П. И. ПОЛУХИН
Г Я. ГУН
А. М. ГАЛКИН
СОПРОТИВЛЕНИЕ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ
ДЕФОРМАЦИИ
МЕТАЛЛОВ
И СПЛАВОВ
Издание второе,
переработанное и дополненное
авии
©
МОСКВА МЕТАЛЛУРГИЯ 1983
УДК 546 3:620.170.
Рецензент: канд. техн, наук Я. С. Шварцбарт
УДК 546.3:620.170.
Сопротивление пластической деформации металлов и сплавов. 2-е изд., перераб.
и доп. Справочник. Полухин П. И., Гун Г. Я., Галкин А. М., «Метал-
лургия», 1983, с. 352.
Второе издание справочника дополнено результатами последних теоретиче-
ских и экспериментальных исследований, проведенных в области реологии де-
формирования металлов в СССР и за рубежом.
Приведены систематизированные данные по сопротивлению деформации,
прочностным и пластическим характеристикам сталей, цветных металлов и спла-
вов в условиях различных процессов обработки металлов давлением.
Дан краткий обзор теорий упрочнения и разрушения металлов при пласти-
ческой деформации, описаны методы кратковременных механических испытаний
и приемы математической обработки опытных данных.
Предназначен для инженерно-технических работников металлургических и
машиностроительных заводов, научно-исследовательских, проектных институтов
и конструкторских бюро, а также может быть полезен студентам высших учеб-
ных заведений и аспирантам.
Ил. 679. Библиогр. список: 298 назв.
„ 2704030000—143
П	040(01)—88	38“83
© Издательство «Металлургия», 1983
ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие	.......................................................... 4
Введение............................................................... 5
Глава I. Пластическая деформация и реологические свойства металлов
и	сплавов................................................... 7
1.	Основы теории упрочнения металлов при пластической деформации и
разупрочнения деформированных металлов при нагреве..................... 7
2.	Описание кривых текучести металлов и сплавов при горячей дефор-
мации ................................................................. 9
3.	Пластичность и разрушение металлов при пластической деформации 14
4.	Влияние температурно-скоростных условий деформирования на сопро-
тивление деформации и пластичность металлов........................... 24
5.	Влияние закона развития деформации во времени на реологические
свойства металлов .................................................... 28
6.	Влияние среды и особых условий деформирования на реологические
свойства металлов .................................................... 34
Глава II. Методы исследования прочностных и пластических свойств
металлов и сплавов.................................................... 38
1.	Методы и испытательные машины для кратковременных механических
испытаний............................................................. 38
2.	Конструкции кулачковых и торсионных	пластометров................. 43
3.	Сравнение и выбор вида испытаний при пластометрических исследова-
ниях ................................................................. 49
4.	Методика	пластометрических	исследований........................... 55
5.	Обработка результатов испытаний и методы планирования экспери-
мента ................................................................ 60
6.	Практическое	применение	результатов	пластометрических исследований 66
Глава III. Реологические свойства металлов и сплавов при различных
температурно-скоростных условиях деформации........................... 69
1. Стали и сплавы...............................................  .	69
Углеродистые стали.................................................. 69
Среднелегированыые стали ........................................... 93
Инструментальные стали .............................................. 134
Высоколегированные стали и сплавы................................... 158
2. Цветные металлы и сплавы............................................ 242
Алюминиевые сплавы.................................................. 242
Магниевые сплавы.................................................... 273
Титановые сплавы.................................................... 275
Сплавы на основе меди и никеля...................................... 298
Тугоплавкие и другие металлы и сплавы............................... 317
Библиографический список .............................................. 343
1*
ПРЕДИСЛОВИЕ
При подготовке второго издания справочника (первое издание вышло в 1976 г.)
была продолжена работа по сбору и систематизации результатов эксперименталь-
ных работ по исследованию реологических свойств металлов и сплавов.
С учетом рекомендаций читательской конференции, проведенной по спра-
вочнику в 1979 г. на металлургическом заводе «Электросталь», в содержание
вводных глав включены материалы по физическим моделям горячего течения
металлов, вопросы исследования предельной пластичности и влияния законов
развития деформации на прочностные и пластические свойства металлов.
Более полно представлены также сведения по конструкциям новых испыта-
тельных машин, описанию методов пластометрических испытаний и методикам
обработки опытных данных.
Иллюстративная часть справочника содержит много новых эксперимен-
тальных данных; значительно сокращен материал, относящийся к условиям ста-
тических испытаний.
При представлении опытных данных сохранена система группировки иллю-
стративного материала по маркам металлов и сплавов.
Основное содержание справочника составляют результаты эксперименталь-
ных исследований, проведенных в условиях простого нагружения (сжатия, рас-
тяжения, кручения) при температурно-скоростных параметрах, соответствующих
процессам ОМД.
Процесс пластической деформации успешно применяют для улучшения ка-
чества металла — упрочнения поверхностных слоев, создания желательного рас-
пределения остаточных напряжений, а также распределения механических
свойств в готовых изделиях.
Решение проблемы оптимизации технологических процессов в настоящее
время не может ограничиться различными полуэмпирическими подходами.
В связи с этим развитие теории обработки металлов давлением происходит
в направлении создания методов достаточно точного количественного описания
реологии поведения металла и технологических процессов с учетом большого
числа факторов.
Важнейшими свойствами остаются реологические характеристики деформи-
руемых материалов в широком диапазоне термомеханических условий обра-
ботки металлов давлением. Создание общей теории реологических определяю-
щих уравнений, устанавливающих общую форму связи между напряжениями,
деформациями, скоростями деформаций и температурой для различных метал-
лов и сплавов является одной из фундаментальных проблем современной тео-
рии обработки металлов давлением.
Практическое использование данного справочника существенно сокращает
поиск необходимых опытных данных, знакомит читателя с результатами по-
следних экспериментальных работ, а также в ряде случаев предупреждает по-
вторение дорогостоящих и трудоемких исследований.
ВВЕДЕНИЕ
Значительно улучшить качество и увеличить выпуск эффективных видов метал-
лопродукции— одна из задач, поставленных на XXVI съезде КПСС.
Повышение эффективности металлургического производства и качества ме-
таллопродукции связано с внедрением новых материалов, современного обору-
дования, прогрессивных процессов и совершенствованием технологии деформа-
ции металлов и сплавов.
Для успешного решения поставленных задач в области обработки черных
и цветных металлов необходимы надежные экспериментальные данные по рео-
логическим свойствам сталей, цветных металлов и сплавов в широком диапа-
зоне термомеханических условий деформирования. Поэтому при решении тео-
ретических и практических задач процессов обработки металлов давлением (ОМД)
все большее внимание уделяется вопросам исследования прочностных и пласти-
ческих свойств металлов в условиях прокатки, ковки, прессования, волоче-
ния и т. д.
Точность аналитических и технологических расчетов энергосиловых пара-
метров различных процессов ОМД в значительной степени обуславливается
точностью определения величины сопротивления деформации, поскольку дан-
ный параметр входит в расчетные формулы в виде сомножителя.
Знание пластических характеристик необходимо для анализа деформируе-
мости металлов и сплавов, оценки склонности материалов к разрушению и прог-
нозирования качества металлопродукции.
В СССР и за рубежом проводится широкий круг исследований, связанных
с определением сопротивления деформации и пластических характеристик ме-
таллов и сплавов в условиях различных процессов ОМД. Разработаны различ-
ные реологические модели течения металлов, появился целый ряд принципи-
ально новых испытательных машин, постоянно совершенствуется методика ис-
следований, проводится работа по систематизации и обобщению результатов
экспериментальных работ.
В последние годы особое внимание привлекают исследования, проводимые
с использованием кулачковых и торсионных пластометров в широком диапа-
зоне изменения термомеханических режимов деформации по различным зако-
нам развития деформации во времени.
В настоящее время пластометрические исследования рассматриваются уже
не как вспомогательные испытания, необходимые для получения расчетных
данных по сопротивлению деформации и пластичности металлов и сплавов,
а как новое научное направление, связанное с изучением сложных реологиче-
ских свойств деформируемых материалов в условиях различных процессов ОМД.
Широко также проводятся работы по изучению влияния различных за-
конов нагружения на реологические свойства металлов, по оценке предельной
пластичности при различных схемах напряженного состояния деформируемого
материала, испытания в условиях вакуума и высокого гидростатического дав-
ления, при сверхвысоких скоростях и в условиях сверхпластичности и т. д.
Большинство результатов исследований реологии металлов опубликовано
в специальной литературе и поэтому в справочник вошли лишь некоторые
из них.
Главы I—II справочника являются вводными и знакомят читателя с ос-
новами теории упрочнения и разрушения металлов, методами кратковременных
испытаний, описанием испытательных машин и приемов математической обра-
ботки результатов исследований.
Во избежание искажения исходного материала, представленные в работе
графики и таблицы прошли лишь минимальную доработку и перестройку раз-
мерностей по новой системе единиц (СИ).
Условные обозначения
Е — модуль нормальной упругости, МПа
р- — коэффициент Пуассона
е — относительная деформация, % или доли единицы
£ — истинная (логарифмическая) деформация
етах — максимально допустимая деформация при сжатии, %
о, ф — относительное удлинение и сужение образца при растяжении, %
5р, фр — равномерное относительное удлинение и сужение образца при растя'
жении, %
— сопротивление деформации, МПа
<?ср — среднее напряжение, МПа
<?0 — сопротивление деформации при базовых условиях, МПа
°о,2 — условный предел текучести, МПа
ст — физический предел текучести, МПа
св — предел прочности (временное сопротивление разрыву), МПа
Sk — истинное сопротивление разрыву, МПа
ан — ударная вязкость при изгибе, МДж/м2
ттах — максимальное сдвиговое напряжение, МПа
тд — истинный предел прочности при кручении, МПа
7 max — максимальный остаточный сдвиг при кручении
Ятах — истинный максимальный сдвиг при кручении
тср — напряжение среза, МПа
q — давление при сжатии, МПа
НВ —твердость по Бринеллю
0деф— скорость деформирования, м/с
е —скорость деформации, с-1
Н — интенсивность скорости деформации сдвига, с-1
Т’исп —температура испытания
Лр — предельная степень деформации до разрушения
п — число оборотов до разрушения при испытаниях на кручение
k — показатель напряженного состояния (^=(УСр/Т)
Т — интенсивность касательных напряжений, МПа
Г — степень деформации сдвига
й,ав.а2 ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ
И РЕОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
1.	ОСНОВЫ ТЕОРИИ УПРОЧНЕНИЯ МЕТАЛЛОВ
ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗУПРОЧНЕНИЯ
ДЕФОРМИРОВАННЫХ МЕТАЛЛОВ ПРИ НАГРЕВЕ
Основными механизмами пластической деформации являются: скольжение,
двойникование, относительное перемещение самих зерен, а также такие виды
пластической нестабильности, как сбросы, пластинкование и полосы деформа-
ции. Согласно классификации И. А. Одинга, все виды механизмов пластиче-
ской деформации можно разделить на три группы: сдвиговые, диффузионные
и пограничные.
В процессе пластической деформации металлов и сплавов происходит их
деформационное упрочнение или повышение сопротивления деформации, кото-
рое наблюдается вследствие затруднения движения дислокаций, их взаимодей-
ствия, и продолжение деформации возможно лишь при увеличении приложенного
напряжения.
Существующие гипотезы и модели деформационного упрочнения в значи-
тельной мере основаны на теории Тейлопа, по которой основной вид деформа-
ции при пластическом течении металлов определяется дислокационным меха-
низмом.
По теории Тейлора величина мгновенного предела текучести (сопротивле-
ния деформации) определяется внутренними напряжениями, которые мешаю г
движению дислокаций. Дислокации, задерживаясь в кристаллах, постепенно
создают внутренние напряжения, образуются дислокационные стенки и скопле-
ния, повышается величина сопротивления деформации данного материала.
Пластическое течение металлов и сплавов описывается различными моде-
лями деформационного упрочнения: 1) преодолением барьера Пайерлса—На-
барро, характеризующим собственное сопротивление решетки движению дис-
локаций; 2) преодолением в процессе деформации различного рода препятст-
вий движению дислокаций (барьеров Ломера—Коттрелла или сидячих дисло-
каций и др.); 3) пересечением скользящих дислокаций с дислокациями «леса»
и взаимодействием дислокаций с плоскими границами; 4) поперечным сколь-
жением винтовой составляющей дислокаций с переползанием краевой состав-
ляющей дислокации- 5) зарождением (размножением) дислокаций.
Наибольшее развитие теория деформационного упрочнения чистых метал-
лов получила в работах Орлова А. Н., Ивановой В. С., Мотта, Коттрелла и
Стокса, Фриделя, Гилмана, Басинского, Конрада, Ренье, Хирша и др.
Все авторы деформационное упрочнение связывают с дислокационным
механизмом пластической деформации, однако пока не ясно, какие виды взаи-
модействия дислокаций друг с другом или с другими дефектами и в какой
мере определяют упрочнение материалов.
При анализе влияния примесей на упрочнение металлов и сплавов исполь-
зуются модели упрочнения за счет образования твердых растворов, модели
образования упорядоченной структуры, упрочнения за счет выделения второй
фазы, деформационного старения, модели отрыва дислокаций от примесей и т. д.
(модели Коттрелла, Судзуки, Мотта, Орована, Хирша, Хоникомба, Харта и др.).
Модели деформационного упрочнения связывают изменение напряжения
течения металлов через изменение плотности дислокаций:
c = AGt>-Vp,	(1)
где G — модуль сдвига; Ь — вектор Бюргерса подвижных дислокаций; р —
плотность дислокаций; А — размерный фактор, измеряющий эффективность дис-
локационного упрочнения.
7
По модели Зегера напряжение течения зависит также от количества дис-
локаций в скоплении ^/h\
<з~ AGb Vp •	(2)
В отожженных чистых металлах плотность дислокаций составляет 106—
Ю8 на 1 см2, в деформированных 109—1011 на 1 см2, а в сильно наклепанном
металле —до 1012 на 1 см2.
Для определения зависимости плотности дислокаций от степени деформа-
ции используются различные зависимости, в частности уравнение Рейда:
р==р0 + Сер,	(3)
где ро — некоторая так называемая начальная плотность дислокаций; С, р—
параметры данного материала.
В настоящее время в литературе пока мало точных данных об изменении
плотности дислокаций в металлах при горячей деформации.
По эмпирической зависимости Холла—Петча напряжение течения связано
также с величиной 1/D, где D — средний диаметр зерна.
