Перерозподіл домішкових та легувальних елементів під час термічного, деформаційного оброблення та його вплив на зародження й розвиток тріщин в металах

Дія низькотемпературної плазми на сорбцію домішок та транспорт хімічних елементів в поверхневих шарах металу розглядалась в підрозділі 5 в 3 аспектах: 1 в соплах реактивних двигунів та пальників плазмових апаратів для різання та зварювання металів; 2 - під час плазмоводугового переплаву та зварювання; 3 - під час зварювання та оброблення металу вибухом. Встановлено, що з повітряної плазми метал мідного пальника поглинув в 50 разів більше кисню, ніж з пропанбутанової, а тому ймовірність пошкодження внутрішньої поверхні сопла вища, навіть якщо вона не оплавлялась безпосередньо плазмовим потоком. Аналогічні процеси відбуваються і в соплі реактивного двигуна.

Під час використання плазми для зварювання та різання велике значення мають не тільки її хімічний склад, але й умови охолодження, інтенсивність потоку окремих дифузантів. Наприклад, занурення на півтовщини листа у воду під час його різання повітряною плазмою привело до скорочення ширини зони, збагаченої азотом в 3 рази, киснем в 8 раз. Виготовлення зварювальних карток зі сталі 14Х2ГМР звичайним кисневим та флюсо -кисневим методами показало, що розподіл домішок глибиною від поверхні різа має також періодичний характер. Амплітуда цих концентраційних коливань, їх період є індивідуальними для кожного дифузанту. Помічено підвищення локальної концентрації частини домішок на поверхні, наприклад, в сталі 14Х2ГМР це стосується С та Мо. Проте, це - не є результатом вигоряння інших елементів (бо С та Мо, які утворюють летючі cполуки, мали б вигоріти першими). Отже, тут діють явища АЗМ та хвильове масоперенесення.

В розділі 6. розглянуто формування скупчень домішок хімічних елементів в процесі рекристалізації та кристалізації металів. Процес рекристалізаціїї з точки зору металографії досліджено досить повно, але з точки зору атомного механізму появи зародків нового зерна лишається найменш розробленим. Висунуто кілька гіпотез з цього приводу, але жодна з них не знайшла практичного підтвердженя і не пояснює вже відомі факти.

Автором запропоновано застосувати для вивчення цих процесів на атомному рівні розроблений ним же метод маркуючих атомів. В роботі сформульовано вимоги, яким мають відповідати атоми - маркери. Зокрема вони повинні бути хімічно нейтральними, а сам процес введеня атомівмаркерів має бути локалізованим,контрольованим та відтворюваним. Найбільше для цього підходять інертні гази, зокрема, аргон. Але за данними М.В.Черепніна розчинність Ar в металі з ОЦК гратницею складає лише 1050% мас. Хоча питанню взаємодії Ar з металом присв'ячена численна література, можливість надійної фіксації цієї домішки в рідкому металі не розглядалась.

Для розробки вищезгаданої моделі атомного маркування (це робилося вперше в металознавстві) необхідно було дослідити взаємодію Ar з рідким та твердим металом під час кристалізації - процесу, спорідненому рекристалізації. Взаємодія з рідким металом вивчалась на металі, який зварювався в середовищі з Ar. Твердофазну кристалізацію вивчали на плівках аморфної речовини.

Встановлено, що механічні властивості металу шва різних сталей після зварювання плавким електродом в подвійних та потрійних сумішшях захисних газів з Ar виявилися вищими за метал шва, який було отримано зварюванням в СО2. (табл.2). Стабільно спостерігалось поліпшення водночас всіх механічних властивостей металу шва - пластичність зростала на 4080%, гранична міцність в 22,5 рази, а ударна в'язкість за температур (203223 К) була в 25 разів вищою ніж у металі після зварювання в СО2 (табл.2.). Перевірка хімічного складу металу та його структури показала відсутність суттєвих змін в металі шва та наявності передумов для такого характеру змін його механічних властивостей (наприклад, зміцнення металу дрібними частками НВ - за Б.О.Мовчаном). Отже, причина одночасного підвищення міцності та пластичності металу в іншому. Вимірювання механічних властивостей цих зразків металу через 3,5; 5 та 30 років підтвердили їх стабільність (табл.2). Існуючи уявлення про взаємодію Ar з металом не дають пояснень цим фактам.

Методами ВІМС та ЛМА з ТЕЕ встановлено, що наведені позитивні зміни механічних властивостей металу шва пов'язані з присутністю в ньому аргону, який було зафіксовано в об'ємі металу. Метал шва сорбував від 102 до 10 -6 % Ar без пор та свищів (чутливість по Ar 5.107% мас, похибка 8% абс. на рівні 106 % мас). Виявлено, що на прямій полярності в металі шва фіксується більше Ar, ніж на зворотній (це підтверджено й методом ВІМС). Отже, має місце часткове поглинання металом заряджених йонів аргону - так зване “електричне“ поглинання. Але воно не є вирішальним. В прямих експериментах встановлено, що на кількість сорбованого металом Ar впливають такі чинники: склад аргонвміщуючих газових сумішей (мал.9); площа контакту рідкого мета Табл.2.Вплив складу захисної атмосфери під час зварювання різних сталей на механічні властивості металу шва через добу після зварювання та через 42 місяці вилежування за Т=300 К.

Примітка. В таблиці наведено середні значення з 5 зразків однієї сталі. КНвідношення механічних властивостей металу шва, який отримано в суміші з аргоном та без нього.

Вище вже згадувалось, що підвищені механічні властивості металу з Ar зберігаються тривалий час (роками). Для перевірки термічної стабільності такої системи проведено відпал зварного з'єднання з Ar протягом 1 години за Т=1183±20о К. Виявилось, що за цих жорстких умов метал втратив лише до 23% сорбованого Ar (мал.9, крива 4), тоді як під час імплатації за Т=773 К за 20 хв. -до 94%

На основний пік 40Ar+ можуть накладатись маси йонів інших елементів та сполук (Са, MgO, C3H4 тощо), тому для контролю використали Kr (87 а.о.м.)- інертний газ, йон якого не має мультиплетів. Зварювання, проведене в Kr, та в сумішшях на його основі, й наступні вимірювання вмісту та розподілу цієї домішки у металі підтвердили наведені вище висновки, зроблені для Ar. Отже, метал шва дійсно фіксує Ar під час кристалізації. Але Ar зафіксовано не тільки в литому металі шва, але й в ЗТВ, причому відстань від поверхні cплавлення металу шва до ділянок ЗТВ, в яких зареєстровано Ar, сягає 58 мм (!), що в 1000 разів перевищує глибину проникнення Ar в метал під час імплатації. Присутність кисню в газовій суміші сприяє збільшенню кількості Ar, який поглинається металом. Отже, тут - проявлення якогось нового фізичного явища або процесу.

