчиванию стали - повышении твердости, снижении температуры испытания и т.п. и исчезает для "очень вязкого" состояния ( От при of = 0° ^ 1,3 Щж/м2).

Показана целесообразность при отборочных испытаниях наряду с испытанием стандартных образцов (тип 15, ГОСТ 9454-78) испытывать образцы с надрезом, нанесенным под углом 10° к направлению поперечной оси образца.

9. На основании исследования внедрены сталь 15Х2НЗВДФТЧА на штоках паровоздушных молотов с весом падающих частей 8 т Минского тракторного завода, амортизаторах и осях и технология термической обработки роторов из стали 36Х2Н2МФА Лысьвенского турбогенераторного завода. Экономический эффект от внедрения составил 52,1 тыс.руб. в год.

6.4. Заключение

Проведен анализ поломок роторов, имеющих во всех случаях усталостный характер. Определена необходимость повышения циклической трещиностойкости стали 36Х2Н2МФА за счет повышения скорости охлаждения при закалке. Учитывая опасность возникновения закалочных трещин в качестве наиболее приемлемого для оптимизации режима охлаждения выбран способ закалки массивных изделий в 3-х средах.

Результаты сравнительного исследования влияния режима охлаждения при закалке на трещиностойкость при однократном и циклическом нагружении металла различных зон роторных заготовок с диаметром бочки 625 мм показали, что применение ускоренного охлаждения в 3-х средах позволяет при сохранении уровня прочности повысить пластичность и трещиностойкость стали (Vх с 62 до 69 %, QT с 0,58 до 1,08 ЦДж/м2, с °»22 до 0,51 ЩД/м2).

Математико-статистическим анализом твердости НВ с основными механическими свойствами для 103 заготовок роторов показана объективность предложенного способа контроля качества металла роторов: механические свойства с нерабочего конца, твердость с рабочего конца.

На основании исследования конструктивной прочности стали 36Х2Н2МФА, термообработанной по технологии, включающей закалку в 3-х средах и влияния на нее дефектов, превышающих нормы технических условий, путем разгона "дефектных" и "бездефектных" дисков до разрушения установлено, что сталь обладает высокой конструктивной прочностью. Дефекты в дисках, эквивалентный диаметр которых не превосходит 3 мм, при комнатной температуре не оказывает влияния на конструктивную прочность стали 36Х2Н2МФА, закаленной в 3-х средах. Понижение температуры испытания до -150 °С приводит к снижению конструктивной прочности "дефектного" диска по сравнению с "бездефектным" в 1,74 раза.

Результаты расчета цредельного состояния методами ЛМР показали значительное увеличение долговечности и конструктивной црочности роторов в случае замены технологии, включающей закалку с охлаждением в масло, на технологию, включающую закалку с охлаждением в 3-х средах (по критическому размеру дефекта в 2 раза, по критическому напряжению в 1,5 раза, по числу циклов для докрити-ческого подрастания дефекта в 1,5-3 раза).

ГЛАВА 7. ВНЕДРЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ ИССЛЕДОВАНИЯ

7.1. Внедрение стали марки 15Х2НЗВДФТЧА

Сталь марки 15Х2НЗЩФТЧА (а.с.гё 779431) в высокоотпущенном состоянии ( (Soz ъ 700 МПа) была опробована на сварных цилицц-рических сосудах давления (внешний диаметр поковки 390 мм, внутренний - 320 мм, длина 720 мм, вес 230 кг) вместо стали 12Х2НМФА и внедрена на амортизаторах (диаметр 1000 мм, толщина 100 мм, вес 620 кг) вместо стали 09Г2С и осях (диаметр 240 мм, длина 1500 мм, вес 540 кг) вместо стали 38ХНЭМФА, а в низкоотпущенном состоянии ( (5q2 = 950-1050 МПа) внедрена на штоках паровоздушных молотов с весом подающих частей 5-16 тонн (диаметр до 360 мм, длина до 4400 мм, вес до 3600 кг) - изделиях, к которым предъявляются высокие требования по циклической трещиностойкости вместо сталей 34XH3M и 38ХНЭМФА.

Штатный контроль заготовок указанных изделий, изготовленных в 1982-1983 годах, показал высокий уровень механических свойств металла (табл.7.1.1), а рентгено- и гаммаконтроль отсутствие дефектов в металле шва цилиндрических сосудов давления.