Деформационное упрочнение при пластической деформации возникает из-за
затруднения движения дислокаций, когда исчерпываются возможности сколь-
жения (двойникования) в данных плоскостях. При этом происходит повы-
шение плотности и увеличение кривизны дислокаций, образуются точечные
дефекты и барьеры типа Ломера—Коттрелла, фрагменты и пересечения плос-
костей скольжения, ступеньки на дислокациях, узлы и другие сложные дисло-
кационные построения.
Резкое увеличение пластического течения может вызвать прерывистую де-
формацию в виде зуба текучести на кривых деформационного упрочнения о—е.
Наличие зуба на начальном участке кривых о—8 является показателем плас-
тической неустойчивости, которая более характерна для поликристаллов.
Упрочнение металлов и сплавов приводит к изменению их структуры и фи-
зико-химических свойств: изменяется форма и ориентировка зерен, образуются
полосы деформации, растет химическая активность и электросопротивление ма-
териала, уменьшаются магнитная восприимчивость и проницаемость. Упрочне-
ние повышает уровень внутренней энергии в металле, а следовательно, и склон-
ность наклепанного материала к протеканию процессов разупрочнения при по-
следующем нагреве.
Состояние упрочненного (наклепанного) металла термодинамически неус-
тойчиво и при нагреве в металле наблюдается уменьшение концентрации то-
чечных дефектов, перераспределение дислокаций скольжением и переползанием,
формирование и миграция малоугловых и межзеренных границ, а также укруп-
нение зерен.
Разупрочнение деформированного (наклепанного) металла обусловлено
протеканием различных процессов, возникающих в металле при повышении
температуры и связанных с термической активностью атомов кристаллической
решетки и процессами диффузии (самодиффузии).
Основными процессами разупрочнения наклепанной структуры являются
возврат (отдых и полигонизация) и рекристаллизация (первичная, собиратель-
ная и вторичная).
В холоднодеформированном металле всегда имеется избыток накопленной
свободной энергии, который является движущей силой процесса разупрочнения
при нагреве. При возврате уменьшается кривизна и плотность дислокаций, по-
вышается структурное совершенство металла, уменьшается величина избыточ-
ного вектора Бюргерса, происходит снятие связанных с ним дальнодействую-
щих напряжений, отжиг точечных дефектов и уменьшение числа плоских границ.
При возврате не происходят изменения микроструктуры металла и крис-
таллической ориентировки матрицы, хотя физические и химические свойства
заметно изменяются.
В поликристаллах уже при незначительном нагреве деформация вызывает
образование субзерен, разделенных несовершенными субграницами, в которых
8
собирается локальный избыток одноименных дислокаций — т. е. происходит не-
совершенная или начинающаяся полигонизация.
При полигонизации происходят изменения в субструктуре, наблюдается
процесс переползания дислокаций, развиваются процессы миграции вакансий,
происходит уменьшение точечных дефектов, растет подвижность дислокаций,
образуются субзерна, субграницы и блоки различной разориентации.
Полигонизация может явиться начальной стадией рекристаллизации, при
которой проходит образование центров новых зерен (при достижении Трекр =
=0,5ч-0,8 Тпл.).
При первичной рекристаллизации происходит уменьшение числа дефектов
структуры и восстановление структуры и свойств недеформированного матери-
ала; в деформированной матрице формируются и растут центры рекристалли-
зации— участки с неискаженной структурой. В металле формируются новые
зерна, свободные от искажений или значительно более совершенные, чем мат-
рица и отделенные от нее границами с большими углами разориентировки.
При увеличении температуры и времени нагрева в металле наблюдается
резкое увеличение миграции границ и однородного укрупнения зерен (соби-
рательная рекристаллизация), которая часто сопровождается образованием
текстуры рекристаллизации.
Для ряда металлов при дальнейшем нагреве наблюдается избирательный
(преимущественный) рост отдельных зерен, т. е. происходит вторичная рекрис-
таллизация, при которой образуется разнозернистая структура.
При низких и умеренных температурах происходит лишь рост субзерен, за-
вершающийся «рекристаллизацией на месте» [7].
2.	ОПИСАНИЕ КРИВЫХ ТЕКУЧЕСТИ МЕТАЛЛОВ
И СПЛАВОВ ПРИ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ
Рис 1. Кривая текучести
монокристаллов чистых ме-
таллов с г. ц. к. решеткой
в условиях статического на-
гружения
Процесс горячей деформации материалов описывается с помощью кривых те-
кучести (диаграмм деформаций) в координатах [о—е, (Т—Г), форма и значе-
ния параметров которых зависят от типа кристаллической решетки, физико-хи-
мических свойств и состояния металла, температуры,
скорости и степени деформации, истории и пред-
истории нагружения, методики испытаний, масштаб-
ного фактора и т. д. ।
Кривые текучести (упрочнения) являются так-
же основой для построения различных моделей пла-
стической деформации металлов (физических, физи-
ко-математических, дислокационных и т. д.).
В классическом виде кривая текучести о—е для
монокристаллов чистых металлов с г. ц к. решеткой
в условиях статического нагружения состоит из трех
участков (/—III) (рис. 1).
На первом участке наблюдается облегченное
скольжение, при котором упрочнение металла незна-
чительно. Протяженность этого участка зависит от
ориентировки кристалла относительно приложенного
напряжения, температуры, скорости деформации и
чистоты металла. С ростом степени деформации
происходит переход к множественному скольжению,
наблюдается движение дислокаций в пересекаю-
щихся плоскостях с образованием дополнительных препятствий и барьеров на
пути движения дислокаций. Коэффициент упрочнения в начале II стадии
(см. рис. 1) резко возрастает и достигает максимума (области линейного упроч-
нения). По мере повышения плотности дислокаций и роста числа их образований
в металле интенсивно развивается ячеистая дислокационная структура; в кри-
сталлах наблюдаются короткие полосы скольжения и образования плоских скоп-
лений дислокаций.
9
На /// стадии деформации происходит некоторое снижение искажений
кристаллической решетки, дислокации при своем движении обходят препятст-
вия и барьеры, наблюдается реакция между дислокациями противоположных
знаков со взаимным их уничтожением и уменьшением поля внутренних напря-
жений в металле.
Эта стадия называется областью параболического упрочнения; постепенно
происходит снижение коэффициента упрочнения и развиваются процессы ди-
намического разупрочнения, связанные с перераспределением дислокаций под
влиянием высоких напряжений.
В металле происходит релаксация напряжений, группировка дислокаций
в объемах ячейки и часто появляются грубые полосы скольжения, состоящие из
близко расположенных линий скольжения.
По характеру кривых упрочнения металлов с о. ц. к. решеткой пока нет
единого мнения, в ранних работах эти кривые представлялись в виде парабол.
В настоящее время делаются попытки для ме-
таллов с о. ц. к. решеткой также найти три
стадии деформационного упрочнения.
Для чистых металлов с гексагональной
решеткой характерна наиболее простая форма
кривых текучести и деформационное упрочне-
ние проявляется слабее, чем у металлов с ку-
бической решеткой.
При пластической деформации поликри-
сталлов наблюдается сложный характер на-
пряженного состояния в отдельных зернах
с неоднородной деформацией различных объ-
емов материала. Для кривых текучести поли-
кристаллов чаще всего не наблюдается первой
стадии текучести (облегченного скольжения),
так как в металле уже при небольших дефор-
мациях начинается множественное скольжение.
Для реальных металлов и сплавов на кри-
вых упрочнения также, как правило, не на-
блюдается стадии легкого скольжения, и ха-
рактер кривых о—е в значительной степени
определяется температурно-скоростными усло-
Рис. 2. Кривые текучести металлов
и сплавов при различных темпе-
ратурно-скоростных условиях де-
формации
виями деформации.
Так как при горячей деформации время деформирования мало (секунды
или даже доли секунды), процессы упрочнения — разупрочнения носят особый
характер. С ростом скорости деформации в металле возникает нестабильное
структурное состояние с образованием неоднородной структуры, наблюдается
нарушение строения отдельных уже частично деформированных зерен. Однако
пластическая деформация нагретого металла проходит обычным дислокацион-
но-сдвиговым механизмом и достаточно хорошо описывается различными фи-
зическими моделями горячей деформации.
В теории ОМД и при обработке результатов пластометрических исследо-
ваний физические модели течения металлов, к сожалению, пока еще мало ис-
пользуются. Для анализа кривых текучести о—8 применяются лишь, как правило,
эмпирические методы, которые не учитывают механизм упрочнения — разупроч-
нения материала при горячей деформации.
На рис. 2 показаны наиболее характерные кривые деформационного упроч-
нения металлов и сплавов, полученные при пластометрических испытаниях
в скоростном диапазоне e=10-14-102 с-1.
На начальном участке всех кривых происходит интенсивное деформацион-
ное упрочнение, растет плотность дислокаций и в металле происходит форми-
рование ячеистой субструктуры горячего наклепа. Наиболее сильное деформа-
ционное упрочнение характерно для аустенитных сплавов, сплавов меди
никеля, титана, сплавов на основе благородных металлов. Слабым деформацион
ным упрочнением характеризуются алюминий и его сплавы, ферритные сплавы,
а-железо.
10
С ростом степени деформации (е>0,1) начинает проявляться динамическое
разупрочнение, причиной которого могут быть следующие процессы: 1) динами-
ческий возврат, динамическая полигонизация и рекристаллизация, которые вно-
сят основной вклад в процесс разупрочнения; 2) проявление теплового эффекта
пластической деформации, который усиливает процессы динамического разупроч-
нения; 3) изменение в процессе деформации ориентировки плоскостей скольже-
ния на более благоприятные; 4) изменение вторых фаз в сплавах: сфероидиза-
ция пластинчатых структур и укрупнение мелкодисперсных выделений.
Для кривых типа А (рис. 2) с ростом степени деформации коэффициент
упрочнения снижается за счет процесса динамического возврата и теплового
эффекта пластической деформации.
Подобный вид кривых упрочнения характерен для большинства металлов
при динамическом нагружении в условиях теплой, а иногда и горячей дефор-
мации, когда металл разрушается раньше, чем на кривых ст—е достигается
область устойчивого течения.
Кривые текучести типа А обычно описываются уравнением вида:
(4>
где k и т — константы данного материала, зависящие от условий деформации.
У кривых типа Б (рис. 2) сопротивление деформации постепенно достигает
установившейся стадии, в металле интенсивно проходит динамический возврат
с формированием полигонизованной субструктуры. В области значительных де-
формаций происходит формирование полностью полигонизованной структуры,
т. е. в металле проходят процессы реполигонизации.
Кривые текучести типа Б согласно модели Селларса [44] описываются с по-
мощью следующего уравнения:
сг= (BZIa) [1 — exp (—ЛZBfenZ)],	(5)
где Z = ё exp (Q/RT); В = tnkxlmk = М + (1 /т) — 1.
Здесь М— константа, А' и п' являются функцией Z (параметра Зенера—Хол-
ломона).
Это выражение сводится к степенной зависимости при малых деформациях,
а при больших значениях е описывает установившуюся стадию
Оуст = BZfA (steady — state).
Кривые текучести подобно кривым Б (см. рис. 2) наблюдаются у алюми-
ния, a-железа и ферритных сталей с низким содержанием углерода, где высо-
кая энергия дефектов упаковки феррита способствует развитию процессов по-
лигонизации и невелико деформационное упрочнение.
Участок установившейся стадии текучести на кривых Б достигается лишь
в таких процессах, как прессование (выдавливание) или испытания на круче-
ние (8=3,0 и более) при умеренных скоростях деформации (е<10°с-1).
Для большинства процессов ОМД участок установившейся стадии при ди-
намическом возврате не достигается, и в металле имеются участки крупных и
мелких субзерен.
Наиболее характерным видом кривой текучести металлов в условиях го-
рячей деформации является кривая типа В с ярко выраженным максимумом
значений сопротивления деформации (рис. 2).
Подобные кривые характерны для большинства металлов и сплавов при
проведении пластометрических испытаний в условиях горячей деформации.
Максимум на кривых о—8 часто считается очевидным признаком протека-
ния в металле динамической рекристаллизации, которая наблюдается при усло-
вии достаточно сильного горячего наклепа, высоких скоростей деформации и
температур обработки.
Однако^ в ряде экспериментальных работ [48—49] было показано, что ярко
выраженный максимум не обязательно связан с динамической рекристаллиза-
11
цией, и наоборот —в металле может проходить рекристаллизация и при отсут-
ствии максимума на кривых а—е.
У кривых текучести типа В с ростом степени деформации в дополнение
к динамическому возврату и полигонизации начинается динамическая рекрис-
таллизация, сопротивление деформации с ростом 8 снижается, а затем посте-
пенно выходит на установившийся уровень.
Для аустенитной фазы при различном содержании углерода величина (Удо
максимума растет умеренно; для сталей с перлитом и ферритом при высоком
содержании углерода наблюдается резкое возрастание сопротивления деформа-
ции до острого максимума с последующим снижением (У до установившейся
стадии.	__
С повышением температуры испытаний максимум на кривых о—8 смещается
в область меньших значений деформаций, так как стадия деформационного
упрочнения сокращается и динамическое разупрочнение начинается раньше.
Увеличение скорости деформации сдвигает максимум в область больших
значений степени деформации, так как при высоких скоростях начало динами-
ческой рекристаллизации задерживается, хотя затем с ростом 8 этот процесс
проходит более интенсивно, чем при низких скоростях.
В то же время уменьшением скорости деформации можно затормозить ди-
намическую рекристаллизацию даже при больших степенях деформации.
Разработанные в последние годы физические модели динамического раз-
упрочнения металлов достаточно хорошо описывают кривые текучести при го-
рячей деформации и объясняют смещение максимума значений (У в зависимости
от температуры и скорости деформации [44—50].
В соответствии с этими моделями динамическая рекристаллизация в металле
при горячей деформации возникает при достижении критической плотности
дислокаций, которой соответствует так называемая критическая степень де-
формации 8Д. Для различных материалов эта величина составляет 8д=0,8ч-
-V- ОД бщах, где бтах—деформация, соответствующая максимуму на кривых
(У—8. Следовательно, динамическая рекристаллизация начинается еще до дости-
жения максимума значений сопротивления деформации на кривых текучести.
Динамическая рекристаллизация обычно наблюдается при высоких скоростях
(10°—102 с-1), тогда как динамический возврат и полигонизация — при более
низких значениях 8.
При динамической рекристаллизации образуется структура, отличающаяся
от структуры статической рекристаллизации; дислокационная структура ме-
талла неоднородна — на различных участках рекристаллизация проходит в боль-
шей степени, на других — в меньшей.