Було проведено цикл досліджень для виявлення місця розташування атомів Ar в кристалічній гратниці та можливого механізму його сорбції металом й особливостей формування міжатомних зв'язків. Методом електронпозітронної аннігіляції встановлено, що з введенням в метал Ar змінюється електронний стан КГ металу. Це свідчить про те, що Ar утворює в металі скупчення або комплекси, наприклад атом Ar - домішкова атмосфера з Н,О,С. За цих умов КГ викривляється, в ній з'являються додаткові пори, в яких і розміщуються згадані домішки проникнення. Це підтверджено експериментом (вимірювання методом ЛМА з ТЕЕ). Водночас змінюється й густина дислокацій (підтверджено методом внутрішнього тертя). Цим же методом встановлено, що в металі з Ar межами блоків зерен виділяються домішки та точкові дефекти, які блокують ці межі. Домішки випадають в окіллі сферичних дефектів або великих атомів (як аргон). Це веде до зростання пластичності. Блокування же меж веде до підвищення ударної в'язкості та міцності металу. Після зварювання в суміші Ar+CO2 +О2 метал шва з аргоном має мінімальну густину дислокацій (підтверджено методом дифракційної мікроскопії тонких фольг). Таким чином, при сорбції аргону під час кристалізації рідкого металу дефекти скупчуються навколо атомів Ar, тоді як під час імплатації, навпаки, атоми аргону фіксуються лише в місцях скупчення дефектів металів. Це суттєво, бо в першому випадку відбувається розрядка (зняття) напружень, а в другому - ні. Отже, атоми аргону, які були сорбовані металом шва, знаходяться в кристалічній гратниці. ЇЇ параметри визначались методом рентгеноструктурного аналізу в ІМФ (камера КРОС1) та в ІЕЗ (ДРОН2). Отримано практично однакові результати (зміна параметрів КГ на 0,0080,010Е). В обох випадках спостеріггалося зміщення ліній без їх уширення, що свідчило про зростання параметрів КГ в присутності Ar без появи додаткових напружень в КГ, що підкреслює їх стабільність. Під час імплатації Ar в Al за даними Л.Н.Ларікова та Н.В.Дубовицької параметр КГ Al змінився значно менше - лише на 0,0013Е, але спостерігався свелінг. В нашому випадку цього не було, що підвтерджено вимірюванням пікнометричної та рентгенівської щільності металу після зварювання в СО2 та в Ar становило 0,84). Таке можливо лише тоді, коли під час кристалізації рідкого металу в контакті з аргонвміщуючим середовищем формується спільна кристалічна гратниця заліза та аргону.

На підставі проведених досліджень розроблено механізм поглинання Ar рідким металом під час кристалізації, який описано в дисертаційній роботі і враховує літературні та наведені вище наші експериментальні дані. Зроблено висновок, що перелічені вище особливості взаємодії атомів Ar з металом свідчать, що ми маємо справу з структурою та з міжатомними зв'язками, які докорінно відрізняються від того, що спостерігалося з утворенням твердих розчинів проникнення та заміщення. Автор вважає, що в данному випадку утворюється твердий розчин, який раніше не було описано. Автор визначив його як аномальний твердий розчин клатратного типу (АРК). Його можуть утворювати хімічні елементи, атомний радіус яких перевищує атомний радіус матричного елементу (металу) більше, ніж в о?1,3, тоді як для твердих розчинів проникнення о ?0,59, а для твердих розчинів заміщення 0,85< о <1,15. Встановлено наявність двох різновидів таких твердих розчинів, які відрізняються типом міжатомних звязків, отже, й впливом на механічні властивості металів. До типу І віднесено домішки групи А - металів з великими атомними радіусами. Як і домішки проникнення вони віддають свої електрони атомам гратниці, утворюючи йонні зв'язки. Такі тверді розчини мають підвищену міцність зі збереженням задовільної пластичності. Вони впливають на розмір зерна (подрібнюють його). Приклад Са,Na, Cs та інші. Відомі літературні дані про вплив Са на властивості сталі підтверджують цю тезу. До типу ІІ віднесено домішки групи Б - атоми інертних газів. Це - “справжній” аномальний твердий розчин. Зв'язок між атомами домішки та металу основи - ковалентний. КГ з такими зв'язками не перешкоджає рухові дислокацій. Збільшення параметрів гратниці веде до її зміцнення і водночас супроводжується підвищенням пластичності та в'язкості металу, що й спостерігається в експерименті.

Вище відзначалося, що Ar фіксувався не тільки в литому металі шва, але й у твердому металі ЗТВ. Додаткові дослідження, які проведено на різних металах (сталі, сплави Nb,Ti,Al,Cu) показали, що в сплавах заліза Ar фіксується на великих відстанях від поверхні сплавлення (58 мм), в сплавах Ті -на відстані 25 мм від неї, а в Cu - практично безпосередньо біля металу шва. Співставлення цих данних з характером розподілу ізотерм при зварюванні згаданих матеріалів показало, що найбільш ймовірним місцем фіксації аргону в згаданих металах є ділянки ЗТВ, в яких спостерігаються процеси рекристалізації, та фазових переходів, тобто зони, пов'язані з перебудовою КГ. Щоб впевнитись в цьому автор вирішив простежити процес кристалізації в твердій фазі, використовуючи для цього аргон як маркер.Такі дослідження можна провести на зразках аморфних речовин, наприклад, систем FeB, FeBP, FeNiBP тощо.