Высокий уровень механических свойств стали 15Х2НЗОДЦФТЧА показала и контрольная разрезка изделий каждого наименования с определением распределения механических свойств по сечению заготовок с учетом направления вырезки образцов и по различным зонам сварного соединения (только для сосудов давления) (табл.7.1.2--7.1.5).

Внешний осмотр поверхности излома штоков из стали 15Х2НЗЭДЦФТЧА (рис.7.1.1) показывает наличие трех примерно равных по площади зон: усталостной, отвечающей линейному участку диаграммы и имеющему заметный бороздчатый рельеф, зону ускоренного усталостного развития трещины и зону долома. Ха

1. Месыеин B.C. Основы легирования стали. - М.: Металлургия, 1964. - 684 с.

2. Крамаров М.А. Исследование сопротивления распространению трещины и склонности к хрупким разрушениям конструкционной упрочняемой стали. Автореферат дис. . канд.техн.наук. - Л., 1970. - 22 с.

3. Гладштейн Л.И., Литвиненко Д.А. Высокоцрочная строительная сталь. М.: Металлургия, 1972. - 239 с.

4. Вейнгартен П.М. Судостроительная сталь. Л.: Судпром-гиз, 1962. - 304 с.

5. Гудремон Э. Специальные стали. М.: Металлургия, 1966, т.1, 2. - 1638 с.

6. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1977. -367 с.

7. Борисов И.А. Некоторые положения легирования сталей для роторов турбин и турбогенераторов. Энергомашиностроение, 1981,9, с.18-21.

8. Георгиев М.Н. Вязкость малоуглеродистых сталей. М.: Металлургия, 1973. - 224 с.

9. Качанов Н.Н. Прокаливаемость стали. М.: Металлургия, 1964. - 251 с.

10. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М.: Металлургия, 1982. - 182 с.

11. Голиков И.Н., Гладштейн М.И., Мурзин И. И. Ванадий в стали. М.: Металлургия, 1968. - 292 с.

12. Стали с ванадием / Под ред.М.И.Гладштейна /. М., 1967. - 117 с.

13. Кейз О.П., Ван Горн К.Р. Алюминий в чугуне и стали.

14. М.: Металлургиздат, 1959, 495 с.

15. ГПаэаоЯа 3., Та Rase Д, Sasaki R. Effect of Си content on tfte P>azdena6i&t^i .stiengtft and tougnestf of JS/i-Cz Mo~ V dteete.— J. сhon and J'tee? chnst. Jap., 1979, v. 65, A/13,p. 1881-1895.

16. Поволоцкий Д.Я. Раскисление стали. M.: Металлургия, 1972. - 208 с.

17. Пятакова Л.Л. Влияние малых добавок элементов на структуру и свойства низколегированной стали. Автореферат дис. . докт.техн.наук. - Св., 1975. - 59 с.

18. Соколов Д.Д. и др. Влияние редкоземельных металлов на прочностные и пластические характеристики хромоникельмолибдено-вой литой стали. В кн.: Редкоземельные металлы, т.1, Киев-Одесса; 1968, с.27-33.

19. Пат.США. № 3759706, Опубл.18.09.1973 г.

20. А.с.384929 (СССР), Опубл. в Б.И. № 25, 29.05.73 г.

21. А.с.298684 (СССР), Опубл. в Б.И. № II, 16.03.71 г.

22. А.с.515827 (СССР), Опубл. в Б.И. № 20, 30.05.76 г.

23. А.с.514040 (СССР), Опубл. в Б.И. № 18, 15.05.76 г.

24. Пат.Японии 4718969, Опубл. 31.05.72 г.

25. Пат.США В 3795506, Опубл. 5.03.74г.

26. Русев Руси и др. Низколегирана высокоякостна стомана с повышена заваряемост марка 10Г2СФ. Металлургия, 1973, 28,11.12, с.6-11.

27. Пат.США № 3899368, Опубл.12.08.75 г.

28. Кирьянов В.М., Кабацкий В.И., Подгаецкий В.В., Парфессо Г. И. Влияние микролегирования церием на соцротивляемость аусте-нитных швов образованию холодных трещин в зоне сплавления. Автоматическая сварка, 1971, В 3, с.33-35.

29. ПЪ/?ае Hato М., Nisfao И. Ozain Refining effect of 71 and NS 'О Саг go n S'teef WePdso f tfe Japan Weeding Society^ jg?9j v. Щ A/5~, p. /2-17.