Сопротивление деформации при динамической рекристаллизации связано
с размерами рекристаллизованного зерна:
o = aQ + kD-m',	(6)
где (Уо, k, т' — константы; D — диаметр зерна.
Одним из признаков динамической рекристаллизации является также ос-
цилляция величины (У на установившейся стадии; с ростом степени деформа-
ции осцилляция уменьшается (кривая Г на рис. 2).
Подобные кривые текучести были получены в целом ряде эксперименталь-
ных работ для условий горячей деформации и сравнительно низких скоростей
(е^С 10_ 1 с-1). При проведении пластометрических исследований (8= 10° 4-
4- 102 с-1) подобный характер кривых авторами не отмечался.
При наиболее высоких температурах и умеренных скоростях деформации
(8<10° с-1) горячий наклеп для большинства сталей и сплавов проявляется
слабо, величина о на кривых текучести быстро достигает максимума и уже в об-
ласти небольших значений 8 выходит на установившуюся стадию.
При динамическом нагружении (е>10 с-1) участок установившейся ста-
дии на кривых типа В, как правило, не наблюдается, так как велик тепловой
12
эффект пластической деформации, снижающий уровень значений а с ростом
степени деформации.
В одной из последних экспериментальных работ по исследованию динами-
ческой рекристаллизации при растяжении алюминия [54] показано, что на ха-
Рис. 4. Кривые текучести стали типа
05 (0,05 % С, 0,42 % Мп) при 1025 °C и
6=1,2- Ю-з с-1 с размером зерна, мкм:
/ — 5; 2 — 9; 5 — 20
Рис. 3. Кривые текучести алю-
миния А99 при 330 °C и ё=
= 10-з с-1 с размером зерна
6 (/) и 50 мкм (2)
Для алюминия с мелкозернистой структурой участок упрочнения невелик
и сопротивление деформации сразу выходит на установившуюся стадию. При
более крупном зерне наблюдалось заметное деформационное упрочнение; плас-
тичность металла в этом случае была значительно ниже.
В работах [46, 214] показано, что при испы-
таниях низколегированных сталей в зависимости
от величины зерна меняется не только уровень
кривых о—е при горячей деформации, но и по-
ложение максимума значений сопротивления де-
формации на кривых текучести (рис. 4).
Добавки ниобия в низколегированных высо-
копрочных сталях также заметно влияют на ха-
рактер кривых текучести, отчетливо повышая
уровень кривых о—е и задерживая процесс ди-
намической рекристаллизации (рис. 5).
Структура горячедеформированного металла
термодинамически неустойчива и зафиксировать
высокотемпературное состояние сразу после ди-
намического нагружения методически очень слож-
но, так как в металле мгновенно начинаются
Рис. 5. Кривые текучести стали
типа 05Г при 1000 °C и 6=1,3 •
• 10-1 с-1:
процессы статического или метадинамического / — о,55 % С; 0,41%
разупрочнения. Даже при последеформационной о,О5О % С; о,42 %’ Мп,
паузе 1—2 с трудно отделить вклад, внесенный
в структурные изменения металла от процессов горячей деформации
Мп; 2 —
0,054 % Nb
и после-
дующего статического разупрочнения.
В зависимости от величины горячей деформации после снятия нагрузки
в металле возможно протекание процесса статического возврата, статической
рекристаллизации и метадинамической рекристаллизации. После небольшой де-
формации проходит лишь динамический возврат, при е>0,14-0,2 етах проходит
статический возврат и начинается статическая рекристаллизация и при е>етах,
т. е. когда при горячей деформации уже частично прошла динамическая ре-
кристаллизация, статическое разупрочнение будет результатом взаимодействия
13
статического возврата, статической рекристаллизации и метадинамической ре-
кристаллизации.
Последеформационная структура все же в большей степени определяется
интенсивностью процесса статической рекристаллизации, скорость которой рас-
считывается с помощью уравнения М. Аврами:
f (Z) = 1 - e~»tk ,	(7)
где коэффициент &~2 для случая статической рекристаллизации после динами-
ческого возврата и k~\ для случая статической рекристаллизации, проходя-
щей после динамической рекристаллизации.
По своей природе статическая рекристаллизация, проходящая после горя-
чей деформации, сходна с рекристаллизацией после холодной деформации. Од-
нако если после холодной деформации степень рекристаллизации значительно
зависит от величины деформации и мало зависит от изменения скорости де-
формации, то для статической рекристаллизации после горячей деформации
картина обратная.
Наиболее полная физическая модель статической рекристаллизации после
горячей деформации разработана в работе Сэндстрома и Лагнеборга [47].
Учет влияния статического разупрочнения после горячей деформации ва-
жен не только при анализе структуры горячедеформированного металла, но и
при определении степени разупрочнения металла в паузах между нагружениями
при дробной деформации (см. разд. 5 данной главы).
Статическая рекристаллизация горячедеформированного металла опреде-
ляет возможность создания в металле устойчивого комплекса заданных свойств:
повышенной прочности и пластичности, высокого сопротивления хрупкому раз-
рушению.
Комплекс таких свойств достигается за счет введения легирующих добавок,
препятствующих росту зерен, снижения температуры деформации, регулирова-
ния скорости деформации, применения дробной деформации с повышенными
обжатиями в последних проходах, повышенной скорости охлаждения металла
и длительности последеформационных выдержек.
Например, при значительных последеформационных выдержках в углеро-
дистых сталях статическая рекристаллизация приводит к росту зерен, поэтому
такие стали следует подвергать закалке сразу же после окончания горячей
деформации.
В легированных сталях статическая рекристаллизация после горячей де-
формации замедляется снижением температуры окончания прокатки до 850—
950 °C путем ускоренного охлаждения металла в конце прокатки.
Результаты последних экспериментальных исследований [46, 49] показали,
что за счет ускоренного охлаждения аустенитных сталей можно уменьшить или
даже совсем исключить применение микролегирующих добавок для данных ста-
лей без снижения уровня заданных механических свойств прокатанного металла.
3.	ПЛАСТИЧНОСТЬ И РАЗРУШЕНИЕ МЕТАЛЛОВ
ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Вопросы пластичности и разрушения являются определяющими как в теории
деформируемости металлов, так и для решения практических задач обработки
металлов давлением.
При горячей деформации в металле одновременно проходят два процесса:
зарождение микропор, пластических разрыхлений и микротрещин, которые при
достижении критических значений приводят к образованию микротрещин и
разрушению, а также «залечивание» пор и трещин, восстановление запаса пла-
стичности
Процесс разрушения твердых тел при пластической деформации—явление
сложное и описывается различными моделями разрушения с помощью комби-
нированных критериев (по деформациям и по напряжениям, по напряжениям
и перемещениям).
14
Физические и феноменологические модели разрушения материалов
Для анализа процесса разрушения материалов были созданы различные теории
прочности: теория наибольших касательных деформаций, или «приведенных на-
пряжений» Сен-Венана; теория максимальных касательных напряжений, или
критерий Кулона—Треска, который был использован для разработки условия
пластичности Треска—Сен-Венана; ряд энергетических теорий (Губер, Бельт-
рами, Мотт); уточненная теория наибольших касательных напряжений (теория
Мора) и последующие обобщения этой теории с учетом вида напряженного
состояния; теория трещинообразования (Гриффитс, А. Ф. Иоффе); дислокацион-
ные теории разрушения (Ирвин, Орован, Орлов В. С., Зинер, Стро, Коттрелл,
Хонда и др.).
К 40-м годам этого столетия относятся попытки построения единой теории
прочности (Людвик, А. Ф. Иоффе, Н. Н. Давиденков, Я. Б. Фридман и др.).
С 60-х годов критерии прочности определяются уже с учетом сложного закона
нагружения с введением времени как одной из характеристик процессов плас-
тического течения и разрушения материалов.
По теории Гриффитса, разработанной в 20-х годах для идеально хруп-
кого материала, в теле присутствует множество микротрещин, которые при
определенных условиях вырастают, превращаются в макротрещины и вызывают
разрушение.
Для описания процесса разрушения пластичных материалов, в частности
металлов, теория Гриффитса—Иоффе приемлема лишь условно, так как ме-
таллы в процессе формоизменения претерпевают значительные пластические
деформации.
На основании дислокационного механизма зарождения трещин были раз-
работаны различные модели разрушения материалов при пластической дефор-
мации; при этом причинами разрушения могут быть: 1) скопление (нагромож-
дение) дислокаций в отдельных плоскостях скольжения; 2) взаимодействие
дислокаций, движущихся в пересекающихся системах скольжения; 3) взаимо-
действие дефектов кристаллической решетки (безбарьерная модель); 4) разрыв
и частичное смещение дислокационных стенок; 5) взаимодействие упругих по-
лей напряжений, образованных дислокациями.
Трещины условно классифицируются на субмикротрещины, микротрещины,
переходные трещины, макротрещины, магистральные (нестабильные) трещины.
Скопление и взаимодействие дислокаций, их взаимодействие с дефектами
решетки приводят к концентрации напряжений и образованию остроконечных
трещин, которые вызывают разрушение материала от сдвиговых деформаций.
Объединение ряда дислокаций также может привести к зарождению мик-
ротрещин; объединение ряда микротрещин создает макротрещину, а затем,
возможно, и магистральную трещину.
Деление на вязкую и хрупкую трещину условно: разрушение считают вяз-
ким, если ему предшествуют значительные деформации и велика работа тре-
щинообразования.
В теории зарождения и роста трещины используются два критерия: сило-
вой и энергетический. Согласно первому локальное напряжение в месте зарож-
дения микротрещины или в вершине растущей трещины должно превосходить
напряжение теоретической прочности. По энергетическому критерию процесс
зарождения трещины должен быть энергетически выгодным.
Для определения сопротивления разрушению разработан ряд количествен-
ных критериев: 1) силовые; 2) энергетические; 3) деформационные.
Данные критерии в настоящее время используют также как другие харак-
теристики механических свойств, а иногда этим критериям следует отдавать
предпочтение при проведении конструкторских расчетов (в условиях плоской
деформации, для крупногабаритных деталей, в условиях криогенных темпе-
ратур).
В последние годы наибольшее распространение в качестве количественной
оценки сопротивления разрушению получила величина интенсивности напряже-
ния у вершины трещины (вязкость разрушения):
(а!b) >	(8)
15
где Pc — нагрузка, действующая на образец в момент скачка трещины; b, d—
размеры образца; а —длина трещины; f(a/b) — корректирующая функция, учи-
тывающая конечную ширину пластины.
Роль данного критерия как оценки эксплуатационной способности мате-
риала отмечена в рекомендациях СЭВ: PC 3642—78. «Металлы. Методы испы-
таний. Определение вязкости разрушения Kic при статическом нагружении» и
PC 4450—74 «Металлы. Методы испытаний. Определение раскрытия трещины 6
при статическом изгибе».
В ГОСТ 9454—78 для испытаний на ударный изгиб также введено поня-
тие искусственной трещины как особо жесткого концентратора напряжений при
испытаниях на ударную вязкость. Ударную вязкость (КС) Ц^к(ъл2 вычисляют
по формуле: KC=KISa, где /( — работа удара, Дж; So-—начальная площадь
поперечного сечения образца в месте концентратора, м2, вычисляемая по фор-
муле SQ=H\B, где Hi — начальная высота рабочей части образца, м; В — на-
чальная ширина образца, м.
Теория трещинообразования и дислокационная теория разрушения доста-
точно сложны для решения практических задач ОМД; различные методы ста-
тистической теории прочности трудоемки и ограничены областью использова-
ния. Поэтому в теории и практике ОМД используется феноменологический под-
ход, основанный на методах механики сплошной среды с идеализированной
моделью металлов.
В работах В. Л. Колмогорова и др. [41—43] разработана феноменологиче-
ская теория разрушения, представляющая собой модель накопления повреж-
даемости в металле при его пластической деформации.
Условие разрушения металла при скалярной оценке повреждаемости по
данной теории определяется уравнением:
t
где ф— степень использования запаса пластичности; Н — интенсивность ско-
ростей деформации сдвига; Ар — предельная степень деформации сдвига до
разрушения; /р—время разрушения.
В момент, когда /=?р, достигается предельная величина пластического «раз-
рыхления», образуется магистральная трещина и наступает стадия катастро-
фического разрушения.
В свою очередь величина предельной степени деформации до разрушения
АР определяется термомеханическими условиями деформации:
Ар = Ар (оср/Т; Н; 0; В),	(10)
где Оср/Т — показатель напряженного состояния; 0 — температура деформации;
В — показатель немонотонности деформации.
Немонотонность деформации в процессах ОМД может быть различного ха-
рактера, особенно при дробном нагружении. Наибольшая немонотонность ха-
рактерна для знакопеременного деформирования (поперечная ковка и прокатка,
винтовая прокатка, волочение). При проведении механических испытаний немоно-
тонность моделируется методом чередования нагружения сжатием — растяже-
нием, малоцикловой усталостью, изгибом и кручением и т. д.
В работах А. А. Богатова, В. Л. Колмогорова предложена математическая
модель расчета предельной деформации в общем случае немонотонного нагру-
жения по этапам деформирования:
п
ф=Е ^=1,	do
i = l
а.
где фг-1—степень использования запаса пластичности в пределах каждого
i-того этапа деформирования.
16
Так, степень использования запаса пластичности составит:
при растяжении
2 V3 In (do/di)
4)1 ~ Ap[(<7cp/r)t;₽]
при кручении
Лр[(аСр/Т)2; ₽]
(12)
где (Уср/Т — характеристика «жесткости» напряженного состояния (при растя-
жении 0,58, при кручении 0); р— параметр Лодэ (при растяжении |3=—1,при
кручении |3 = 0); d0, d\—диаметры образца в наименьшем сечении до и после
деформации; (р — угол наклона риски в месте разрушения.
При деформации выше критической в металле возможно появление таких
микродефектов, которые нельзя исправить последующей восстановительной тер-
мообработкой, и они могут перейти в необратимые повреждения.
Поэтому при расчете степени использования запаса пластичности и допус-
тимых деформаций для различных процессов ОМД следует использовать не
условия макроразрушения, когда ф = 1, а условия деформирования без появ-
ления необратимых повреждений: ф<фнеобр-
В настоящее время запас прочности и условия разрушения определяются
не только с учетом истории деформирования и термомеханических условий
деформации, но и с использованием математической теории надежности и ве-
роятностных методов математической статистики [62—64].
На основе использования статистических моделей пластичности по виду
закона распределения предельной степени деформации можно проводить про-
верку гипотез о механизме разрушения, его особенностях и проводить прогно-
зирование дефектообразования в металле при его пластической деформации.