Особливості перебігу кристалізації в твердому тілі подано в підрозділі 3. Характер кристалізації рідкої та твердої речовини відрізняється. Рідкий метал, як правило, кристалізується поступово, існує чітка межа між рідиною та закристалізованим металом - фронт кристалізації. Ускладнень під час вивчення цього процесу нема. Аморфні речовини вважаються за надто переохолоджену рідину з дуже високою в'язкістю і тому їх кристалізація відбувається практично одночасно у всьому об'ємі. Вивчати за таких умов процес кристалізації досить проблематично. Найсприятливіші умови для цього створює лише фронтальна кристалізація, наприклад, аморфних плівок завтовшки з товщину МЗ (100300 нм). Можливі 2 варіанти пересування фронту кристалізації - вздовж плівки та за її товщиною. Останній ближче до реальних процесів, які відбуваються в металі під час рекристалізації на межах зерен. Для його реалізації необхідно мати інтенсивне локальне джерело тепла в середині плівки, тоді її зовнішні поверхні будуть слугувати за напрямок відводу тепла. Таке джерело можуть створити корпускулярні потоки, при зіткненні яких з твердим тілом максимум тепла віділяється не на поверхні, а на деякій глибині, яка залежить від енергії цих часток та їх природи (фотони, електрони, атоми, йони). Для обраних товщин плівки найбільше підходить фотонний потік. Досліджувалась кристалізація аморфних плівок CrSi2,TiSi2,MoSi2,WSi2 нанесених магнетронним розпиленням на пластини з кремнію у вакуумі та в атмосфері аргону. Відпал проводили в печі, а фотонний у вакуумі та в водні. Температура кристалізації (Ткр) згаданих плівок - відповідно 670 К, 870 К та 1070 К. При відпалі при Т<Ткр вміст С за данними ОЕС в середніх шарах аморфних плівок не змінюється, а після відпалу при Т>Ткр вміст С в цих же шарах зменшується в 23 рази, О - в 5 разів. На поверхні ж плівок утворюються хімічні сполуки - оксиди та карбіди. Це й свідчить, що таки створено умови саме фронтальної кристалізації за товщиною згаданих плівок. Підтверджує це і ефект відгонки з середини плівки на періферію й інших домішок - Са,Na,Cl,S тощо.

Показовим з точки зору правильності вибору саме Ar як маркера для вивчення процесів мікроміграції та перепакування атомів в твердому тілі під час його кристалізації є досліди з впливу хімічного складу зовнішнього середовища на кінетику процесів кристалізації, в тому числі й аморфної речовини. Плівки MoSi2 (Ткр=1070 К) та TiSi2(Ткр=870 К) відпалювали в вакуумі та в потоці водню за 970 К, 1070 К та 1270 К. Контроль за процесом кристалізації здійснювали рентгенографічним методом, зміна концентрації Ar - методом ОЕС. Встановлено, що в вакуумі прискорюються процеси кристалізації MoSi2, а в водні - TiSi2. Причина - під час відпалу TiSi2 в потоці водню взаємодіє з Н2, утворюючи гідриди, які й ініціюють процес кристалізації та пришвидчують його. Наявність же Ar в плівці після відпалу в потоці водня спричиняє затримку процесу крис талізації, бо формування нової гратниці з Ar потребує більше енергії, ніж без нього. Саме тому кристалізація MoSi2 у вакуумі відбулася за 30 хв., а у водні - за 1 годину, бо в вакуумі Ar з плівки видаляється під час кристалізації, а у водні - зберігається.

Таким чином, під час фронтальної твердофазної кристалізації, як і під час кристалізації з рідкої фази, аргон формує з матеріалом основи (розчинником) спільну КГ і не стимулює розвиток хімічних реакцій, але дещо уповільнює процес кристалізації. Отже, вибір аргону як елемента - маркера для контролю за процесом формування нової кристалічної гратниці себе виправдав. Більш типовою для аморфних речовин є об'ємна кристалізація. В ІЕЗ ім. Є.О.Патона створена технологія газотермічного нанесення аморфних покриттів завтовшки до 11,5 мм на метал на основі композицій, перелічених вище. Автором в межах спільних досліджень по ДФФД в 19972000 р. проведено роботу з вивчення змін, що відбуваються в цих покриттях під час тертя ковзанням з різною швидкістю та з різними зусиллями. Для контролю кількості аморфної фази та температури кристалізації (за зникненням “галло”) користувались методом рентгеноструктурного аналізу, а для контролю за змінами хімічного складу поверхневих шарів металу у вихідному стані та під час нагрівання безпосередньо в ультрависокому вакуумі- методами ОЕС та ВІМС. Реєстрація йонного струму під час нагрівання автоматична. Чутливість масспектрометру MS156 приладу LAS2000 становить 2.1019 А при рівні робочого сигналу 1014 - 1015 А. Під час обробки результатів використано запропонований автором метод ранньої діагностики залежності йонних струмів B+ та Fe+ cистеми FeB від температури. Відомо, що зі зміною рівня міжатомних сил зв'язку змінюється й величина йонного струму вторинних йонів. Графік на мал. 11 свідчить, що згадані зміни починаються за Т>340 К спочатку на Fe+ (340350 К), а потім до нього приєднується і струм B+ (360370 К). За Т>410 К ці зміни стають стійким та відчутними, за Т=623 К спостерігається максимум йонних струмів, а за Т=800 К щезає “галло”. Отже, процеси впорядкування аморфної речовини та зміни міжатомних сил зв'язку в них починаються задовго до температури кристалізації, виявленої рентгенівським методом. Це стало можливим завдяки запропонованому та описаному нами методу ранньої діагностики перебігу процеса кристалізації аморфних речовин. Вперше експериментально встановлено, що за Т= 340 К починається, а за Т>410 К значно зростає послаблення рівня міжатомних сил зв'язку в аморфній системі FeB, тому йонний струм від компонентів В+ та Fe+ збільшується. Водночас з цим починається й впорядкування системи - утворюються ультрадрібні мікрозародки кристалічної фази, в яких сили міжатомних зв'зків різко збільшуються, отже йонний струм буде зменшуватись. За Т=620630 К обидва процеси вирівнюються, після чого починає домінувати другий процес - впорядкування структури та зменшення йонного струму. Загальна підсумкова крива йонних струмів спадає. Процес завершується за Т=800 К, коли йонний струм стає мінімальним, аморфна речовина -кристалічною. В цей момент і зникає “галло”. Експериментально встановлено, що за наявності пластичної деформації (деформація зсуву, яка спостерігалася під час тертя ковзанням з малим навантаженням (Р=0,5кГ; V=0,5 м/с) кристалізація відбувається і без нагрівання. Отже, для початку кристалізації потрібно, щоб було спрямоване колективне переміщення групи атомів невпорядкованої ще системи. Таким чином, пластична деформація відіграє подівійну роль під час механічної взаємодії двох твердих тіл в зоні їх фізичного контакту: для аморфної речовини - сприяє фазовому переходу (процесу кристалізації), а для кристалічних Твердих тіл - їх руйнування (в зоні тертя) з утворенням псевдоаморфного прошарку з механічно подрібленої твердої фази. Подрібненю зерна в рекристалізованій структурі сплаву можуть сприяти й різного роду коливальні процеси, які значно інтенсифікують процеси масоперенесення. Зокрема, застосування ультразвуку з амплітудою 3...9 мкм під час виготовлення покриттів газотермічним способом прискорило масоперенесення кисню в 1316, а вуглецю - в 2025 разів.