30. Прохоров H.H. Горячие трещины при сварке. М.: Машгиз, 1952. - 220 с.

31. Мельников Н.П., Гладштейн Л.И. Перспективы использования высокопрочной стали в строительных металлоконструкциях.

32. В сб.: Материалы по металлоконструкциям, Вып.18, М.: Стройиздат, 1975, с.53-79.33. воус/ G-.M. BzittEe Fzactuze In Stee^ J'tzuctazes. -London : 6uttezbwozt%s, S9?0.- 230p.

33. Tip/oez C.F. TRe. tfzittfie Fzactuze Stozy.— tadye: University Pzess, 1962. 1?8 p.35. finde-cson \X/.F. Яп engineez s/iewj dzittfe feactuze

34. Boeing rept., /939.' </06p.

35. Юкава С., Тимо Д.П., Рубио А. К расчету на хрупкую прочность вращающихся деталей машин. В кн.: Разрушение. Т.5, М.: Машиностроение, 1977, c.69-I45i

36. У'da И. £$>ct of\X/e£J;ne Residua? f&esses and Sfouctuza? Distent'nui ties on iour-Stzess Bzittfe fzactuze. — DoctozaC diss.- University of Osaia, /961. 260p.

37. Дроздовский Б.А., Фридман Я.Б. Методика оценки чувствительности материалов к трещинам при ударном изгибе. Заводская лаборатория, 1959, т.25, № 3, с.320.

38. Дроздовский Б.А., Фридман Я.Б. Влияние трещины на механические свойства конструкционных сталей. М.: Металлургиздат, I960. - 260 с.

39. Дроздовский Б.А., Фридман Я.Б. О методике оценки чувствительности материалов к трещинам. Заводская лаборатория, 1955, № 5, с.579-590.

40. Гуляев А.П., Зикес В.Н., Гусейнов Р.К. Механические свойства различных высокопрочных сталей. МиТОМ, 1974, № I, с. 38.

41. Фонштейн Н.М. Работа распространения трещины и ударная вязкость образцов с усталостной трещиной. МиТОМ, 1978, № 2, с.18.

42. Крамаров М.А., Крошкия А.А. Влияние уровня прочности на сопротивляемость хрупким разрушениям и чувствительность к трещине среднеуглеродистых легированных сталей. В кн.: Металловедение. № 3, Л.: Судостроение, 1969, с.3-9.

43. Крошкин А.А., Крамаров М.А., Шахназаров Ю.В. Исследование склонности к хрупким разрушениям среднеуглеродистых легированных сталей. В кн.: Металловедение. I.: Судостроение, 1968, Jfc 12, с.3-8.

44. Крамаров М.А., Рыбаков А.Б., Шахназаров Ю.В. Влияние прокаливаемости на сопротивляемость хромоникельмолибденованадиевой стали хрупким разрушениям. Изв.ВУЗов, 1973, № 2, с.120-122.

45. Крамаров М.А., Мартынов В.Г. Совершенствование методов контроля качества изделий ответственного назначения. Л.: ЛДНТЕ, 1978. - 24 с.

46. Раузин Я.Р., Великанов А.В. Современные методы оценки вязкости разрушения. МиТОМ, 1970, № 6, с.28-30.

47. Норрепав ТУ. Т&е use of p?e-czac/?ed( сДагру surnpPex to c/etezmine tfie dynamic p&ne stzain fiactmetougfiness. — IVeur Hoi./?onts Hlcttez and Pzocess.flzusa, CaBif^ 1973, p. У4/.

48. Великанов A.B., Раузин Я.P. Сравнительная оценка склонности к хрупкому разрушению сталей повышенной прочности. В кн.: Металловедение и термическая обработка. Вып.7, М.: Машиностроение, 1971, с.13-19.

49. Фридман Я.Б., Дроздовский Б.А. Предисловие. В кн.: Прикладные вопросы вязкости разрушения. М., Мир, 1968, с.5-21.

50. Ronaed Т.МЯ,Наее У.Я., P/ezceC.H Use/u£ness о/ pzeczacfied CRcrzpy specimens foz fzactuzeto ucj P>ness sczeenincj test of titaniym a £foyS.—Met. TzansWj /V4} p. 813-818.

51. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Хрупкость мартенсита. МиТОМ, 1978, Jfc 4, с.21-26.

52. Шахназаров Ю.В. и др. 0 немонотонном изменении сопротивления развитию трещины сталей с 0,9 % С при увеличении продолжительности низкого отпуска. ФММ, 1981, т.52, № 2, с.441-445.