Пластичность и деформируемость, показатели пластичности
Часто задачей пластометрических исследований является не столько исследова-
ние сопротивления деформации данного металла или сплава, а определение
оптимальных условий деформации по уровню пластических свойств испытывае-
мого материала.
Пластические свойства металлов и сплавов зависят от химического состава
и структурного состояния металлов и сплавов, способа выплавки и кристалли-
зации, условий нагрева и параметров деформирования, истории нагружения и
схемы напряженного состояния, масштабного фактора, особенностей окружаю-
щей среды и т. д.
Многообразие факторов, а также сложность их совместного влияния не
позволяют пока получить точные количественные зависимости для определения
пластических характеристик металлов и сплавов при различных условиях де-
формации. Поэтому пластические характеристики металлов и сплавов опреде-
ляют опытным путем с помощью различных видов механических и технологи-
ческих испытаний.
Если понятие «пластичность» связано со свойствами самого металла при
различных видах испытаний, то понятие «деформируемость» определяется не
только пластическими характеристиками металла, но и внешними условиями
пластической деформации: геометрией инструмента, размерами и формой де-
формируемого тела, граничными условиями и т. д.
Термин «пластичность» связывают с образцом для механических испытаний,
а термин «деформируемость» применяют относительно слитка или заготовки
для какого-либо конкретного оборудования и технологического инструмента
Поэтому понятие «деформируемость» включает в себя такие характерис-
тики, как «ковкость», «штампуемость», «прокатываемость», «способность к глу-
бокой вытяжке» и т. д.
2 Заказ № 122
17
При определении деформируемости металлов используются различные кри-
терии пластичности, которые можно условно разделить на четыре группы: прос-
тые, сложные, соответственные и универсальные [26]. Общими требованиями,
предъявляемыми к этим критериям, являются: однозначность, относительность,
аддитивность и чувствительность.
Несмотря на многообразие критериев (характеристик) пластичности до сих
пор нет надежного обобщающего показателя пластичности и каждый показа-
тель определяет пластичность металла лишь для одного из видов механических
или технологических испытаний.
Тем более сложной является задача по установлению единого показателя
деформируемости для различных процессов ОМД.
Известны различные формулы сложных и универсальных показателей плас-
тичности, предложенные в свое время различными авторами.
Так, деформационная способность металла и его пластичность, по С. И. Губ-
кину, определялась как среднеарифметическая величина из результатов единич-
ных механических испытаний, проведенных по различным методам:
п = 771 + 772 + • • • + t	(13)
где п — число видов механических или технологических испытаний.
А. А. Пресняков в качестве универсального показателя предлагал вели-
чину допустимой степени деформации еДОп, найденной по результатам испыта-
ний на растяжение:
бдоп==^1Ф>	(14)
где ф— полное сужение образца, доля единицы; k\— коэффициент запаса, из-
меняющийся от 0,2 до 1,0 в зависимости от величины относительного сужения.
В последующих работах универсальные показатели (критерии) пластич-
ности устанавливались с учетом схемы напряженного состояния при различных
видах испытаний. Б. А. Скудное и Л. Д. Соколов обобщенный критерий пла-
стичности определяли по формуле
л' = (е2 - ei)/(n2 - Л1),	(15)
где е\ — предельная пластичность по схеме напряженного состояния («1 = 1);
е2 — предельная пластичность при любой другой схеме напряженного состояния.
При решении практических задач ОМД довольно успешно использовался
критерий пластичности, предложенный в работах М. А. Зайкова и В. М. Пе-
ретятько:
л„ = [1-(1-г„р) ₽'',]100о/о,	(16)
где £Пр — предельная степень деформации, определенная на основании опытов
на осадку, растяжение, кручение и прокатку; п0 — показатель схемы напряжен-
ного состояния, соответствующий различным видам испытаний; [3— коэффици-
ент Лодэ.
В последние годы при решении задач ОМД наиболее широко применяется
критерий пластичности В. Л. Колмогорова — величина предельной степени де-
формации до разрушения (предельная степень деформации сдвига)
t
Ap=jHdT.	(17)
о
Критерий Ар обладает аддитивностью, является инвариантным и универ-
сальным.
Для расчета величины предельной степени пластичности материалов при
различных методах испытаний используются следующие зависимости:
18
I.	Испытание на растяжение цилиндрических образцов. Предельная степень
деформации сдвига рассчитывается по формуле
Лр = 2л/3 (do/dp),	(18)
где d0 и dp— диаметр образца до испытаний и в месте разрыва. В случае од-
нородной деформации (до образования шейки) предельная степень деформа-
ции определяется через относительное удлинение:
Лр= 1,73 In [100/(100 — 6)]
и для неоднородной сосредоточенной деформации
Лр = 1,73 In [100/(100 -ф)].
(19а)
(196)
Влияние выточек (надрезов) на изменение прочностных и пластических
свойств металлов при растяжении цилиндрических образцов впервые было ис-
следовано в работах Людвика и Ше Р. в 20-х годах этого столетия.
Было замечено, что при растяжении образцов с выточками наблюдается
снижение пластичности и некоторое повышение прочности испытываемых мате-
риалов.
В последующих многочисленных исследованиях изучалось влияние геомет-
рии и подготовки образцов, скорости деформации, температуры, состояния ма-
териала на его поведение при испытаниях на растяжение при различном значе-
нии показателя напряженного состояния оСр/Т [68].
Показатель напряженного состояния при испытаниях на растяжение образ-
цов с выточками или при неоднородной (сосредоточенной) деформации опреде-
ляется следующим образом:
при использовании формулы Н. Н. Давиденкова и Н. И. Спиридоновой
<2»|
при использовании формулы Бриджмена
Ос₽/т=-Тг[1+3|п(1+4-'
(21)
где d — диаметр поперечного сечения образца по шейке (выточке); R— радиус
выточки или радиус кривизны контура продольного сечения образца в шейке.
При d//?=0, т. е. в области равномерной деформации, величина оср/Т=
=0,58, а параметр вида напряженного состояния [3 (коэффициент Лодэ) ра-
вен — 1.
Напряженное состояние цилиндрических образцов с «мягкими» надрезами
хорошо описывается с помощью решения Бриджмена по распределению пласти
ческих напряжений в шейке растягиваемого цилиндрического образца. При ис-
пытаниях образцов с острыми надрезами (концентраторами напряжений) более
точные результаты дают расчеты по методикам Нойбера [68].
В работе О. И. Мижирицкого, А. А. Богатова [65] предложена методика
определения среднего в процессе испытаний на растяжение показателя d/R.
При этом нет необходимости измерять величину R после испытания образцов
и показатель d/R находится с помощью расчетных номограмм по величине диа-
метра поперечного сечения образца после испытания dp.
При наложении гидростатического давления показатель напряженного сос-
тояния в шейке или выточке растягиваемого образца определяется с учетом
величины гидростатического давления и сопротивления деформации испытывае-
мого материала:
Ocp/T=="W (1+тт)“ж(1,	(22)
2*
19
В исследованиях В. Л. Колмогорова, А. А. Богатова по определению пре-
дельной пластичности металлов и сплавов широко использовался метод испы-
тания прокаткой—растяжением [42]. Такая методика позволяет проводить од-
новременно два испытания при различных схемах напряженного состояния на
одном образце—растяжение образцов с выточками различного профиля и про-
катку на клин стержней различного поперечного сечения (круг, квадрат, крест
и т. д.).
В работах Б. А. Мигачева [32, 69] предложено дальнейшее развитие этого
метода испытаний на растяжение ступенчатого образца, у которого на каждой
ступени сделана выточка различного профиля, моделирующая различное напря-
женное состояние (Гср/Т (рис. 6). При движении образца после его захвата
Рис 6 Схема испытания образцов ступенчатой формы на прокатном стане:
/—сборная кассета; 2 — испытываемый образец; 3 — прокатные валки; 4— непод-
вижный упор; 5 — упоры различных ступеней; 6 — выточки различного профиля
валками происходит последовательный разрыв различных ступеней, начиная
с наиболее «жесткого» профиля выточек.
С помощью такой методики повышается надежность испытаний на пре-
дельную пластичность, так как исследование проводится на одном образце и
исключается погрешность, вносимая неоднородностью структуры металла, ус-
ловиями нагрева и другими параметрами испытаний.
II.	Испытание на сжатие. Предельная степень деформации сдвига при сжа-
тии определяется соотношением
Ар = д/3 ln(//o//zi) и (оср/Т)ср = —0,58; Р = —[—1.	(23)
При этом виде испытаний значительную сложность представляет определе-
ние величины — высоты образца, когда начинается разрушение металла, осо-
бенно для пластичных материалов, если разрушение не происходит даже при
значительных деформациях по высоте.
При испытаниях на сжатие величина оСр/Т не остается постоянной и в за-
висимости от степени деформации, геометрии испытываемых образцов и контакт-
ных условий меняется в пределах от —1 0 до +0,5 [8].
20
Лишь для малопластичных материалов, у которых разрушение происходит
при сжатии с небольшими деформациями, можно приближенно принимать ве-
личину (Гср/Т в предлах от —1 до —0,7. Для пластичных материалов следует
учитывать изменение оСр/Т с ростом деформации по величине бочкообразо-
вания.
При значительном бочкообразовании, когда на поверхности образца ве-
лики растягивающие напряжения, моменту разрушения металла соответствует
уже другая схема напряженного состояния, которая может быть более «жест-
кой», чем при кручении, и достигать условии испытаний на растяжение.
III.	Испытание на кручение. Для данного вида испытаний принимаются
следующие соотношения по значениям предельной деформации:
Ap = tg(p; Оср/Т = 0; (5 = 0.	(24)
Кроме перечисленных выше методов испытаний (растяжение, сжатие, кру-
чение) для определения предельной пластичности и построения диаграмм Ар—
Оср/Т используют и другие методы испытаний с различными значениями аСр/Т.
По степени «жесткости» напряженного состояния методы исследования пре-
дельной пластичности, применяемые для задач ОМД, можно записать в такой
последовательности: 1) сжатие в условиях гидростатического давления; 2) про-
катка на клин; 3) сжатие цилиндрических и плоских образцов; 4) изгиб; 5) кру-
чение сплошных и трубчатых образцов; 6) растяжение образцов в условиях
гидростатического давления; 7) растяжение цилиндрических и плоских образ-
цов; 8) растяжение цилиндрических и плоских образцов с различными кон-
центраторами напряжений (выточки, надрезы).
Подобную последовательность следует принимать условно, так как для
каждого вида испытаний характерен определенный диапазон значений оСр/Т,
который может наложиться на диапазон значений аСр/Т другого вида испы-
таний.
Так при значительном гидростатическом давлении метод растяжения может
быть более «мягким», чем испытания на кручение с большими степенями де-
формации.
Кроме перечисленных выше методов в экспериментальной механике разру-
шения для определения предельной пластичности материалов используются бо-
лее сложные методы испытаний: одновременное кручение и растяжение сплош-
ных образцов или трубчатых образцов с внутренним давлением, двухосное и
трехосное растяжение, испытание образцов с мягкой прослойкой, кольцевых об-
разцов на радиальное сжатие и т. д.
Для воспроизведения условий сложного нагружения используются как се-
рийные испытательные машины, например типа ЦДТе (ГДР), “Instron Systems”
(Великобритания) или MTS (США), так и отечественные опытные установки
типа СН (МГУ) или СНТ и СТИ.
На рис. 7 дана условная диаграмма предельной пластичности материала,
испытанного при различных температурно-скоростных условиях деформации.
При построении таких диаграмм следует помнить, что на величину Ар в усло-
виях горячей деформации существенное влияние оказывает скорость дефор-
мации. К сожалению, во многих исследованиях этому не уделялось должного
внимания и испытания по различным методам (сжатие, растяжение, прокатка
на клин, кручение) проводились в совершенно несопоставимых скоростных диа-
пазонах в зависимости от возможностей испытательных машин и исследова-
тельского оборудования.
Так, при испытаниях на растяжение гладких образцов и образцов с выточ-
ками при одинаковой скорости деформирования удеф скорость деформации е*
на образцах с выточкой будет в несколько раз больше, так как рабочая часть
образца с выточкой значительно меньше.
Диаграммы предельной пластичности имеют в общем сходный характер и
казалось бы можно ограничить количество испытаний одним-двумя видами, на
пример прокаткой на клин или растяжением, и кривые Ар—оСр/Т строить с по
мощью аппроксимирующих интерполяционных функций. Однако для различных
температурно-скоростных условий деформации кривые предельной пластичности
по характеру существенно различаются и должны описываться различными функ-
21
циями, характер которых предсказать без достаточного объема эксперименталь-
ных данных затруднительно
В настоящее время проводится широкий круг исследований по определе-
нию предельной пластичности металлов и сплавов. Надежные данные по пре-
дельной пластичности труднодеформируемых металлов и сплавов крайне необ-
ходимы для расчета технологии их обра-
ботки, снижения дефектности материала
и управления качеством металлопродук-
ции.
Поэтому все более важной стано-
вится задача систематизации и стандар-
тизации методологии этих исследований.
Пока исследования проводятся по са-
мым различным методикам, что затруд-
няет сравнимость опытных данных. Так-
же необходима разработка серийных ис-
пытательных машин и установок типа
универсальных пластометров, специаль-
но предназначенных для исследования
предельной пластичности металлов и
сплавов в условиях различных процессов
Сверхпластичность металлов и сплавов
Одним из наиболее эффективных спосо-
бов пластического формоизменения ма-
териалов является деформирование их
в сверхпластичном состоянии, которое
характерно для ряда металлов и спла-
вов в условиях горячей, теплой, а иногда
и холодной деформации. Признаками
сверхпластичности являются высокий
ресурс деформационной способности ма-
териала в этом состоянии при понижен-
ных значениях сопротивления деформа-
ции.
Причинами чрезвычайно высокой
пластичности материалов в сверхпла-
стичном состоянии являются либо фазо-
вые превращения, проходящие в мате-
риале в определенном температурном
диапазоне, либо переход металла и спла-
ва из метастабильного состояния в ста-
Рис. 7. Условные диаграммы предельной
пластичности металлов и сплавов при раз-
личных условиях деформации и видах ис-
пытаний.
/ — испытания методом прокатки на клин,
// — испытания на сжатие; III — испыта-
ния на кручение; IV — растяжение цилин-
дрических образцов; V — растяжение об-
разцов с выточками
бильное.
Сверхпластичность наиболее ярко
проявляется у двухфазных сплавов эв-
тектического или эвтектоидного состава,
а также у однофазных сплавов и чис-
тых металлов с особо мелким зерном
или в полиморфном состоянии, когда
размер исходного зерна не играет суще-
ственной роли.