На підставі проведених досліджень запропоновано такий механізм формування скупчень хімічних елементів під час фронтальної кристалізації в твердій фазі. На поверхні фронту кристалізації кристали стиснуті на 1012% стосовно тих, що знаходяться в об'ємі кристалічної фази. Це сприяє “відгонці” деяких домішок та їх накопиченню перед фронтом кристалізації (ефект зонного очищення). Але під шаром стиснутих на поверхні фронту кристалів знаходиться (за рентгенівськими вимірюваннями) ділянка розтягу (з напруженням до 2.108 Па ), де теж накопичуються домішки, але вже з закристалізованої речовини. Отже, з обох боків фронту кристалізації утворюються скупчення домішок - більш інтенсивні перед ним, менш інтенсивні після нього.

Проведений комплекс досліджень з моделювання процесів кристалізації в твердій та рідкий фазах дозволяє нам запропонувати новий механізм формування зародків нових зерен під час рекристалізації, який полягає в наступному. В результаті деформації зерен в місцях стику та найвищих локальних напружень під дією локального тиску та температури в КГ відбувається локалізація частини електронів атомів гратниці з високою густиною в певних досить обмежених в просторі зонах. В результаті в цій локальній зоні порушується рівновага між електронною та йонною компонентами КГ. Остання руйнується, розпадаючись на окремі атоми, втрачаючи дальній порядок. Така ситуація спостерігається на межі зерен та в прилеглих до них мікрооб'ємах зерен, в яких локальний хімічний склад в силу вищеозначених причин відрізняється від хімічного складу об'єму зерна. Тому локальна температура рекристалізації цього об'єму металу Трк буде відрізнятись від Трк решти металу зерна. Як наслідок, процеси рекристалізації і з цієї причини також починаються саме на межі зерна та в прилеглому до них металі. В момент деструкції кристалічних гратниць, які знаходяться на МЗ та в межуючому з ними металі, основна частина деформованого зерна отримує можливість ротації. Це спричиняє спрямований рух певної групи атомів аморфізованого (на короткий час) міжзеренного прошарку і відіграє роль зародка впорядкованої структури. Кристалічна гратниця відновлюється, але вже рівноважною та термодинамічно стабільною. На її кристалографічну орієнтацію не впливає орієнтація попередньої гратниці та орієнтація гратниць окілля, які не зазнали повної деструкції на атоми. Після утворення нових гратниць, які стають зародками нових зерен, процес далі йде за вже відомим законами росту нової фази чи структури. Запропонований механізм формування зародків нових зерен під час рекристалізації знайшов повне експериментальне підтвердження під час розгляду процесів, які відбуваються в зоні рекристалізації зварного з'єднання сталей та сплавів титану,алюмінію,міді тощо.

Розділ 7. Наведено результати досліджень поведінки домішкових елементів під час навантаження та деформування металів. В підрозділі 1 розглянуто дію пружної та пластичної деформації на стан домішок проникнення в металах під час статичного навантаження зразків сталей Ст.3, сталь 20,14Х2ГМР, 14ХГН2МДАФБ,10Х18Н9Т, міді МО, алюмінію В95пч. Досліди по сорбції водню металом під дією пружної деформації виконувались на попередньо наводнених зразках сталі 14Х2ГМР завтовшки 2 мм в умовах тривісного розтягу при одночасному контролі локального вмісту водню на спеціально створеному пристрої в установці ЭХО4М в вакуумі 104 Па. Зразок послідовно навантажували та розвантжували все зростаючою силою (P1> P2>P3>Pn). Після кожного такого акту вимірювали вміст та розподіл Н в приповерхневому шарі металу завтовшки ~0,8 мм. Процес повторювали до появи залишкового Н в металі після чергового розвантаження - ознака появи пластичної деформації. Ці вимірювання свідчать про зворотність наводнення під час пружної деформації металу. Аналогічно контролювали сорбцію металом водню і під час пластичної деформації та плинності. Сталь 14Х2ГМР містить нерівноважні структури мартенсит та бейніт. Така структура має бути більш чутливою до міжзеренної сегрегації водню, бо різниця у вільній енергії між об'ємом зерна та його межею тут вища, ніж у феритній сталі після відпалу. Показано, що під час насиченя металу водень спочатку сорбується на МЗ, а потім в різних ловичках та в об'ємі зерна. В результаті на МЗ локальна концентрація Н може перевищити критичний рівень і буде сформовано гідрид заліза, що спричиняє крихке руйнування металу.

Під час пластичного деформування відбувається перерозподіл не тільки Н, але й інших елементів. Поатомне руйнування НВ (карбідів) дислокаціями невідповідності в зразках армко заліза та сталі 45. супроводжувалось переходом вуглецю з карбіду до твердого розчину (мал.8), З аннігіляцією дислокацій знов може утворитись окрема фаза. В прямому експерименті та теоретично показано, що з розвитком пластичної деформації відбувається розчинення карбідної фази, присутньої в металі, і значний перерозподіл атомів інших домішкових елементів в об'ємі зерна з накопиченням їх в межуючих зонах. Наслідком є зміна характеру міжатомних зв'язків в прилеглих до МЗ областях та ускладнення стоку дислокацій до меж структурних елементів, виникнення межуючих скупчень дислокацій та хімічних елементів.

Перерозподіл хімічних елементів в зоні МЗ та прилеглого до них металу вперше спостерігали за допомогою ОЕС під час статичного навантаження за уповільненого руйнування за методом імплант сталей 14ХГН2МДАФБ та 14Х2ГМР. За 12 хв. до очікуваного моменту руйнування навантаження знімались, вирізали зразок для дослідження, руйнували його ударним вигином безпосередньо в установці LAS2000 за Т=123 К у вакуумі 108 Па, після чого методом мікропрофілометрії Оже досліджували розподіл елементів від поверхні руйнування в глибину металу за різних статичних навантажень. За цих умов метал пластично деформується, спостерігається накопичення домішкових елементів, але не на межах зерен, а в прилеглих до них зонах, формування в них додаткових зв'язків FeX. Відстань, на якій утворюються ці скупчення, залежить від природи елементу та режиму навантаження. Зокрема домішки Mn утворюють такі скупчення на режимі 5 (Р= 255 Мпа,ф = 30 хв.) на відстані 100450 нм від МЗ, а на режимі 4 (Р=610 Мпа, ф =5 хв.) - на відстані 150250 нм. Одночасно “спрацьовує”пружна деформація: за режимом 4 область її дії ширше(60 нм), пік Mn вище (5,92%мас), тоді як на режимі 5 вона вужче (15 нм), пік Mn менше (3,06 % мас). В металі ЗТВ, на який не діяло навантаження, скупчень Mn не виявлено, але прилеглий до МЗ концентраційний пік Mn (1,98% мас) знаходиться на тій же відстані, що і при режимі 4 (15нм). Це підтверджує тезу про наявність вузької приповерхневої зони стискання безпосередньо біля поверхні руйнування, а також наявність вузької та глибокої потенційної ями біля поверхні, що сприяє утворенню та фіксації біля цієї поверхні згаданих вище специфічних утворень квазійонів відповідних елементів. Аналогічні дослідження були проведені і зі сталлю 14Х2ГМР, яка має меншу кількість легуючих.