53. Проблемы хладостойкости конструкционных сталей. -Иркутск: Восточно-Сибирское кн.изд., 1971. 250 с.

54. Нотт. Дж. Основы механики разрушения. М.: Металлургия, 978. - 256 с.

55. Попов А.А., Шпак С.А., Шур Д.М. Сравнительная оценка методов определения переходных температур сталей по результатам ис-штаний на ударную вязкость. Заводская лаборатория, 1977, т.43, Ь 8, с.988-991.

56. Dour Ping ЛЙ. T-fte effect of defect on structural failure: a turo criteria approach. — J3ez$Pey №uc&az Lra@o~zator.ies, 197S, Jue^) Report M PD/B/— -/Op.

57. Николе P. Конструирование и технология изготовления сосудов давления. М.: Мир, 1975. - 452 с.

58. PC 3642-72. Методы испытаний. Определение вязкости разрушения И/с при статическом нагружении. Стандарт стран СЭВ. 1972.

59. Haufman S.&-., NePson F.G. ГПоге on specimen

60. Size effect in fzacture toughness testing. Яб'ТМ.

61. Special Tecftn. Pu№„ 1973,/VS99, p. 74-Ъ5.

62. Панасюк В.В., Андрейкив А.Е., Ковчик С.Е. Методы оценки трещиностойкости конструкционных материалов. Киев: Наукова думка, 1977. - 277 с.

63. Трощенко Б.Т. и др. Влияние размеров образца на трещино-!Тойкость корпусных теплоустойчивых сталей. Проблемы прочности, 1982, & 10, с.З-II.

64. Методические указания. Расчеты на прочность в машиностроении. Методы механических испытаний металлов. Определение харак-?еристик вязкости разрушения (трещиностойкости) при статическом тгружении. М.: ВНИЙНМАШ, 1978. - 100 с.

65. Е 399-72. StanЫаit ГПе£йоЫ of test foz p&n-stiain foactuze toughness of metctffic mctezici£s.- ДппиаВ QooA of Я$ТМ Jtandazts, Pazt 31, 1972. ~ 56p.

66. Барсом Дж., Рольф С. Корреляция между HjC и результа-?ами испытаний образцов Шарни с "V-образным надрезом в интервале сритических температур. В кн.: Ударные испытания металлов. М.: top, 1973, с.277-296.

67. Hcmctzaura Т. CozzeNation of &zitt£e fccictuze btzencjifi and cfievzon note fled CActzpy impact test zesuets- 5 zd.S. CR Conf /Т/, 1973,p. 232.

68. Oznez &.M., Hazt&ovsez CE. Sfieet /гас fuze Toughness firafuated Cfictzpy Jmpact and J>Pow

69. Bend, Weeding Jouznaf, 196к 40, A/9, p. 4(?5s-416s.

70. Броек Д. Основы механики разрушения. М.: Высшая школа, :980. - 370 с.

71. Pozzy &\X/.j baz?ezi L, Fzactuze mechanics and pzessuze vesseCs undez gieCc/ing conditions. — Fzactuze ПЛесй., W69, M, p. 519-537.

72. SaiPozs R.N., Co z ten tf.T. Relationship detvreesi mate-ziat? fzactuze toughness using fzactuze moot) a fries and tzansition tenopQ-zature test. с9л: Fzactcfzre toughness, fiSTM STP 1972, p. m

73. Гольдштейн P.В. Дополнение. Некоторые вопросы механики разрушения. В кн.: Механика разрушения. Разрушение конструкций, М.: Мир, 1980, с.228-255.

74. Cowan Л., HizSo А/. Fzactez /n/t/otion in Stzenptfi steef pz ess uze vessels.— Tzans. f/S*ME, /9707 Id 92, /V7, p. 79-85.

75. Мартынов B.M. Прочность при наличии трещин и конструкционная прочность. Проблемы прочности, 1982, № 2, с.6-10.

76. Леонов М.Я. Элементы теории хрупкого разрушения. Журнал прикладной механики и технической физики, 1961, № 3, с.85-92.

77. Панасюк В.В. Предельное равновесие хрупких тел с трещинами. Киев: Наукова думка, 1968. - 256 с.86. foacjdaP E>.Si.Jiie^c/ing ofstee£ s'heets containing St* . — JowznaC of* th>Q TPec^an/cs and Posies of**5o&c/s, mo, /V8у p. 79-83.