При испытаниях алюминия, железа, хрома, цинка, никеля, магния, титана,
вольфрама, ванадия, кобальта и их сплавов была обнаружена структурная сверх-
пластичность либо сверхпластичность при фазовых превращениях.
В последние годы эффект сверхпластичности был обнаружен и на ряде
спеченых порошковых материалов, что особенно важно при производстве труд-
нодеформируемых и жаропрочных сплавов методом порошковой металлургии.
Важнейшими условиями протекания сверхпластической деформации яв-
ляются определенный для каждого материала температурно-скоростной диапазон
деформирования и структурное состояние деформируемого материала.
22
По структурному состоянию различают структурную (или изотермическую)
сверхпластичность и сверхпластичность в полиморфном состоянии у металлов
и сплавов при их деформировании в процессе фазовых превращений.
При структурной сверхпластичности температурный интервал сверхпластич-
ности довольно широк и может быть в пределах от 0,4 ТЛл до температур,
близких к температуре плавления. При сверхпластичности в полиморфном сое-
Рис. 8. Схема гравипластометра для испытаний металлов и
сплавов в состоянии сверхпластичности:
/ — рама; 2—блок; 3 — грузы для уравновешивания подвиж-
ного захвата; 4 — зажим; 5 — подвижная траверса; 6 — фото-
электрический ходограф; 7 — подвижный захват; 8—печь; 9 —
образец; 10 — неподвижный захват; // — грузы для уравно-
вешивания печи; /2 — тензометрический динамометр; /3 —рам-
ка; 14 — опорный ролик; /5 —шкивы; 16 — опора кулачка; 17 —
кулачок; 18 — рабочий груз; 19 — демпфирующая опора груза
тоянии температурный диапазон значительно уже и ограничен интервалом тем-
ператур превращения.
При этом в процессе деформации температурный режим может быть раз-
личен: фиксированная температура вблизи интервала превращения, монотон-
ное изменение температуры и прохождение через интервал температур превра-
щения, а также термоциклирование, включающее интервал температур прев-
ращения.
При всех видах сверхпластичности скоростной диапазон этого состояния
материалов занимает промежуточное положение между скоростями высоко-
температурной ползучести и скоростным диапазоном процессов ОМД, т. е. ле-
жит в пределах 10-4—10-2 с-1. Повышение скорости деформации е до значе-
23
ний 10°—102 с-1 вызывает резкое увеличение сопротивления деформации и сни-
жение пластических характеристик испытываемых материалов, т. е. практически
прекращение эффекта сверхпластичности деформируемого материала. Это ха-
рактерно как для структурной сверхпластичности, так и для сверхпластичности
в полиморфном состоянии.
В общем случае влияние скорости деформации на сопротивление деформа-
ции материала, находящегося в состоянии структурной сверхпластичности, вы-
ражается зависимостью:
и = £Ё'и,	(25)
где k — константа для данного напряженного состояния; т — скоростной ко-
эффициент, зависящий от температуры и скорости деформации,
m=(dlgo)/(dlge).
Материалы в сверхпластичном состоянии занимают промежуточное поло-
жение между твердым телом, находящимся в пластичном состоянии, и вязкой
жидкостью, т. е. являются вязко-пластичными телами. В работе О. М. Смир-
нова [72] предложена обобщенная модель упруго-вязкопластичной среды для
описания реологических свойств материалов, находящихся в состоянии сверх-
пластичности.
В сверхпластичном состоянии металлы и сплавы обладают чрезвычайно вы-
сокой способностью к устойчивой деформации и слабой чувствительностью
к геометрическим, механическим и металлургическим дефектам, которые явля-
ются причиной потери устойчивости течения при испытаниях металлов в обыч-
ных условиях.
Испытания материалов в состоянии сверхпластичности проводят на уни-
версальных испытательных машинах методом растяжения, сжатия и кручения
при различных температурно-скоростных условиях деформаций. Созданы также
специальные испытательные машины, которые позволяют совместить скорост-
ные условия испытаний на ползучесть с большими удлинениями при испыта-
ниях материалов в сверхпластичном состоянии [70—72]. Схема одной из подоб-
ных установок, названной гравипластометр, представлена на рис. 8.
Гравипластометр позволяет проводить испытания материалов в состоянии
сверхпластичности при различных режимах нагружения в зависимости от со-
четаний температурных и деформационных условий испытаний.
Результаты исследований реологических свойств металлов и сплавов, на-
ходящихся в состоянии сверхпластичности, широко используются для решения
технологических задач обработки давлением труднодеформируемых сплавов,
получения изделий особо сложной формы и значительных размеров.
4. ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРНО-СКОРОСТНЫХ УСЛОВИЙ
ДЕФОРМИРОВАНИЯ НА СОПРОТИВЛЕНИЕ ДЕФОРМАЦИИ
И ПЛАСТИЧНОСТЬ МЕТАЛЛОВ
Текущее значение сопротивления деформации, определяемое совместным влия-
нием процессов деформационного упрочнения и динамического разупрочнения,
может быть представлено в самом общем виде как
о = о(Г, ё, ё, Ё(/), х),	(26)
где Т — температура деформации; е — величина (степень) деформации, е —
скорость деформации, с-1; е(/)—закон развития деформации во времени; х —
физико-химические свойства материала.
В понятие физико-химические свойства материала входит целый ряд пара-
метров, таких как химический состав и чистота сплава, структурное состоя-
ние, способ выплавки, кристаллизации, нагрева слитков перед деформацией,
24
«история» предшествующей деформации, время и скорость охлаждения металла
после деформации, вид термообработки и т. д.
После дифференцирования уравнения состояния (26) можно записать не-
сколько видоизмененное уравнение Надаи в виде
+	+	+	(27)
частным видом которого является уравнение Максвелла:
=	----(28)
at at То
где Е — модуль упругости материала; т0 — постоянная времени релаксации
в чистом процессе разупрочнения.
Вместо модуля упругости в формулу (28) можно подставить модуль упроч-
нения D при пластической деформации, который равен да/дг, и тогда с по-
правкой Целикова—Персиянцева имеем
_^_ = D + n(a-a0)>	(29)
ut
где т)=Л/е; Л = 1/то — величина, характеризующая усредненную скорость ре-
лаксации за время т0; Оо — сопротивление деформации при статическом нагру-
жении (е=10-6—10-4 с-1).
Если в уравнении (29) скорость е считать постоянной, то после интегриро-
вания этого уравнения получим уравнение Целикова—Персиянцева:
о=о0 + -^-(1	(30)
Уравнение (30) используют для практических расчетов величины сопро-
тивления деформации при 8 = const, если можно косвенным путем определить
параметры D, rj и о0-
Для описания кривых о—8 при различных температурно-скоростных усло-
виях деформации используются самые различные аналитические зависимости,
которые учитывают совместное влияние е, 8, Т и е(/).
В. В. Витман и М. А. Златин, учитывая совместное влияние температуры
и скорости деформации, для определения о предложили следующую формулу:
1п(о/а0) = tn (Т — Го) 1п (е/80),	(31)
где m и То — постоянные величины; Т — температура деформации, К.
М. А. Зайковым совместное влияние скорости деформации и температуры
определялось по формуле:
а = 0ое₽('-7'0 (ё/е0)аГ,('-в"’),	(32)
где Т' — гомологическая температура; а, V, р — постоянные для данного мате-
риала при определенных условиях деформации.
В работах Я. С. Шварцбарта разработана методика учета сложного ха-
рактера кривых деформационного упрочнения о—е при различных температур-
но-скоростных условиях деформации.
Предложенная автором зависимость о(е) хорошо аппроксимирует экспери-
ментальные кривые а—е в условиях горячей деформации, когда на кривых име-
ется максимум значений сопротивления деформации.
25
Недостатком многочисленных эмпирических зависимостей, определяющих
совместное влияние термомеханических параметров на сопротивление дефор-
мации металлов и сплавов, является то, что они не описывают кривые о—8
в общем виде и применимы лишь к тем условиям, при которых были получены
опытные данные.
Более общий подход к описанию кривых б—8 возможен лишь с примене-
нием моделей динамического разупрочнения материала при горячей деформации
(см. гл. I, разд. 2).
Влияние температуры испытаний
С ростом температуры испытаний величина сопротивления деформации метал-
лов и сплавов, как правило, снижается, однако для некоторых материалов при
определенных температурных условиях иногда наблюдается аномальное влия-
ние температуры на сопротивление деформации испытываемых материалов.
Для выражения зависимости сопротивления деформации обычно применяют
экспоненциальную зависимость, впервые полученную Диккенсом по закону
Н. С. Курнакова и подтвержденную затем в работах М. А. Зайкова на основе
законов статистической физики:
а=о'е~ьт,	(33)
где о' — сопротивление деформации, экстраполированное до 0°К; b — темпера-
турный коэффициент.
Приведенную зависимость иногда представляют в виде
о = аПл^^пл	(34)
где Одл — сопротивление деформации, экстраполированное до температуры
плавления данного материала.
Экспериментальные кривые температурной зависимости сопротивления де-
формации о—Тисп хорошо аппроксимируются экспоненциальной зависимостью
типа (33) или (34) с различными значениями температурного коэффициента
при фиксированных значениях скорости деформации и температуры испытаний.
Для ряда сплавов на кривых о—ТИсп наблюдаются точки перегиба, связан-
ные с фазовыми превращениями, поэтому для этих материалов на разных
участках кривые о—Тисп имеют различные значения температурного коэф-
фициента.
Влияние скорости деформации
Зависимость о—е при различных условиях деформации обычно представляют
в виде линейной, степенной или логарифмической:
о = аё; а=08я;	—— = (&/ё0)п;
во
о = 0о = A 1g (ё/ё0), о = о0 + В In (8/80),
где п — скоростной показатель, постоянный при данной температуре и опреде-
ленном диапазоне скоростей деформации; сг0, Во — сопротивление деформации и
скорость деформации в статических условиях; а, А, В — константы.
Ф. Ф. Витман и В. А. Степанов, исходя из теоретических предпосылок,
указанных Н. Н. Давиденковым, вывели формулу, дающую «двойную» лога-
рифмическую зависимость о от е:
Ig (а/оо) = п 1g (е/ёо),	(36)
где n=D{(HE\ Dx— коэффициент температурной зависимости сопротивления де-
формации; НЕ — релаксационная энергия активации процесса отдыха или са-
мо диффузии.
26
Степень влияния скорости на сопротивление деформации материалов в зна-
чительной мере определяется температурными условиями деформирования.
В ряде работ зависимость скоростного показателя п от гомологической темпе-
ратуры принимают линейной: по Л. Д. Соколову п = тТ1ТПл\ М. А. Зайкову
/г=0,ЗТ/Тпл; по В. С. Зотееву /г = а+0Г.
В области температуры рекристаллизации на кривых 1g о—1g е обычно на-
блюдается перегиб и график зависимости n}=f(T) переходит в график n2=f(T)
при Т'=0,5—0,55 (Т7 — гомологическая температура).
Таким образом, общий температурный интервал для большинства метал-
лов и сплавов определяется двумя функциями, предложенными Л. Д. Соко-
ловым:
lga = «! 1g е
lgo = п2 Ige
(37)
которые пересекаются при некоторой скорости деформации е.
Элдер и Филипс [248] вывели подобную же зависимость в виде
о = о0ёЛ1, о = о0ё"2.	(38)
Точки пересечения п\ и п2 для алюминия, меди и низкоуглеродистой стали
соответствовали Т'=0,54-0,6.
Бюлер и Вагнер [256, 271] по результатам экспериментальных исследова-
ний сплавов титана и циркония вывели скоростную зависимость в виде
lgа = lgdo + « Ige.	(39)
При этом скоростной коэффициент п имел параболический вид в зависи-
мости от гомологической температуры. Нелинейность зависимости п от Т' для
ряда металлов и сплавов подтверждена и в ряде других работ.
Хотя скоростное влияние описано многими аналитическими зависимостями,
однако до сих пор не ясен механизм скоростного упрочнения.
К общим факторам, повышающим сопротивление деформации с ростом ско-
рости нагружения, относятся: повышение плотности дислокаций и точечных
дефектов, увеличение сил внутреннего трения, уменьшение влияния тепловых
флуктуаций, изменение механизма деформации. Если при скоростях деформации
10-5—10“3 с-1 вся деформация осуществляется скольжением, то при е =
= 10"2-т-10-1 в структуре появляются двойники и резко возрастает вклад тер-
мически активируемого взаимодействия.
С повышением температуры одновременно возрастает влияние скорости де-
формации и скорости динамического разупрочнения. Взаимодействие этих двух
процессов и определяет характер скоростной зависимости различных материа-
лов в условиях горячей деформации.
Влияние температуры и скорости деформации на пластичность
Анализ обширных экспериментальных данных по определению влияния темпе-
ратурно-скоростных условий деформации на пластичность указывает на слож-
ный, а подчас и аномальный характер изменения пластических характеристик
при изменении температуры и скорости деформации.
Обычно пластические свойства металлов и сплавов с ростом температуры
повышаются, а с ростом скорости деформации — снижаются. Однако в ряде
экспериментальных исследований отмечаются отклонения от этого закона при
испытаниях самых различных материалов.
Например, в определенном интервале Т—& условий пластичность повыша-
лась с ростом скорости деформации для сплавов на никелевой основе [3, 81,
226], цветных металлов и сплавов [14, 21], для высокоуглеродистой стали типа
ШХ15 [220].
Авторы указанных работ объясняют это явление тем, что при высоких
скоростях нагружения процесс разупрочнения и окрупчивания зерен произойти
27
не успевает, а границы зерен имеют значительно более высокое сопротивление
малым пластическим деформациям. Вследствие этого зерна имеют возможность
значительно деформироваться и упрочняться, пока значения напряжения в ^них
не достигнут значения предела прочности границ и в материале не произойдет
разрушение, но уже при значительно больших деформациях и напряжениях,
чем при медленном деформировании. При этом в материале наблюдается более
однородная деформация структурных составляющих с ростом доли внутризе-
ренной деформации, что способствует повышению пластичности.
В ряде работ отмечалось также, что в условиях теплой и горячей дефор-
мации иногда повышение температуры обработки приводит к снижению де-
формируемости обрабатываемых материалов. Особенно сложный характер
влияния оказывает температура на пластичность меди и сплавов на ее ос-
нове [31].
Температурную зависимость изменения пластических свойств обычно при-
нимают по формуле Е. М. Савицкого в виде возрастающей функции типа
/72 = Л1е“(Гг-Г|),	(40)
где /71, /72 — пластические свойства определенной фазы соответственно при
температурах Т\ и ТУ, а — температурный коэффициент.