Для вивчення сорбції домішок проникнення за малих швидкостей деформації використовували метали, які не мають фазових перетворень - мідь МО та ніобій (підрозділ 2). Пластичну деформацію міді розтягом проводили в газоподібному водні (1), в структурованій воді (2), і в звичайній водогінній воді (3) на 5;10;20;30% з практично однаковою тривалістю контакту середовища з металом (38 41 хв.). Вимірювання вмісту та розподілу водню виконувалось методом ЛМА з ТЕЕ на Об768М. Найбільш активна сорбція Н спостерігалась в середовищі 1, найменша - в 3. Це пов'язано з різними витратами енергії на розщеплення воденьвміщуючих молекул та дією явища ПРСД. В експерименті виявлено чутливість Н до меж зсуву блоків металу під час деформації (місць виходу дислокацій), до ступеню розвитку пластичної деформації. В результаті дії явища ПРСД деформована мідь поглинула в 23 рази більше водню, ніж рідка мідь та в 2438 раз більше за вихідну. (до деформації). Виявлено, що водень в Сu вмістом до 1 104 % мас окрихчує метал (воднева хвороба), вмістом 1>C<12 104 % мас водень пластифікує мідь, а вмістом С>13 104 % мас знов окрихчує (утворення гідридів). Визначено коефіцієнт дифузії водню в деформованій міді: DнСu = 3,02.104см2/с. Протягом деформування е<5% впливу оточуючого середовища на швидкість масоперенесення водню в міді не виявлено. Аналогічні дослідження проведено зі сплавами ніобію СБ1, НЦУ та НбПл1, які навантажували в розрідженому кисні при Т=1373 К. Остання операція сприяє сорбції кисня, розчиненю його в гратниці Nb з утворенням пересиченого розчину NbО. З легуванням Nb оксидоутворюючими елементами зростання навантаження веде спочатку до збільшення кисня в твердому розчині NbZrО за рахунок утворення додаткового твердого розчину на дислокаціях, а згодом - до його розпаду з виділенням моноклінічного оксиду ZrO. З легуванням Nb карбідоутворюючими елементами окислюється структурновільний Zr та частково відбувається заміна вуглеця в карбідах на кисень з утворенням СО, який і виділяється.

В роботі наведено детальний аналіз процесів, які відбуваються в сталях системи легування FeNi та FeNiCr під час високотемпературної деформації. Ці сталі мають різну чутливість до утворення гарячих тріщин. Досліджування велись методами ОЕС, ВІМС, РЕМ. Зразки сталей випробовували на повзучість одновісним розтягом за Т=925...1125 К в вакуумі 103 Па, вони попередньо нагрівались зі швидкістюVнг = 90о/с до Т=1570 К (2хв), охолодження з Vох=90о/с до Т=9231123 К з постійним навантаженням. Швидкість деформації змінювалась від Э =8,02.1061/с до Э =2,38.1021/с. Встановлено, що під час високотемпературної деформації з відносно невеликими швидкістями деформування (106...1021/с) спостерігається збагачення МЗ та прилеглого до них металу тіла зерна домішками О,С,S,Cl;,Si. Ширина зони збагачення та величина концентрації в ній домішкових елементів залежить не тільки від природи самого дифузанту, але й від швидкості деформування металу за данних температурних умов, характеру процесів температурних змін, які відбуваються в металі в цей час, перебігу та співвідношенню між собою процесів зміщення субблоків, двійникування, фрагментації та ротації зерен. Це супроводжується сорбцією та перерозподілом одних домішок (О,С,Н,S) та очищенням від других (Si,Cl,Na). Оптимальною для системи легування FeNi є швидкість деформування Э=2,85 1041/с. Визначено енергії активації повзучості для сталей 34НКД (Q =369 кдж/моль) та 10Х23Н18 (Q=518 кдж/моль) та елементи, які контролюють швидкість дислокаційної повзучості - Ni та Cr відповідно. Встановлено, що за умов обмеженої розчинності в г твердому розчині та обмеженої кількості домішкові елементи практично не впливають на швидкість пловзучості, проте можуть переміщуватись разом з дислокаціями до МЗ, де й накопичуються. А це веде до крихкого руйнування металу. Таке переміщення можливе, коли швидкість об'ємної дифузії домішки дорівнює або більше за швидкість переміщення дислокацій. В протилежному випадку відбувається відрив дислокацій від домішкових атомів. В такому разі збагачення домішками МЗ відсутнє. Не спостерігається й окрихчення металу.

В підрозділі 3 розглянуто особливості поведінки домішкових елементів та формування сегрегацій імпульсними обробкою та зварюванням металів. Механічні властивості багатьох металів за високих (>1031/с) швидкостей відрізняються від звичайних статичних, але досліджень з впливу швидкості деформації на характер масоперенесення та розподілу домішкових елементів до автора не проводили. В даній роботі досліджувалось 2 аспекти імпульсного оброблення металів - оброблення та зварювання вибухом і вплив на ці процеси складу середовища та технологічних параметрів (потужність, розташування, склад зарядів; кут кидання; ступінь жорсткості фіксації деталей; хімічний склад металів тощо). Контроль за вмістом та розподілом Н,О,С в металах провадився методом ЛМА з ТЕЕ на Об768М. Досліджувалась імпульсне оброблення труб та пластин зі сталі 20 з використанням шнурових бавовняних та стрічкових поролонових контейнерів для вибухової речовини (заряду). Встановлено, що під час оброблення вибухом вміст водню в металі, що межує з так званим “майданчиком під вибухом” не залежить від параметрів вибухової технології, характеру деформації (стиснення чи розтяг), але залежить від величини самої деформації. Показано, що зі стисканні метал труби втрачає Н, а під час роздачі (розтягу) - сорбує його. На ступінь поглинання Н металом впливають: склад металу, середовища, контейнеру та вибухової речовини, тобто і в цьому випадку діє явище ПРСД. Під час імпульсної обробки металу під дією вибухової речовини (тиск перед її фронтом перевищує 20000 МПа) в металі виникає лавина дислокацій, яка захоплює Н й транспортує вглиб. Рух дислокацій гальмується вже на глибині 0,20,4 мм, а водень, як домішка, відривається від них й продовжує рух самостійно як самотній солітон. Це явище виявлено автором в 1986 р. Водневі солітони рухаються в об'ємі металу, зберігаючи напрямок, відбиваються частково від протилежної поверхні, частково проходять крізь неї. Відбита хвиля накладається на пряму, утворюючи вузли, пучності-концентраційні піки поблизу від зворотньої поверхні, що й спостерігалось в експерименті.