78. Либовиц Г., Эфтис Дж., Джонс Д. Некоторые недавние теоре-ческие и экспериментальные исследования по механике разрушения. В кн.: Механика разрушения. Разрушение конструкций. М.: Мир, 180, с. 168-202.

79. Черепанов Г.П. Механика хрупкого разрушения. -М.: Наука,он74. 640 с.

80. Райе Дж. Независимый от пути интеграл и приближенный анана13 концентрации деформаций у вырезов и трещин. Прикладная мешика. Серия Е., 1968, №4, с.340-349. ми

81. Дроздовский Б.А., Морозов Е.М. Методы оценки вязкости азрушения. Заводская лаборатория, 1978, # 8, с.995-1004.

82. Махутов Н.А. Расчетные характеристики сопротивления хруп-эго разрушения и методы их определения. Заводская лаборатория, Э76, гё 8, с.987-995.

83. Райе Дж. Математические методы в механике разрушения.

84. В кн.: Разрушение, т.2, М.: Мир, 1975, с.204-335.

85. Морозов Е.М., Никитков Г.П. Метод конечных элементов. -М.: Наука, 1980. 254 с.

86. Леворолл, Линден. Сравнение численных методов определения коэффициентов интенсивности напряжений. В кн.: Теоретические основы инженерных расчетов. Серия Д., 1972, № 2, с.270-271.

87. Ярема С.Я., Витвицкий П.М., Зборомирский А.И., Осташ О.П. Пластические деформации около трещины в тонком диске, растягиваемом сосредоточенными силами. ФХММ, 1974, № 5, с.34-39.

88. Романив О.Н., Деев Н.А., Гладкий Я.Н., Студент А.З. Брактографическое исследование роста усталостных трещин в низкоуглеродистых сталях. ФХММ, 1975, $ 5, с.23-28.

89. ПО. Ромвари П., Тот Л., Надь Д. Анализ закономерностей распространения усталостных трещин в металлах. Проблемы прочнос-ги, 1980, J* 12, с. 18-27.

90. Pazis? Szdopan Е Ciit/ca£ finals of &асЛ Pzopagafron hau/s. Tzans. Я£МЕ. X Ba&'c Snp., 1963,v. 85, M4, p. 528-53^.

91. Георгиев М.Я. и др. Обобщенная диаграмма скорости росса усталостных трещин. М.: Машиностроение, 1977, № 6, с.83-87.

92. Каплун А.В. Влияние параметров цикла нагружения на рост усталостных трещин. ФХММ, 1978, № 4, с.58-68.

93. Ezdogxxn F. СгасЯpzopapat/Ъл treaties'. AfASfl GrR-901, 1965, p. 3-/91.

94. Fozrnan RGr} Wat/iey V£.f Engfe KM. purnezicct£ QncitysfS of czac& pzo/ocrpafron in cpc{e~&cr<ded ^tzucta-zes. d. Basic Tzans. A&MF, sez. D, 1967, Л/3, p.8.

95. Bomfozcl W.H. Faticpj-ie czacfi ^zaustfi of stainless stee£ p;p)ncjf in a pzesjazired uratez гео/ctoz en viz о n ment— J. fiessute xressee tecSm< Tzans. AS ME, 1979, Ml, p. 73-79\

96. Доможиров Л.й. К влиянию частоты нагружения на развитие усталостной трещины. Проблемы прочности, 1978, № 9, с.28-31.

97. Гудков А.А., Зотеев B.C. Влияние частоты приложения ци-слической нагрузки на скорость распространения усталостной трещиш. Проблемы прочности, 1975, J6 6, с.44-47.

98. Ш.СгизеЛ, Besa^ez М. Residua? £fe prediction fa suzface cracks in complex structural details.—$n; Straricjtfi metaBs ancl ae?ogs. Ргос. Ш Snt.Conf^ С/асйел, 1978, v.2,p. HS1-HS6.

99. Buec/ Я.У., Fbris RC. Fatigue Pe/>av/ouz of^ a titanium ВЯв- 1Mo ~ 1 Va№og in a d~cy crr^en env-izonment-J. matez1972, к 7, Л/3, p. 402-409.

100. Y\otera~zaura 1?.} S£inoo D. Fatigue сгасйpropagation and cumulative damage ~ J. Sac. Matez. Sci. Jap.f 1976,2Stp.87S-8dO.