В работе [27] использована также зависимость от температуры показате-
лей пластичности, характеризующих соответственно предельные степени дефор-
мации:
П=п^’ т,	(41)
где По — показатель пластичности при TQ<T\ П — показатель пластичности,
соответствующий температуре Г; £— коэффициент, постоянный для области
температур, соответствующих неполной горячей деформации.
В работе [26] пластичность хромистых и хромоникелевых сплавов в ус-
ловиях горячей деформации рассчитывали по формуле
/7 = Ь”ек>	(42)
где П — показатель пластичности; k — константа, зависящая от условий испы-
таний; иРек — скорость рекристаллизации, с-1; п — показатель степени, зави-
сящий от скорости деформации.
При определении деформируемости металлов в условиях горячей и теплой
деформации важно учитывать взаимное влияние температуры и скорости де-
формации на их пластические характеристики. Так, использование методки пла-
нирования экстремального факторного эксперимента при переменных факто-
рах— температуры и скорости деформации, позволило определить оптималь-
ные условия деформирования ряда сталей и сплавов [17, 294].
5. ВЛИЯНИЕ ЗАКОНА РАЗВИТИЯ ДЕФОРМАЦИИ
ВО ВРЕМЕНИ НА РЕОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА МЕТАЛЛОВ
В процессе горячей пластической деформации связь между напряжениями, де-
формациями и скоростями деформации неоднозначна и реологические свойства
металла в значительной мере определяются тем законом, по которому происхо-
дит развитие деформации во времени.
Большинство процессов обработки металлов давлением характеризуется
сложными законами развития деформации во времени или сложной «историей
нагружения». Скорость деформации в процессе нагружения может резко из-
меняться, а при периодическом нагружении в паузах происходит либо полная
разгрузка (реверсивная прокатка, ковка, штамповка), либо частичная (непре-
рывная прокатка с натяжением).
В то же время большинство экспериментальных исследований по определе-
нию зависимости сопротивления деформации от термомеханических параметров
28
проведено при постоянной скорости деформации (деформирования) путем одно-
кратного нагружения испытываемых образцов.
Появление кулачковых и торсионных пластометров в значительной степени
облегчило задачу моделирования законов развития деформации во времени,
соответствующих различным процессам ОМД.
С помощью подобных установок моделируются различные законы е(т) при
однократном непрерывном нагружении и дробное нагружение, а также ступен-
чатое изменение скорости деформации [73].
Кроме того, наиболее совершенные установки типа пластометров позволяют
моделировать изменение температурных условий в процессе деформации ме-
талла, например моделирование непрерывной прокатки стали с температурой
начала прокатки 1150 °C и окончания прокатки при 950 °C.
Хотя в условиях горячей деформации процессы деформационного упрочне-
ния и динамического разупрочнения проходят в сравнительно короткие про-
межутки времени, горячая деформация по реологическим признакам сходна
с процессами ползучести металлов, поэтому хорошо описывается феноменоло-
гической теорией ползучести.
Анализ существующих теорий расчета сопротивления деформации приме-
нительно к процессам горячей обработки металлов, выполненный в работах
А. А. Поздеева [38], показал, что свойства реальных металлов и сплавов наибо-
лее полно учитывает уравнение теории наследственности:
t
а (/) == ф (8) — j £ (t — т) ф (т) dx,	(43)
о
где R(t— т)—резольвента ядра — т) обобщенного уравнения Ю. Н. Ра-
ботнова.
Функция ф(е), характеризующая кривую мгновенного деформирования,
определяется соотношением:
Ф (ё) = b — (Ь — а) ехр (—Вё),	(44)
где а, Ь, В — постоянные, характерные для данного материала и условий де-
формации.
При выводе уравнения (43) деформация предполагается протекающей дис-
кретно: после мгновенно выполненной деформации следует пауза, в течение
которой происходит разупрочнение металла, определяемое подынтегральной
функцией.
При бесконечно большом числе разбиений процесс из дискретного превра-
щается в непрерывный, при этом полагают, что в процессе каждого мгновен-
ного цикла нагружения разупрочнение металла не успевает произойти и со-
противление деформации зависит только от величины деформации.
Расчет сопротивления деформации с помощью уравнения (43) проводится
по кривым деформационного упрочнения для любого сложного закона нагру-
жения. Однако для инженерного расчета этот метод сложен; кроме того, пред-
полагается, что свойства материала инвариантны во времени и деформация
проходит в изотермических условиях.
Различные законы нагружения
при непрерывном деформировании
Как уже было отмечено, большинство экспериментальных исследований по изу-
чению реологических свойств металлов и сплавов проведено при однократном
нагружении с постоянной скоростью деформации (e=const) или при постоян-
ной скорости перемещения активного захвата (бойка) испытательной машины
(адеф= const).
В то же время в реальных условиях различных процессов обработки ме-
таллов давлением скорость деформации даже в условиях однократного нагру-
жения не остается постоянной и может меняться на порядок и более.
29
На рис. 9 даны примеры различных законов развития деформации (ско-
рости деформации) во времени. Считаем, что при достижении небольшой сте-
пени деформации 81 величина скорости деформации во всем деформируемом
теле достигает заданного значения 8ь При этом рассматриваем три случая:
скорость деформации остается постоянной (кривая 7); скорость деформации
монотонно возрастает (кривая 2), скорость деформации возрастает до макси-
мального своего значения, затем резко снижается практически до нуля (кри-
вая 5).
Первый случай характерен для пластометрических испытаний, когда с целью
воспроизведения закона постоянства скорости деформации но соответствую-
Рис 9. Различные законы развития
деформации во времени за один
цикл нагружения
щему закону меняется скорость деформирова-
ния (см. гл. II, разд. 4). Для условий реаль-
ных процессов этот случай также возможен,
если в процессе деформации по соответствую-
щему закону меняется скорость рабочего ин-
струмента.
Для таких процессов, как штамповка, прес-
сование, осадка на гидропрессе скорость де-
формации с обжатием непрерывно растет, так
как при постоянной скорости деформирова-
ния высота деформируемого тела уменьшается
(рис. 9, кривая 2).
Для случая прокатки обжатие в очаге де-
формации непрерывно возрастает, а скорость
деформации, достигнув в какой-то точке сво-
его максимального значения, падает практи-
чески до нуля (кривая 3). Примерно по та-
кому закону изменяется скорость деформации
и при ковке на молотах с падающей бабой,
где скорость деформирования в конце удара
резко снижается.
Моделирование различных законов нагру-
жения при однократном деформировании про-
изменяется, и поэтому условие
водится на кулачковых пластометрах с по-
мощью различной профилировки рабочего ку-
лачка.
При испытаниях на торсионных пластомет-
рах рабочая база образца практически не
постоянства скорости деформации соблюдается
при постоянной скорости вращения активного захвата. Если привод торсионного
пластометра позволяет в процессе испытаний плавно менять скорость вращения
активного захвата, на нем также можно моделировать различные законы на-
гружения при однократных испытаниях.
В ряде работ приведены методики моделирования горячей прокатки, прес-
сования и других законов развития деформации во времени при однократном
нагружении [73—78].
Сопротивление деформации
при ступенчатом изменении скорости нагружения
Случай ступенчатого изменения скорости деформации является наиболее инте-
ресным с точки зрения проверки универсальности использования различных тео-
рий, описывающих сложные реологические свойства при горячей деформации.
При плавно меняющихся значениях сопротивления деформации уже обыч-
ный вариант теории упрочнения достаточно хорошо описывает кривые теку-
чести. При ступенчатом же изменении скорости деформации на два-три по-
рядка аналитические решения по уравнениям теории упрочнения или теории
старения часто приводят к заметным расхождениям с экспериментальными
данными.
При испытаниях на кулачковом пластометре алюминиевых и титановых
сплавов в условиях горячей деформации было показано, что при резком изме-
30
нении скорости деформации металл «помнит» историю предшествующей дефор-
мации [73].
На рис. 10 дан пример нагружения со ступенчатым изменением скорости
деформации от 200 до 0,01 с-1 при испытаниях на сжатие сплава САВ6 (ТИсп =
=350°C). По результатам испытаний видно, что при незначительной предвари-
тельной деформации (при е = 200 с~!) металл довольно быстро «забывает» ис-
Рис. 10. Кривые текучести при ступенчатом изменении скорости де-
формации.
/ — кривая непрерывного нагружения при 6=100 с-1; // — кривая не-
прерывного нагружения при 6=0,01 с-1; 1, 2 — кривые двухступенча-
того нагружения с паузой 2 и 16 с соответственно
торию предшествующей деформации и кривая сложного нагружения сливается
с кривой непрерывной деформации при е=0,01 с-1.
При значительной величине предварительной высокоскоростной деформации
е~0,5 металл в большей степени сохраняет влияние предшествующей дефор-
мации и кривые сложного и непрерывного нагружения не сливаются, по край-
ней мере до значений е=0,8. Чем больше пауза между нагружениями, тем
в меньшей степени проявляется эффект влияния предшествующей деформации.
Сопротивление деформации и пластичность металлов
и сплавов при дробном нагружении
Анализу изменения реологических свойств различных металлов и сплавов при
дробном нагружении в последнее время уделяется большое внимание как в тео-
ретических работах, так и в экспериментальных исследованиях в СССР и за
рубежом [84—96].
Объясняется это прежде всего тем, что дробный вид нагружения — наи-
более сложный и наиболее интересный вид нагружения, а также тем, что на-
дежные экспериментальные данные и корректная методология их применения
крайне необходимы для расчета многих процессов обработки металлов давле-
нием (реверсивная, непрерывная и планетарная прокатка, ковка и штамповка).
Сложность анализа и моделирования процесса дробной деформации свя-
зана с тем, что на характер и уровень кривых о—е дробного нагружения ока-
зывает влияние целый ряд взаимосвязанных условий и параметров: величина
скорости деформации в каждом цикле нагружения; изменение температуры ме-
талла в процессе всего цикла деформации; распределение деформации по про-
ходам и величина суммарной (накопленной деформации); величина пауз между
нагружениями; интенсивность процессов динамического и статического разуп-
рочнения (рекристаллизации) при горячей деформации данного металла.
31
Рис. Н Сравнение кривых текучести
при однократном (1 и Г) и дробном
нагружении (2 и 2')
Рис. 12. Различные случаи кривых текучести при прерывистой деформации:
1 — прерывистая деформация с минимальной паузой; 2 — прерывистая деформа-
ция с длительной паузой; 3— кривая однократного нагружения
32
В настоящее время среди многочисленных экспериментальных данных о ха-
рактере изменения сопротивления деформации при дробном нагружении можно
отметить два возможных случая: кривые дробной деформации расположены
ниже кривой однократного нагружения (рис И, кривая 2); кривые дробной
деформации совпадают или даже превышают кривую однократного нагруже-
ния (рис. 11, кривая 2').
При этом, конечно, подразумевается, что температурно-скоростные условия
обоих видов испытаний полностью совпадали, хотя в общем-то методически
это осуществить достаточно сложно.
На рис. 12 приведена условная схема различных случаев прерывистой
(дробной) деформации в зависимости от величины деформации на первом этапе
и времени пауз между нагружениями. Если деформация прерывается ниже
критической деформации начала статической рекристаллизации 81<8стат» т0
кривая дробной деформации совпадает с кривой однократного нагружения
даже при больших паузах между нагружениями (рис. 12, а).
Деформация прерывается (рис. 12,6), когда 81>8®Раитт, но при этом 8j
меньше критической деформации начала динамической рекристаллизации s^r*
В этом случае кривая дробной деформации уже несколько перекрывает кри-
вую однократного нагружения тем более, чем больше пауза между нагру-
жениями.
Когда величина 81 достигает значений критической деформации начала ди-
намической рекристаллизации (рис. 12, в), кривая дробной деформации при
значительной паузе может заметно перекрывать кривую однократного нагру-
жения
И, наконец, когда	(рис. 12, г), кривая дробной деформации также
перекрывает кривую однократного нагружения, но разница в кривых уже не
столь заметна, так как на первом этапе в металле уже частично прошла дина-
мическая и метадинамическая рекристаллизация и уровень кривой а—8 на
втором этапе нагружения ниже, чем уровень кривой на рис. 12, в.
Во всех случаях уровень кривой о—8 второго этапа не может быть выше
Отах—значения сопротивления деформации в точке А.
Следовательно, с учетом лишь величины деформации за один цикл нагру-
жения и длительности пауз между нагружениями кривые дробной деформации
могут совпадать или лежать выше кривой однократного нагружения.
Однако это справедливо лишь, если на кривых однократного нагружения
есть ярко выраженный максимум, т. е. если проходит динамическая рекристал-
лизация. Если этого максимума нет, то кривая дробной деформации проходит
ниже кривой однократного нагружения, подобно кривой 2 на рис. И. Все это
относится к условиям изотермической деформации при неизменной скорости
деформации по циклам нагружения.
Если температура металла при дробной деформации снижается, а скорость
деформации по циклам возрастает, то кривая дробной деформации должна про-
ходить значительно выше кривой однократного нагружения независимо от вида
кривой однократного нагружения.
В настоящее время применяют четыре метода анализа влияния дробного
нагружения на изменение сопротивления деформации металлов и сплавов:
1)	определяют физические константы дифференциальных уравнений теории
упрочнения — разупрочнения и решают эти уравнения для конкретного закона
нагружения с расчетом величины остаточного упрочнения Ла от прохода
к проходу;
2)	рассчитывают параметры ползучести и строят расчетные кривые изме-
нения сопротивления деформации для дробной деформации с использованием
уравнений теории наследственности по кривым однократного нагружения. Рас-
четные кривые проверяют экспериментальными замерами непосредственно на
лабораторном или промышленном оборудовании для процессов прокатки, ковки,
штамповки и т д. [38];
3 Заказ № 122
33
3)	проводят испытания на специально сконструированных пластометрах,
позволяющих получать кривые разупрочнения в паузах между нагружениями,
и расчетно-графическими методами определяют кривые изменения сопротивле-
ния деформации при дробном характере нагружения [18, 273],
4)	проводят непосредственное моделирование дробного нагружения на ку-
лачковых и торсионных пластометрах с максимальным приближением модель-
ного эксперимента к реальным условиям по температурно-скоростным парамет-
рам, распределению деформации, величине пауз между нагружениями и т. д
[84, 86—89].