Під час зварювання вибухом відповідно дії явища ПРСД утворюються скупчення домішок вздовж напрямку зварювання і сторч до нього завдяки сорбції газоутворюючих домішок з зазору між пластинами, що зварюються. Виявлено 3 механізми поглинання металом цих домішок - дислокаційний, рідиннофазний та проміжний між ними. Перший сприяє більш активному насиченню металу домішками газів. Розподіл газоутворюючих домішок в другому випадку визначається переважно співвідношенням процесів поглинання та видалення газів з поверхневих шарів металу. В третьому випадку водночас діє сорбція газів поверхнею металів, які зварюються, та зустрічний процес термічної десорбції й виносу поверхневих шарів металу зворотнім масовим потоком.

В розділі 8 зведено результати експериментальних досліджень розподілу домішкових елементів в зоні тріщин та поверхонь руйнування. Вплив параметрів руйнування на розподіл водню в зоні деформаційних тріщин неодноразово обраховувався теоретично, проте експериментальних даних не було. Це стало можливим після створення в ІЕЗ методів та приладів для локального аналізу - ЛМА з ТЕЕ (Об768М) та ЛЛМА (ЭХО4М) з достатньою локальністю (50 та 70 мкм) та чутливістю (108% та 107% мас) відповідно. Досліджувались деформаційні, деформаційнокорозійні та холодні тріщини на таких матеріалах, 17Г2СФ, Г13Л, Ст.3, 12Х1МФ, сталь 20, 12Х18Н10Т, 14Х2ГМР, сплави: алюміниію В95Т3, платіни ПлРдПдІрЗл тощо. В усіх досліджених матеріалах максимальна локальна концентрація Н в 350 разів (і більше) досягалась в зоні передруйнування на відстані ?0,5 мм від верхівки тріщини. Безпосередньо перед верхівкою з боку зони передруйнування вміст водню в 3 рази менший за середній в металі, тобто там має бути зона стиснення. Встановлено, що ця зона з'являється перед верхівкою тріщини після зняття навантаження та під час циклічних навантажень. Зі збільшенням довжини тріщини концентрація Н перед її вістрям в зоні тривісного напруження розтягу зростає пропорційно, доки не досягне критичного рівня - плато насичення. Протяжність ділянки пропорційності, висота розташування плато над віссю абцис та кут нахилу и до неї характеризує здатність металу до крихкого чи в'язкого руйнування. Пропонується для характеристики ступеню здатності до крихкості деструкції матеріалу використовувати кут крихкості и. Чим менше и, тим більш в'язким буде руйнування, тим пластичніше метал, що деформується. У крихких матеріалів довжина тріщини L мала, а и>90о.

Встановлено, що з розкриттям тріщин відбувається релаксація напружень в металі берега тріщини, перерозподіл специфічних утворень, зміна елементного складу приповерхневих шарів металу її стінок, аннігіляція дислокацій, розпад дислокаційних атмосфер, десорбція Н, який вивільнився з цих атмосфер у порожнину тріщини. Визначено чинники, які визначають товщину релаксованого та зневодненого шару металу берега тріщини [коливається в межах від 0,2...0,5 мм (переважно для тріщин в середині металу) до 1,25...2,5 мм (для відкритих тріщин, тобто на зовнішній поверхні)].

Вперше визначено коефіцієнт дифузії водню в стінки тріщини по її довжині , а також визначено енергії активації цього процесу для різних її ділянок, та протяжність зон ювенільно чистої щойно утвореної поверхні та зон з різним ступенем окислення. Коефіцієнт дифузії Н в метал визначався за формулою, запропонованою нами, в якій використовуються лише параметри, що безпосередньо вимірюються під час експерименту (концентрація С, відстань д та час ф, за який дифузант подолав цю відстань):

D =(CCo)/д(ффo)

На базі прямих експериментальних даних побудовано дво та тримірні мапи розподілу Н навколо вершин тріщин (мал. 13), їх берегами та в зоні передруйнування. Встановлено існування двох типів таких мап - симетричні та асиметричні. Вони дають можливість прогнозувати напрямок та характер руйнування металу. Аналогів цих мап в літературі не виявлено.

Запропоновано механізм зародження та росту так званих “теплих” тріщин в металі пароводяного тракту парових котлів закритичного тиску в діапазонах температур 450540 К (І) та 800850 К (ІІ) в умовах експлуатації. Встановлено, що не контрольоване циклічне пониження температури робочої суміші та стінок труб паропроводів ТЕС веде до провокування дії явища ПРСД та “вмикає” механізм масоперенесення під час термоцикллювання. В результаті в діапазоні температур І відбувається насичення металу воднем (до 110190.104 % мас) та киснем (до 102% мас), сумісна дифузія яких прискорюється в присутності другого компоненту. Міграція Н по МЗ передує міграції О тими же зонами, торуючи для останнього шлях. На МЗ утворюються гідридні плівки заліза (на глибині), а в приповерхневій зоні розвивається міжзеренне (внутрішнє) окислення. Сумісна дія цих чинників веде до насичення металу Н,О та до руйнування твердого тіла. Процесу притаманий активний розвиток насичення домішок металу через дію механізмів ПРСД та.масоперенесення під час термоциклювання. Спостерігається збагачення домішками та легувальними елементами меж зерен, утворення їх скупчень, плівкових гідридів, аморфних за структурою четвертичних вкраплень (оксидів) та корозійних відкладень, наявність слідів пластичної деформації, смуг ковзання. Водень присутній в обох зрядових станах (Н+ та Н) з перевагою Н в 1,52 рази. За більших температур (діапазон ІІ) провідна роль в окрихченні металу належить не водню, а кисню. Утворюючи на міжзеренних прошарках оксидну фазу, він сприяє достроковому руйнуванню матеріалу. Процесу притаманне: розвинуте внутрішнє окислення, наявність четвертичних вкраплень, відкладень продуктів корозії (в порожнинах та тріщинах) з кристалічною структурою; менше насичення металу Н (перевищує рівень вихідного металу в 2040 разів, а в діапазоні І - 120 200 раз). Провідну роль в насиченні металу відіграє дифузія. Негативний заряд у водня відсутній.