101. Hotezarawa R. Fatigue crac%propagation ancf f?actocpapfy urtcfez pezioclic oirez stressing- J. 5oc. Matez. Jc/. Jap, 1978\ 27/ p. 59-S8.

102. Котэрадзава P. Фрактография и механика разрушения черных и цветных металлов. Тэцу то хаганэ, 1978, т.64, № 7, с.97-108.

103. Гуревич С.Е., Едидович Л.Д. 0 скорости распространения трещины и пороговых значениях коэффициента интенсивности напряжений в процессе усталостного разрушения. В кн.: Усталость и вязкость разрушения металлов. М.: Наука, 1974, с.36-78.

104. ЫаНатига И., Hozitfaruru Т. Лп Experiment on tfie Stress Pattern to &iire t£e minimum VoFae of Z (П;/м,)-hansactions of tfie Japan society of /Tleetfanicat? Engineers , -79701 v. 56,p. 70S9-/066.

105. RaisanaP b. R.f ГПои^гау P. F. Relationships tfetuseen &uw~cgcPe -fatigue crac/?yzcrurtfi -rate properties. —7. test, and firo?., 197% 9, ЛЯГ, p.270-Z80.

106. Hass JMt Beg&yJ.fi., Andzejasifi H. Czactf initiation and Growth in Ptcrne Strain.-1 Test and <W?, и2f /Щ, 1974, p. 304-3-/6.

107. J.Af Landes J. D.} Vessef F. T. Fzacture mechanics ct practical too? for preventing futures ~3nt. Conf Fract^ Munich 1!Ff3rp5.

108. Райе Дж., Джонсон М. Влияние больших геометрических изменений у конца трещины ш разрушение в условиях плоской деформации. В кн.: Механика, М.: Мир, 1973, № 6, с.94-118.

109. MoSagasfii ЯЛ, C$iu ST., Secures R. Я numerical1.vestigation on ttfe use of J- //itegzciP, — tng. F?act.

110. Mecft., 1973, /VS} p. 293-305.

111. Васильченко Г.С., Кошелев П.Ф. Практическое применение механики разрушения для оценки црочности конструкций. М.: Наука, 1974. - 147 с.

112. Леонов В.П. Применение механики разрушения при нормировании технологических дефектов сварки в толстостенных сосудах давления. В кн.: Прикладные вопросы механики разрушения в машиностроении. Тезисы докладов, М., 1977, C.III-II7.

113. Васильченко Г.С., Меринов Г.Н., Козлицкий А.С. Применение теории линейной механики разрушения и оценке прочности турбинных роторов. Проблемы прочности, 1972, $ 9, с.22-26.

114. Волченко В.Н. Достоверность контроля качества как один из важнейших факторов обеспечения надежности сварных соединений. В кн.: Выбор и обоснование методов и норм контроля качества сварных соединений. Л., ЛДНТП, 1976, с.43-47.

115. Peffrni WS. P^ncipfes of fzactuze-Sbfe.

116. Дрейпер Н., Смит Г. Прикладной регрессионный анализ. -М.: Статистика, 1973. 380 с.

117. Хикс Ч. Основные принципы планирования эксперимента. -И.: Мир, 1967. 406 с.

118. Юдин Д.Б., Гольдштейн В.Г. Линейное программирование. Теория и конечные методы. М.: Физматиздат, 1963. - 775 с.

119. Шоршоров М.Х., Чернышова Т.А., Красовский А.И. Испытания металлов на свариваемость. М.: Металлургия, 1Э72. - 240 с.

120. РооЯ P. On J&nt f45°) czac/% in fot/yue-Metaв Science } /976t v. ZO} /V9} p. 339-335.

121. Шахназаров Ю.В., Рыбаков А.Б. Об оценке составляющих сталей различных классов. В кн.: Мат.конф."Конструктивная прочность сталей и сплавов и методы ее оценки": Тез.докл., М., 1972. 178 с.

122. Рыбин В.В., Малышевский В.А., Олейник В.Н.,

123. Е.М. Структурные превращения при вторичном твердении низкоуглеродистых легированных сталей. ФММ, 1976, том 41, вып.4, с.796--804.

124. Установщиков Ю.И. Вторичное тверд ^ле конструкционных4»легированных сталей. М., Металлургия, Jy 2. - 128 с.