Практика подтвердила пригодность каждого из этих методов исследования
сопротивления деформации при дробном нагружении Видимо по мере совер-
шенствования конструкций пластометров и методик проводимых на них испы-
таний большее развитие получат все же прямые методы моделирования (ими-
тации) сложного нагружения для различных процессов ОМД. Примером этого
могут служить исследования, проводимые на торсионных пластометрах системы
«Setaram» и на «Имитаторе прокатных процессов» с управлением эксперимен-
том на ЭВМ по различным программам нагружения (см. гл. II, разд. 2).
В многочисленных работах установлено также, что прерывистая (дробная)
деформация улучшает деформируемость металлов и сплавов, так как в паузах
протекает статический возврат, статическая и метадинамическая рекристалли-
зация [94—96].
6. ВЛИЯНИЕ СРЕДЫ И ОСОБЫХ УСЛОВИИ
ДЕФОРМИРОВАНИЯ НА РЕОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
МЕТАЛЛОВ
На сопротивление деформации и пластичность металлов и сплавов кроме тер-
момеханических условий деформации существенное влияние оказывают также
различные условия окружающей среды: потоки высоких энергий, магнитные и
электрические поля, гидростатическое давление, ультразвуковые колебания и т. д.
Рассмотрим кратко влияние этих условий на реологическое поведение метал-
лов и сплавов.
Механические свойства металлов при высоком гидростатическом давлении
исследовали еще в ранних работах по экспериментальному анализу процесса
сжатия хрупких материалов. Для условий одноосного растяжения с наложе-
нием гидростатического давления первые фундаментальные исследования прове-
дены в работах Бриджмена.
В последующих работах были опубликованы противоречивые, на первый
взгляд, экспериментальные данные о влиянии высокого давления на сопротив
ление деформации различных материалов. Было установлено, что величина пре-
дельной деформации при испытаниях под высоким давлением во всех случаях
повышается, а сопротивление деформации может повышаться, для других ма-
териалов не меняется и даже снижается с ростом гидростатического давления.
Противоречивость результатов подобных испытаний объясняется, по-види-
мому, различным характером кривых течения металлов и сплавов, когда с рос-
том предельной деформации коэффициент упрочнения снижается и на кривых
ст—8 может наступить установившаяся стадия течения и даже снижение зна-
чений о с ростом 8.
Кроме того, задержка момента образования шейки при растяжении под
давлением вносит определенные методические погрешности, которые могут ис-
кажать результаты испытаний при расчете сопротивления деформации испыты-
ваемого материала.
Видимо все же заметное влияние внешнее гидростатическое давление на
изменение сопротивления деформации металлов и сплавов не оказывает, хотя
и существенно повышает величину предельной пластичности
Влияние облучения высоких энергий на металлы и сплавы исследовалось
в целом ряде работ в связи с интенсивным развитием атомного машинострое-
ния [100—101] Нейтронное облучение вызывает увеличение предела текучести
34
и предела прочности чистых металлов, снижает их пластичность при практи-
чески неизменном модуле упругости.
Предел прочности чистых металлов от облучения растет в меньшей степени,
и поэтому значения предела текучести и прочности сближаются.
У сплавов и ряда сталей облучение может переводить устойчивое состоя-
ние материала в нестабильное и поэтому при облучении возможно не только
упрочнение, но и разупрочнение сплавов с повышением пластических характе-
ристик материала.
Например, если у сплавов на никелевой основе при низких температурах
облучение вызывает упрочнение, при высоких температурах в этих сплавах
облучение иногда способствует прохождению разупрочняющих процессов.
С ростом температуры испытаний разница в свойствах облученного и не-
облученного материала уменьшается.
Природа упрочнения материалов от облучения связана с образованием до-
вольно сложного сочетания различного вида дефектов, смещенных атомов и
вакансий, препятствующих движению дислокаций при пластическом течении
материала. На дислокациях образуются пороги, происходит конденсация вакан-
сий или скопление внедренных атомов и вакансий, которые ведут себя подобно
выделениям. В результате скопления вакансий образуются мелкие дислокаци-
онные петли, а от скопления внедренных атомов — более крупные петли дисло-
каций. При этом повышается плотность дислокаций и соответственно растет
предел текучести.
Кроме петель в упрочнении облученного металла играют роль и другие
механизмы, такие как действие изолированных точечных дефектов, которые
аннигилируют на дислокациях с образованием порогов на линиях дислокаций.
Деформация облученного материала за пределом текучести характеризуется
значительной неоднородностью и пластическое течение сосредоточено в поло-
сах скольжения (полосах Людерса); линии скольжения пересекаются и перехо-
дят одна в другую с помощью поперечного скольжения.
Электропластический эффект был впервые исследован в работах О. А. Тро-
ицкого и В. И Спицина [102—103] в условиях статического растяжения и при
испытаниях на ползучесть. Они установили, что при пропускании электриче-
ского тока через испытываемый образец происходит снижение уровня его проч-
ностных характеристик. Постоянный ток при одной и той же плотности ока-
зывает большее воздействие на пластическую деформацию металлов, чем пе-
ременный ток. Наибольший электропластический эффект, однако, наблюдается
при пропускании через металл импульсного тока высокой частоты — порядка
103 А/мм2 в течение 10-4 с. Было установлено, что снижение прочностных ха-
рактеристик более ярко проявляется для сплавов, чем для чистых металлов;
с ростом температуры и скорости деформации электропластический эффект
проявляется в меньшей степени. В последних работах [104—105] исследовалось
влияние типа кристаллической решетки испытываемого материала и геометрии
образцов на величину снижения прочности при наложении на материал импульс-
ного тока.
Ряд авторов считает, что снижение прочностных характеристик при элект-
ропластической деформации связано лишь с тепловым воздействием импульс-
ного тока; другие авторы утверждают, что при наложении импульсного тока
изменяется сам механизм пластической деформации металла.
Пока природа этого явления объясняется весьма схематично, очевидно,
все же, что этот эффект связан с электронно-дислокационным взаимодействием
и возникновением направленных дислокаций в металле при наложении электри-
ческих и магнитных полей.
Влияние ультразвуковых колебаний на механические свойства металлов и
сплавов изучено в основном в условиях одноосного статического растяжения,
кручения и сжатия [106—109]. В данных работах показано, что при интенсив-
ных ультразвуковых колебаниях (50 вт/см2 и выше) происходит значительное
снижение уровня кривых деформационного упрочнения.
Так, из рис. 13 видно, что наложение ультразвуковых колебаний при рас-
тяжении алюминия в несколько раз снижает значение сопротивления деформа-
ции и воздействие этих колебаний аналогично нагреву образцов до 600 °C.
Однако воздействие ультразвука на другие металлы (например, цинк) может
3*
35
Рис. 13. Кривая текучести при растяжении
алюминия в обычных условиях (/) и
с наложением УЗК (2)
ная сегрегация составных элементов
привести и к упрочнению материала. То же наблюдается и на других метал-
лах, если наложение ультразвуковых колебаний провести на образцах до ис-
пытания их в условиях обычного статического растяжения
Установлено также, что наложение ультразвуковых колебаний чаще всего
повышает пластические свойства металлов и сплавов, причем при испытаниях
на растяжение с увеличением длины испытываемого образца эффективность
воздействия ультразвука увеличивается.
Эффективность воздействия ультразвука на металлы в значительной сте-
пени зависит от величины амплитуды колебаний, т. е соблюдения условий ре-
зонансного режима, которые в свою очередь зависят от материала, размеров
образца и места расположения концентратора и отражателя ультразвуковых
колебаний
Механические свойства новых материалов. За последние годы создано
много принципиально новых порошковых материалов, различных армированных
композиций, аморфных сплавов и т. д,
однако до сих пор не разработан систе-
матический подход к изучению механи-
ческих свойств данных материалов При-
веденные исследования, за редким исклю-
чением [ПО—114], носят случайный ха-
рактер и по их результатам затрудни-
тельно прогнозировать прочностные и
пластические свойства новых материалов
при различных условиях их обработки
и эксплуатации
Порошковые материалы обладают
целым рядом достоинств, главными из
которых являются: химическая и струк-
турная однородность, отсутствие анизо-
тропии свойств; технологичность обра-
ботки давлением и резанием, понижен-
сплавов; более высокая жаропрочность и
повышенное сопротивление коррозионному растрескиванию и отслаиванию.
С помощью порошковой металлургии в сочетании с обычными видами обра-
ботки металлов давлением (горячая изостатическая штамповка, прокатка
и т. д.) получают материалы, которые невозможно получить другими ме-
тодами.
Реологические свойства порошковых материалов в значительной степени
зависят не только от термомеханических условий деформирования, но и от
степени пористости материала и величины окисления материала, размера частиц,
чистоты по содержанию примесей и других характеристик.
Например, при сверхмелком зерне порошковые материалы проявляют вы-
сокую низкотемпературную прочность при низкой высокотемпературной проч-
ности.
Пластичность при сверхмелком зерне, как правило, высокая, а для ряда
труднодеформируемых порошковых материалов (типа ЖС-6) может прояв-
ляться эффект сверхпластичности при низких и умеренных скоростях нагру-
жения.
Крупное зерно улучшает высокотемпературную прочность порошковых ма-
териалов и снижает уровень пластических свойств.
С ростом плотности характеристики механических свойств порошковых ма-
териалов повышаются, особенно ударная вязкость, а также относительное удли-
нение б, %, и сужение ф, % при динамическом нагружении
Композиционные материалы сочетают важнейшие свойства — высокий пре-
дел прочности и достаточную вязкость разрушения. Прочность данных материа-
лов повышена за счет хрупких высокопрочных волокон, проволоки, усов, час-
тиц и т. д., а вязкость — за счет пластичной матрицы.
В качестве металлических армирующих компонентов обычно используют
проволоку вольфрама, молибдена, бериллия, стали и титана. К неметалличе-
ским армирующим элементам относятся: карбид кремния, окись алюминия, цир-
кония, нитрид кремния и т. д.
36
Лучшими из армирующих материалов являются борные и углеродные во-
локна, проволока из высокотемпературных материалов, а в качестве пластич-
ной матрицы обычно используют алюминий, магний, титан и их сплавы.
Механические свойства композиционных материалов существенно зависят
от свойств армирующего компонента матрицы, количества упрочнителя, спо-
соба его укладки, ориентации волокон, проволоки и усов в матрице.
Аморфные материалы характеризуются исключительно высокими прочност-
ными свойствами, а также необычными электрическими, магнитными и другими
свойствами. За последние 10—15 лет различными методами быстрого охлажде-
ния расплавов или паров создано достаточно много аморфных композиций на
основе системы металл—металлоид. Скорость закалки при получении таких
материалов достигает ~106°С/с, т. е. когда подавляется процесс кристаллиза-
ции материала. В качестве металлов чаще всего используют железо, никель,
титан, медь, а в качестве металлоидов — бор и фосфор. Содержание металлои-
дов в аморфных материалах составляет 10 % и более.
Для аморфных сплавов на основе железа и (или) никеля предел проч-
ности достигает 3500 МПа, на основе кобальта до 3000 МПа, на основе пал-
ладия примерно 1500 МПа. При этом у этих материалов, как правило, крайне
низки пластические характеристики, хотя при микроскопической оценке их
можно считать пластичными.
Аморфные материалы хрупко разрушаются при растяжении, хотя при
сжатии, изгибе и ударном изгибе выдерживают значительные деформации без
разрушения. Поэтому эти материалы, классифицируемые как упругопластичные
тела, иногда называют «металлическими стеклами»
Повышенные прочностные характеристики данных материалов заметно сни-
жаются при нагреве и низкотемпературном старении. На реологические свой-
ства аморфных сплавов существенное влияние оказывают малейшие изменения
структуры, связанные с химическим составом и условиями получения аморфных
композиций. В настоящее время многое еще не ясно в вопросах природы атом-
ных связей, реологических свойств и механизма разрушения данных материалов.
Глава II
-	МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
ПРОЧНОСТНЫХ И ПЛАСТИЧЕСКИХ
СВОЙСТВ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
При определении реологических (механических) свойств металлов и сплавов
используется большое многообразие методов испытаний, в каждом из которых
выявляются лишь отдельные качества металла, проявляющиеся только в ус-
ловиях данного метода.
Поэтому количественное сравнение результатов, полученных с помощью
различных методов испытаний, в ряде случаев затруднительно, особенно по
пластическим характеристикам.
Приведем перечень основных видов испытаний, которые в настоящее
время используют при исследовании механических и технологических свойств
металлов и сплавов: статические испытания в условиях одноосного напряжен-
ного состояния; испытания на ударную вязкость и вязкость разрушения; плас-
тометрические исследования; испытания на статическую и динамическую твер-
дость и микротвердость; испытания на предельную пластичность и технологи-
ческие испытания (пробы); испытания в условиях сложнонапряженного
состояния; испытания на ползучесть, длительную прочность и жаростойкость;
испытания на циклическую, контактную прочность, усталость и в условиях сверх-
пластичности; высокоскоростные испытания; испытания при наложении высо-
кого гидростатического давления; испытания в вакууме, ультразвуковом поле,
в условиях сверхпластичности и т. д.
Большинство из этих видов испытаний пока не поставлено в соответствие
с требованиями ГОСТов, испытательное оборудование во многих случаях не
серийно, а методики испытаний постоянно совершенствуются и сами по себе
часто являются объектом специальных исследований.
Для изучения поведения металла в условиях различных процессов обра-
ботки металлов давлением, когда большие пластические деформации разви-
ваются за сравнительно ограниченное время, используют методы кратковремен-
ных механических испытаний.
1.	МЕТОДЫ И ИСПЫТАТЕЛЬНЫЕ МАШИНЫ
для кратковременных механических испытаний
При определении механических и технологических свойств металлов и сплавов
наибольшее распространение получили такие методы испытаний, как растяжение,
кручение, сжатие, ударный изгиб и различные виды технологических испытаний
на штампуемость, ковкость, прокатываемость, способность к глубокой вытяжке
и т. д.
Испытания на растяжение являются наиболее простым методом определе-
ния прочностных и пластических характеристик металлов и сплавов. Этим спо-
собом в области равномерной деформации (до образования шейки) проще всего
достигается линейное (одноосное) напряженное состояние.
Для испытаний на растяжение применяют разрывные и универсальные ис-
пытательные машины статических испытаний при скорости движения активного
захвата до предела текучести не более 0,1 и за пределом текучести не более 0,4
от длины расчетной части образца, выраженной в миллиметрах в 1 мин
Для испытаний на растяжение используются следующие стандарты:
ГОСТ 1497—73 для испытаний при 15—30 °C; ГОСТ 9651—73 при повышенных
температурах; ГОСТ 11150—75 при пониженных температурах; ГОСТ 22706—77
при температурах от —100 до —269 °C; ГОСТ 11701—66 для тонких листов г
полос толщиной от 3 до 0,5 мм; ГОСТ 10446—63 для проволоки диаметром
до 16 мм; ГОСТ 10006—73 для испытаний труб.