Відомі критерії руйнування - силовий, деформаційний та енергетичний -практично не враховують вплив на процес деструкції матеріалу зміни механічних властивостей металу, особливо в мікрооб'ємах, де утворюються скупчення хімічних елементів. Тріщини зароджуються або в зоні цих скупчень, або в міжзеренних чи міжфазних прошарках, бо саме тут виникає анізотропія механічних властивостей матеріалу. Автором запропоновано при використанні згаданих критеріїв достатності для оцінки схильності матеріалу до тріщиноутворення додатково враховувати й такі чинники: 1) хімічний -гс 2) динамічний -Vс та 3) електронний Vе. Перший враховує вплив хімічної (отже, і механічної) мікронеоднорідності матеріалу, утворення скупчень окремих елементів. гс=ДС/ДХ питома локальна концентрація домішкового елементу, тобто прирощення локального вмісту домішки ДС на одиницю довжини радіусвектору ДХ в напрямку масопотоку для данного матеріалу. Встановлено, що зародження тріщини відбувається при одночасному перевищенні критичних значень гс та К1с (коефіцієнту інтенсивності напружень), тоді навіть невеличке зовнішнє навантаження веде до руйнування матеріалу. Зміна механічних властивостей металу за великих швидкостей деформування враховується введенням динамічного параметру руйнування Vc=?гc/?ф, який відбиває швидкість зміни гс і має перевищувати критичний рівень Vс кр. Чим більша швидкість деформування металу, тим більше значення має Vc і менше гc, менша протяжність зони пластичної деформації Для статичних процесів навантаження (за уповільненого руйнування) провідним параметром достатності є гс, а для динамічних (ударне, імпульсне, вибухове оброблення) - Vс. Для перехідних процесів (їх більшість) слід використовувати обидва параметри достатності. За великих швидкостей деформування, коли швидкість руху дислокацій дорівнює або стає меншою за швидкість росту тріщини починає діяти наступний параметр-електронний (Ve). Він характеризує руйнування матеріалу на мікрорівні, тобто руйнування кристалічної гратниці. В цьому випадку швидкість деформування перевищує другий критичний рівень, коли зона пластичної деформації практично зникає, а розмір зони пружності зменшується до розмірів КГ.В сусідніх з нею гратницях виникає стискання такої сили, яка викликає в них локалізацію електронів.. Порушується рівновага між електронною та йонною компонентою в КГ і та руйнується.

Викладене вище дозволило авторові розробити та запропонувати новий узагальнений механізм зародження і розвитку тріщин в металах, який придатний при циклічних й періодичних навантажень, при звичайній деформації й руйнуванні та діє за різних температур. Відомі механізми цього процесу не в повній мірі відповідають реальниму характеру руйнування, до того ж вони практично не враховують неоднорідність хімічного складу металу та його механічних властивостей. Механізм, запропонований автором, грунтується на великій кількості експериментальних даних по виявленню скупчень домішкових та легуючих елементів на мікро та макрорівні, їх розподілу не тільки за структурою металу, але й його МЗ та прилеглим до них прошаркам зерен; берегами тріщин різного походження, біля вістря тріщин, в зоні передруйнування тощо. Більшість цих даних вперше було отримано автором. Розрахункова база механізму не розроблена. Нижче викладено лише сутність нового механізму, подробиці якого наведено в дисертації та в публікаціях.

Під час розтягу метал в зоні пружної та пластичної деформації завдяки дії механізму ПРСД сорбує з середовища Н,О,С тощо. Міжатомні зв'язки послабляються, напруження зростають. Це веде до формування спреціфічних утворень, а потім і їх фіксації. В мікрооб'ємах металу змінюється хімічний склад та механічні властивості металу. З співпаданням напрямку вектору зростаючого напруження з напрямком орієнтації зерен та площинами найменшої густини розташування атомів в КГ металу, зв'язки між ними розриваються, утворюється мікротріщина в межах зерен або субблоків (характерно для початкової стадії крихкого руйнування за кімнатних температур), якщо не співпадає - утворюються двійники та мікросколи, руйнування в'язке (характерно для тріщин, які ростуть за кімнатних температур та для руйнування за підвищених та високих температур). Отже, первісним чинником, який створює сприятливі умови для зародження тріщин під дією зовнішніх навантажень або внутрішніх сил, зумовлених неоднорідністю або нерівноважністю структури (при загартуванні) є локальні зміни хімічного складу металу та його механічних властивостей. Це й відбиваєють параметри гс таVc з урахуванням одночасної дії критерію К1с.

Після утворення мікротріщини або мікросколу напруження релаксують, дислокації аннігілюють, домішки (перш за все Н) десорбують з атмосфери Коттрелла до порожнини, що утворилася. Водень там молізується і створює додатковий все зростаючий внутрішній тиск, викликаючи напруження розтягу на стінки тріщин. Зростання сил розтягу веде до нової генерації дислокацій, які скупчуються в зоні тривісного напруження розтягу, де зростає локальна концентрація домішок (Н). В цій зоні можливе утворення нових сполук (гідридів, оксидів тощо), що викликає появу нових мікротріщин, які розташовуються в металі на певній відстані від вістря основної тріщини і з'єднується з нею під час її підростання. Звідси - стрибок в рості тріщини. З накопиченням Н в зоні тривісного розтягу до критичних концентрацій та переміщенням дислокацій до зони зони пластичної деформації її розміри зменшуються, доки не зрівняються або не стануть меншими за розмір зерна. гс та К1с і досягають критичних значень. Відбувається новий акт розкриття тріщини. Напруження релаксують. Н десорбує в порожнину тріщини. З'являється в'язка компонента руйнування. Отже, зростання тріщини відбувається стрибками: з одного боку це зумовлено з'єднанням основної тріщини з мікротріщинами, що виникають в зоні передруйнування, а з другого - пульсацією розмірів зони пластичної деформації ,яка розташована між вістрям тріщини та зоною пружності розтягу). При руйнуванні втомленням та при зупинці тріщини, яка росте, перед верхівкою тріщини з'являється зона стиснення, але при звичайній деформації під час руйнування зона стискання та пов'язані з нею ефекти відсутні. При зростанні швидкості деформації дислокації генеруються безперервно, Н вже не встигає їх заповнювати і починає частково гальмувати ріст тріщини Подальше підвищення напруження розтягу веде до зменшення розмірів зони пружної деформації, отже, до перевищення другого критичного порогу Vс.кр. З цього моменту починається автокаталітичне прискорення росту тріщин. Розмір зони тривісного розтягу зменшується до розмірів КГ або їх групи, що значно полегшує міжплощинний скол. Швидкість генерації та пересування дислокацій стає меншою за швидкість росту тріщини. Швидкість руху вістря тріщини зростає все інтенсівніше, доки процес не набуває лавиноподібного (катастрофічного) характеру. В приліглій до них мікрозоні з'являються сили стискання як реакція твердого тіла на дію сил розтягу в верхівці тріщини. В цей момент практично втрачається механічна компонента руйнування і лишається електронна. Відбувається локальне підвищення електронної густини і локальне порушення рівноваги між електронною та йонною компонентами в КГ, що й веде до руйнування. Швидкість передачі імпульсу в межах КГ перевищує швидкість звуку в металах й наближається до швидкості розповсюдження тепла. Звідси такі великі швидкості росту тріщин на магістральних трубопроводах. Помічено: перед початком лавиноподібного руйнування тріщина уповільнює свою ходу, потім починає її пришвидчувати. Цей момент відповідає критичному рівню параметру деструкції Vе .