125. Ofimo-zi У, О Stan i Н, HunitaЦ 77 Tempering of Me 8ainite one( iSe tfainite/mciztensi te dap Pen ^tzactuzein a tour- ccfzSon &ur -aftby steet?.— Meta? Sciencef 1974, v.8, M<Hf p. 357-366.

126. Новиков И.И. Теория термической обработки. М.: Металлургия, 1978. - 392 с.

127. Гуляев А.П., Голованенко Ю.С., Зикеев В.Н. Влияние количества немартенситных продуктов превращения на сопротивление разрушению улучшаемой конструкционной стали. М.: МиТОМ, 1978, $ 7, с.60-67.

128. Курдюмов Г.В., Утовский Л.М., Этин Р.И. Превращения вжелезе и стали. М.: Наука, 1977. - 238 г.

129. Большаков В.И., Котова Л.И., Монгайт И.А. Выбор оптимального структурного состояния конструкционных строительных сталей бейнитного класса. МиТОМ, 1976, № 2, с.28-31.

130. Hefiemann R.F. Pfiase tzansfozmation.- ASM MetaBs fbc# , Ofiio, H9%0. 397p.

131. Qftadesfiia Н.И.О.Н. ТЯе Рошег tfa'mite tzcmsfozmation and {fie significance of саг fic/e precipitationOfctci /Vetb&vzf/ca, 19B0, v. 23, A/8, p. нозчт.

132. Winne D.H.j Wandt 8.M. application of tfie G- ziff 'tfi -^zixrin tfieozy of CzacA Pzopacfat/on to the Bursting BeAcciriouz of distfs. 3nctud/ng Ofnahit/cotand bpezimentae Studies. Hans. AS'TM, v. 80, Л/8, 49*8,p. тз-jfss.

133. Карзов Г.П. и др. Воцросы нормирования технологических дефектов сварных соединений сосудов высокого давления. Л.: ЛДНТП, 1974. - 36 с.

134. Uhdeziuood J.H., Jassefo /?./?., Canton ЯР., Hussein М.Й. Я compliance И-саtitration foz a pzessuzfzed thich -uraff cy&'ndez us?th a zadia? czach.— finj. Fzact /7)ec/?. ? -/972,v. 4, /V2, p. 231-244.i

135. Никольс P. Конструирование и технология изготовления сосудов давления. М.: Машиностроение, 1975. - 464 с.

136. Левитин И.Я. Анализ стойкости штоков штамповочных молотов. КШП, 1963, № 7, с.31-33.

137. Технический отчет "Исследование и разработка материалов и прогрессивных техпроцессов изготовления штоков штамповочных молотов с массой подающих частей 5 и 10 тонн". ГПНТБ, Волгоград, 1974 г. - 120 с.

138. Технический отчет "Способы повышения долговечности штоков штамповочных и ковочных молотов". ГПКТБ, Волгоград,1974 г. 90 с.

139. Stout Я. О., РеюеЛЖ effect of compos it/on and miczostzactuze on tfie воиг-сусРе fattyue stzengifi of shuctuza? ftee&. — Hans. flSME, -1965, О 87, M2,p. 274- 296.

140. Раузин Я.P. Некоторые вопросы повышения конструктивной прочности стали. МиТОМ, 1972, № 6, с.2-7.

141. Иванова B.C., Шаневский А.А. Количественная оценка длительности стабильного роста магистральной усталостной трещины методами фрактографии. В кн. Циклическая вязкость разрушения металлов и сплавов. М., Наука, 1981, с.168-193.

142. Маслов Л.И., Арита М., Баженов А.И. Кинетика распространения усталостных трещин в сталях и сплавах титана и никеля. -ФХММ, 1977, Я 3, с.20-26.

143. Георгиев М.Н. и др. Методика оценки циклической трещиностойкости малоуглеродистых сталей. Проблемы прочности, 1981, № 8, с.18-25.

144. Романив О.Н., Ткач А.Н., Вольдемаров А.В. Об одном способе комплексного повышения механических свойств низкоотпущенных конструкционных сталей. ФХММ, 1979, № 4, с.71-77.

145. Саррак В.И. Исследование факторов, определяющих склонность железа и стали к хрупкому разрушению. Автореферат дисс. . докт.техн.наук. - М., 1969. - 32 с.

146. Dos S.H.j Tfiomcs £ Structures and rriecAan leaf p?opezt<es о/ Fe-A/hCo-Csteefs- Tzcins. FISH, /969t v. 62, Щр. 6^9-676.- 171. Бернштейн М.Л. Прочность стали. М., Металлургия, 1974. - 200 с.

147. Хейвуд Р.Б. Проектирование с учетом усталости. М. Машиностроение, 1969. - 260 с.

148. Гребенин В.М. Усталостная прочность и долговечность металлургического оборудования. М. Машиностроение, 1969. - 140 с.

149. Кудрявцев И.В., Рымынова Е.В. Влияние строения и пластической деформатщи на чувствительность к надрезу углеродистых сталей при переменных нагрузках. Труды ЦНЖГМАШ, М., 1966, № 56, с.11-19.

150. Одинг И.А., Гуревич С.Е. Циклическая прочность и чувствительность к концентрации напряжений некоторых сортов высокопрочной стали. Сб.: Прочность металлов при переменных нагрузках. Третье совещание по усталости 5-9 марта, 1962, АН СССР, 1963, с.16-20.

151. Одинг И.А., 1Уревич С.Е. Циклическая прочность стали в случае острых надрезов. В сб.: Прочность металлов при переменных нагрузках. АН СССР, М., 1968 г., с.24-27.

152. Марковец М.П. 0 чувствительности высокопрочных сталей к надрезу. В кн.: Усталость металлов. АН СССР, М., 1961, с.65-69.

153. Кудрявцев И.В., Рымынова Е.В. Влияние структурных факторов и наклепа на чувствительность сталей к концентрации напряжений при циклических нагрузках. Труды ЦНИЙТМАШ, М., № 53, 1965, с.20-27.

154. Кривоглаз М.А. Теория рассеяния рентгеновских лучей и тепловых нейтронов реальными кристаллами. М., Наука, 1967.- 336 с.

155. Jones P.N,} Step£er>son Л., Hediy Я.t JacfiИ.Н. JtzenptJe-hiny mixed с faster foimcttror) tr% nititded a&oy ste<rts.3n: Stzengtfi Metae& and Proc. 5/в J-nt Conf.fiacfien, 1979, v. /, p. 737- 742.

156. Smai Y.} Ocuzct T, J noire A. Stucfy of t/?e Ргес/рstation of Л-са-г&'с/е in tfte Tempering Process of Jo me Low and ГЛес/Sum Caztfon J'tee&. 7. Jzon ar?d Stee£. Snst, Jap.f /979, v.6Sf M/3, p. Ш7- /897.

157. Гаврилюк В.Г. и др. 0 природе структурных изменений при отпуске нижнего бейнита. ФММ, 1976, том 42, № 5, с.1051-1057.

158. Белоус М.В., Пермяков В.Г., Рыгинова Е.Ф. Карбидообра-зование при низкотемпературном изотермическом отпуске сплавов

159. Fe-C . -В сб.: Металлофизика, 1971, вып.38, с.55-60.

160. Hunitatfe 7?, Те та so ^i Ff oAmozi Yt О?tan г И. /За i'n/te and 0ainite/nbqz£ensite c/upfex structure in

161. О боги- caz&on tour- aftcy stee?. — J-тгоп and Stee£} /972,v. 42, p. 6^7-653.

162. A.c.456002 (СССР), Опубл. в Б.И. № I, 1975.

163. Работнов Ю.Н. и др. Оценка склонности к хрупкому разру-пению роторов турбин из сталей средней прочности. Проблемы прочности, 1972, $ 4, с.3-9.

164. SfacMUn DM, Hefty P.M. ГГ)огр&&2</ о,f Balnite. Jn: p^sica? properties of /nccztensrte ctnof definite. Spec. Report 93, Угоп and S^eef Snstt London,p. 726- /34.• И. ДЕГ'.ГЧЕНКО 1С83 Г.1. А К Т

165. Годовой экономический эффект от'внедрения стали ■15Х2КЗДФТЧА -20000 руб.

166. НАЧАЛБЩК КУЗНЕЧНОГО • КОРПУСА-г .м .клнлхович1. НАЧАЛЬНИК' ПЛМиТО7 2/'с/

167. Утверждаю: Зам., главн^ч^ииженора предприятия1. В.Г.дПаТиврГ/о ;>19зйг.1. А -V /X1. Утверждаю:aihjbJw инженер i v. V У^^^Уг^В. Ф . Ващснки1. АКТиспытание стали. ШХ^НЗМФджЧА.г» Лонингрьдоктября 1982г,

168. Мы, нижеподписавшиеся, представители предприятия gjj