Наведений механізм подано стосовно “холодних” тріщин тих, які зароджуються та ростуть за T<570 К. За вищих температур діє той же механізм, але змінюється склад окрихчуючих елементів: за Т>800 К головним окрихчуючим елементом в сталі 20 є вже не водень, а кисень. За більш високих температур - С, S, P тощо. На підставі викладеного вище механізму зародження та росту тріщин й уявлень про процеси, які відбуваються при цьому в металі, автором запропоновано досить ефективний метод гасіння та зупинки катастрофічного росту тріщин на магістральних газо та нафтопроводах (А.с.СРСР № 1365528 от 08.09.1987г, заявл. 27.10.1982, рег. 12.09.86), за яким в найбільш небезпечних його ділянках врізають спеціальну вставку трубу зі стінками з почергово різною щільністю металу та товщиною, в яких накопичується різна кількість водню. Випробовування показали,що тріщина зупинялась (закільцьовувались) на відстані 1 - 2,5м. (в 5 дослідах).

В розділі 9 наведено інформацію про впровадження та використання деяких результатів досліджень автора в промисловості. Найбільш вагомі або найбільш цікаві з них (з точки зору автора) наведено нижче та в додатках. Вони скомпоновані за галузями. Детальна інформація подана в дисертації та у відповідних публікаціях.

Теплоенергетика. Досліджено метал в зоні руйнування практично всіх вузлів пароводяного тракту парових котлів високого та закритичного тиску та допоміжного устаткування (разом з Інститутом теплоенергетики, м.Горлівка та Фізикомеханічним інститутом ім.Г.В.Карпенка НАНУ, м.Львів). Встановлено, що в перважній більшості причиною руйнування енергетичного устаткування є не втома металу (як вважалось), а водневе окрихчення, сорбція окрихчуючих домішок металом з котлової води та пару, негативний вплив промислового обрату, пульсації температури стінок труб нижче контрольних параметрів (досі контролювався лише вибіг температур, тобто перевищення над контрольним рівнем) тощо. Виявлено механізм руйнування металу труб за Т=480540 К та 800850 К, розроблено відповідні рекомендації по запобіганню аварійних ситуацій, подовженню міжремонтного періоду та терміну експлоатації існуючих блоків більше ніж на 30 ТЕС України та країн СНД.

Виявлення механізму перерозподілу та транспорту елементів під час термоциклювання (розд. 3) допомогло зрозуміти причини руйнування металу окремих парових котлів закритичного тиску на ТЕС України. Введення жорсткого контролю за зміною температури металу не тільки вище припустимого рівня (це робилося) але й нижче певного критичного рівня (це зроблено вперше) допомогло запобігти новим аваріям теплоенергетичного обладнання та суттєво подовжити термін їх безпечної експлуатації.

Дослідження з космічного матеріалознавства.

Встановлено, що одержані за космічних умов термічні конденсаційні покриття мають меншу субмікропористість, нижчий рівень внутрішніх напружень, більшу товщину покриття, що пов'язано з вищою в кілька разів швидкістю випаровуванням бінарних сплавів з рідкої фази без перерозподілу їх компонентів.

Літакобудування. 1. Під час виготовлення з холоднокатаної сталі броньового захисту винищувачів виникала значна пористість в зварних швах, які виконувались на відпаленому в стопах металі, що значно здорожчувало продукцію. В результаті проведених робот встановлено причину пористості та механізм її утворення. Розроблено рекомендації по її знешкодженню. Брак зменшено більше, ніж в 20 раз - до 35%.

2. Довготривала міцність титанових сплавів ОТ4, ОТ41 після повного відпалу в вакуумі за Т=933 К падає на 3540%. Встановлено, що причиною цього є не водень (як вважалось), а кисень, який поступає в метал з розчиненням оксидної плівки за цих температур. Встановлено вплив тривалості попереднього вилежування після зварювання на температуру відпалу титанових сплавів ОТ4, АТ3. Якщо відпал проводиться протягом 12 місяців після зварювання виробу, то кращі службові характеристики забезпечує неповний відпал (Т= 823К), при більш тривалому вилежуванні (>6 місяців) - повний (Т=933 К). Рекомендовано проводити відпал в аргоні

3. Окремі вузли винищувачів,в яких використовується високоміцна сталь ВНС2 з ув= 2000Н/м2 (200 кГ/мм2) час від часу зазнавали аварійних пошкоджень як під час експлуатації (в польоті), так і під час збереження в сховищах в законсервованому вигляді. Встановлено причину (неповне зворотне мартенситне перетворення з випаданням карбідної сітки) та механізм (хвильове масоперенесення) процесів, які вели до цього. Запропоновано заходи по їх попередженню.

Наземний транспорт. Трубопроводи. Руйнування металу магістральних трубопроводів (нафто,газо,продуктопроводів) відбувається здебільше в результаті водневого окрихчення, яке пов'язане з умовами їх експлуатації (зміна тиску газу або нафти, кавітація, вібрація). Основний механізм насичення металу трубопроводів воднем - ПРСД та поглинання домішок під час циклювання. Для зменшення негативної дії цих явищ на метал продуктопроводу рекомендовано проводити відпал гнутих ділянок труб, ввести компенсуючи додаткові об'єми для демпфірування різких змін тиску в середині труб, контролювати об'ємні дефекти типу “риб'яче око”.