Испытания на кручение (ГОСТ 3565—80) используют сравнительно редко,
хотя иногда этот метод является наилучшим способом оценки пластичности,
38
особенно для материалов хрупких при растяжении. За последние годы этот
вид испытаний в условиях горячей деформации и динамического нагружения
получил широкое распространение в пластометрии, так как позволяет при ис-
пытаниях достигать больших деформаций и наилучшим образом моделировать
дробное нагружение (см. гл. II, разд 3).
Результаты испытаний на кручение во многом зависят от диаметра об-
разца, расчетной длины и способа закрепления образцов в зажимах испыта-
тельной машины.
Испытания на ударный изгиб (ГОСТ 9454—78) широко используют в за-
водской практике при пооперационном контроле и в приемно-сдаточных опера-
циях. Испытания проводят на маятниковых копрах с предельной энергией
копра не более 300 Дж и скоростью ножа маятника в пределах от 4 до 7 м/с.
Испытания по данному стандарту проводят при пониженной, комнатной и
повышенной температурах, чаще для сталей и реже для цветных металлов и
сплавов.
Испытания на осадку (ГОСТ 8817—73) проводят как для определения
прочностных характеристик (£Сж, (Тпц, сго.2, (Тв), так и для определения дефор-
мируемости по наличию трещин на боковой поверхности осаживаемых образ-
цов. В настоящее время этот способ испытаний довольно широко используется
при пластометрических исследованиях в условиях горячей деформации и высо-
ких скоростей нагружения (см. гл. II, разд. 3).
Испытания на изгиб рекомендуются для определения механических свойств
хрупких и малопластичных при растяжении металлов. Их широко используют
в практике коррозионных испытаний и при приемочном контроле металлов как
технологическую пробу для оценки пластичности и штампуемости материала,
качества сварки и т. д. (ГОСТ 14019—68, 13813—68, 3728—78, 1579—63).
При испытаниях на изгиб определяются прочностные характеристики и
предельная пластичность по углу изгиба до образования в металле трещины.
Отличительной особенностью испытаний на изгиб, как и при кручении, яв-
ляется неравномерное распределение напряжений по сечению образца, которое
следует учитывать при обработке результатов испытаний
Испытания на твердость заключаются в определении сопротивления металла
внедрению стального шарика или алмазной пирамиды (конуса) при различной
величине приложенной нагрузки (макротвердость, твердость при малых нагруз-
ках и микротвердость).
К испытаниям на макротвердость относятся способы определения твердости
по Бринеллю, Роквеллу и Виккерсу
Для испытаний материалов с низкой твердостью и для измерения твер-
дости мелких деталей и тонких слоев применяются методы измерения твердости
при малых нагрузках, например метод Супер-Роквелла (ГОСТ 22975—78).
Микротвердость замеряют вдавливанием алмазных наконечников при мини-
мальных нагрузках (до 5 Н), обработка данных производится по методу Вик-
керса (ГОСТ 9450—76).
В последние годы все большее распространение получают способы измере-
ния динамической твердости металлов, которые используют либо упругодина-
мический метод Шора (ГОСТ 23273—78), либо пластико-динамический метод
(ГОСТ 18661—77).
Технологические испытания (пробы) применяют для определения деформа-
ционной способности материалов при различных схемах нагружения и темпера-
турах (холодные и горячие технологические испытания).
К основным технологическим испытаниям листовых материалов относятся:
испытания на двойной кровельный замок (ГОСТ 13814—68), на выдавливание
(ГОСТ 10510—74), на перегиб (ГОСТ 13813—68), на изгиб (ГОСТ 14019—68).
Трубы испытываются на изгиб (ГОСТ 3728—78), на сплющивание (ГОСТ
8695—75), на раздачу (ГОСТ 8694—75), на раздачу кольца конусом (ГОСТ
11706—78), внутренним гидростатическим давлением (ГОСТ 3845—75).
Проволоку испытывают на скручивание (ГОСТ 1545—63), на перегиб
(ГОСТ 1579—69), на растяжение (ГОСТ 10446—63) и на навивание (ГОСТ
Ю447—63).
К прочим видам технологических испытаний относятся испытания на срез,
на смятие, на расплющивание, на гиб с перегибом, на прокатку клиновых об-
39
разцов, на прошиваемость, на расковку и осадку, на раздачу отверстии и т. д
Машины для кратковременных механических испытаний подразделяют на три
группы в зависимости от скорости приложения нагрузки: 1) машины для ста-
тических испытаний (е= 10-6-Н10—4 с-1); 2) машины для испытаний при уме-
ренных и динамических скоростях (е= 10~2н-102 с-1); 3) машины и установки
для высокоскоростных испытаний (е=102-М04 с-1 и более).
По назначению различают машины и установки для испытаний на растя-
жение (разрывные машины); на сжатие и изгиб (испытательные прессы); на
растяжение, сжатие и изгиб (универсальные машины); на ударную вязкость;
на статическую и динамическую твердость, на кручение и скручивание; на тех-
нологические и специальные виды испытаний.
По характеру нагружения испытательные машины могут быть: со ступенча-
тым или плавным регулированием скорости деформирования, по закону посто-
янной скорости деформирования или постоянной скорости деформации; со слож-
ным законом нагружения по различным задаваемым программам.
По характеру привода испытательные машины бывают механические, гид-
равлические, пневматические, на энергии взрывчатых веществ, электроимпульс-
ного разряда, энергии пружин и других ускорителей, а также потенциальной
энергии маховика, маятника или бойка.
Силоизмерительные устройства испытательных машин бывают рычажно-
маятниковыми, пружинными, манометрическими, тензометрическими и элект-
ронными.
К группе «статических» испытательных машин относятся все серийные раз-
рывные и универсальные машины, а также испытательные прессы.
Существенный недостаток большинства серийных испытательных машин —
ограниченность скоростного диапазона и отсутствие нагревательных печей для
высокотемпературных испытаний.
Последние модели отечественных разрывных испытательных машин
(УМЭ-10ТМ, 1231У-10, 1958У-10-Г, 1246Р-2/2500) оснащены нагревательными
печами и электронными силоизмерительными устройствами с большим масшта-
бом записи кривых нагрузки.
Высокоскоростные механические испытания проводят на серийных испыта-
тельных машинах типа вертикальных копров «Impac» (MTS) гидродинамиче-
ских машинах типа «Гидропульс» («Schenck») и ротационных копрах, а также
на различных самодельных установках типа пневматических, пневмогидравли-
ческих и пневмопороховых копров.
При высокоскоростных испытаниях используются обычные методы испыта-
ний на растяжение, сжатие, сдвиг и кручение, а также специальные виды испы-
таний: метод разрезного стержня Гопкинсона и метод динамической раздачи
тонких колец. Преимуществами последних методов являются: снижение влияния
упругопластических волн, и более высокая однородность деформации по длине
и сечению образца.
На рис. 14 приведена схема приспособления для высокоскоростных испыта-
ний методом раздачи тонких колец [115—116]. Сопротивление деформации ис-
пытываемого материала по этому методу определяется через окружное на-
пряжение:
_	(*021-О /0 ~б	(лсл
° Р 2 (Л, - J?2) I R'	(45)
где р — плотность материала образца; 7?oi и R\—соответственно начальный и
текущий наружный радиус кольцевого образца; /?02 и R2 — соответственно на-
чальный и текущий внутренний радиус образца; /0 и / — начальная и текущая
высота кольца; R = -1- (R} + R2) —средний радиус кольца.
При проведении высокоскоростных испытаний воздействие импульсной на-
грузки создает в образце не только неоднородное напряженное состояние, но
и неоднородные температурные поля и упругопластические волны нагрузки-
разгрузки.
40
Поэтому, например, при скорости деформирования 50 м/с и выше резко
изменяется форма испытанного на сжатие образца Боковая поверхность при-
обретает уже не бочкообразную форму, как при низких и умеренных скорос-
тях, а вогнутую, так как у торцов образца течение металла проходит более
интенсивно, чем в центральной части [118]
Еще более сложный характер нагружения характерен для высокоскорост-
ных испытаний на растяжение, поэтому существенное значение имеет правиль-
ный выбор формы образцов При высокоскоростных испытаниях применение
стандартных пропорциональных образцов неизбежно приводит к значительным
методическим погрешностям и деформация локализуется вблизи активного
захвата.
В работах Г. В. Степанова [119—121] дано обоснование методики выбора
размеров круглых и плоских образцов для высокоскоростных испытаний на
растяжение в зависимости от скорости нагружения Наиболее точная регист-
рация усилия растяжения обеспечивает-
ся использованием образца, изготовлен-
ного заодно с динамометрической частью,
длина которой определяется эффектом
упругопластической волны при испыта-
ниях
Значительную сложность представ-
ляет регистрация параметров высокоско-
ростных испытаний: усилия и деформа-
ции образца. Для измерения усилия при-
меняют тензо- или пъезоэлектрические
датчики, для измерения деформации —
фотодатчики, лазерные устройства или
бесконтактные стекловолокнистые дат-
чики
5	1
Рис 14 Схема испытаний по методу
динамической раздачи тонких колец
/ — образец; 2 — контейнер; 3 — плун-
жер; 4 — рабочая жидкость; 5 — мем-
бранный датчик
результатов, а также расширяет ин-
г наглядность полученных опытных
Автоматизация механических испы-
таний значительно увеличивает эффек-
тивность труда исследователей и про-
изводительность испытательных машин,
избавляет операторов от однообразной
работы, повышает точность, скорость об-
работки, достоверность и объективность
формативность эксперимента и улучша!
данных.
Если на первых этапах создания систем автоматизации научно-технических
экспериментов (САНТЭ) решались задачи лишь по автоматизированной обра-
ботке результатов экспериментов, то в настоящее время с помощью подобных
систем проводятся работы по управлению ходом эксперимента. При этом со-
бирают и обрабатывают данные в реальном масштабе времени; оператор может
легко менять программу испытаний и работать на машине в режиме активного
диалога, сконцентрировав свое внимание на эксперименте, а не на работе ис-
пытательной машины.
Особенно эффективно применение САНТЭ для сложных исследований мно-
гокомпонентных систем при программном нагружении по различным законам
развития деформации (напряжения) во времени, когда приходится обрабаты-
вать большой объем информации при каждом испытании.
Автоматизированная система испытательной машины для подобных испы-
таний состоит из двух частей: измерительной и управляющей и включает
в себя различные комбинации следующих устройств и приборов: 1) датчики на-
грузок и деформаций, 2) измерительные приборы, преобразователи и анализа-
торы данных; 3) блоки программного управления; 4) миникомпьютер с запо-
минающими устройствами; 5) терминал с графическим дисплеем; 6) графопо-
строитель и цифровой процессор.
На рис. 15 дан пример схемы автоматизированной системы для испытаний
материалов на растяжение в условиях статического и динамического нагру-
жения.
41
С помощью подобных схем возможно управление ходом проведения экспе-
римента как по заранее подготовленной программе, так и с внесением измене-
ний в программу испытаний в зависимости от результатов первых этапов экс-
перимента При этом испытания могут проводиться с локальным контролем любой
расчетной переменной (истинная деформация, коэффициент упрочнения и т. д.)
Примером эффективного применения подобной системы можно назвать
поиск оптимальных температурно-скоростных условий деформации материала
в сверхпластичном состоянии, когда активный поиск оптимума в ходе экспери-
мента позволяет существенно сократить время и объем исследования.
Внедрение САНТЭ успешно проводится в условиях статического нагруже-
ния, нагружения по сложным законам, при циклическом нагружении, испыта-
ниях на релаксацию напряжений, на ударную вязкость и т. д. [128—139].
Перспективно использование САНТЭ для автоматизации пластометрических
исследований, особенно при моделировании дробного характера нагружения [1501.
Рис 15 Блок-схема автоматизированной системы испытаний механических
СВОЙСТВ'
/ — гидравлический насос, 2 — следящий клапан, 3 — испытательная машина; 4 —
датчик усилия; 5—датчик деформации; 6 — датчик хода активного захвата; 7 —
селектор выбора; 8 — сервоконтроль, 9 — контроль работы насоса; /0 — преоб-
разователь, // — устройство для записи параметров, /2 —дисплей, 13 — устрой-
ство ввода; 14 — процессор; /5 — устройство вывода, 16 — печатающее устройство,
17 — графопостроитель
Для автоматизации массовых стандартных механических испытаний, широко
проводимых в лабораторных условиях и заводской практике, разрабатываются
специализированные испытательные машины с автоматическим изготовлением и
замером образцов, их загрузкой и удалением разрушенных образцов из рабо-
чей зоны машины с обработкой результатов испытаний на ЭВМ.
В полностью автоматизированную систему стандартных механических ис-
пытаний входят следующие основные устройства и оборудование: 1) блок за-
грузки образцов и подающий конвейер; 2) устройство автоматического изме-
рения размеров образцов, 3) блок подачи образца к испытательной машине;
4) испытательная машина, оснащенная датчиком усилия, деформации и контроля
размеров образцов; 5) интерфейс, процессор и компьютер, 6) пульт управле-
ния со считывающим устройством, дисплей и печатающее устройство.
Управление работой нескольких однотипных машин проводится с помощью
одной ЭВМ по стандартным программам испытаний и обработкой полученных
данных с использованием статистических методов.
Примером подобной установки является машина для испытаний на растя-
жение типа ЭЦ-40-ЦНЦ, разработанная специалистами ГДР. Внешний вид дан-
ной машины со стороны блока загрузки образцов приведен на рис. 16.
При проведении кратковременных высокотемпературных испытаний повы-
шение производительности испытательных машин достигается также за счет
одновременного нагрева серии образцов в различного типа зарядных устройст-
42
вах и ускорение нагрева образцов с помощью применения отражательно-фоку-
сирующих печей [135].
Первой стандартной отечественной автоматизированной испытательной уста-
новкой является комплекс 1958-АК (разработка НИКИМП).
В состав испытательного комплекса входят: 1) испытательная машина
1958У-Ю-1; 2) управляющее вычислительное устройство «Электроника ДЗ-28»;
3) блок аппаратурного интерфейса, 4) программное обеспечение.
Рис 16 Внешний вид автоматизированной разрывной
машины ЭЦ 40 ЦНЦ для стандартных механических
испытаний металлических материалов
Программное нагружение при испытаниях осуществляется с магнитной ленты
через субблоки управляющих каналов интерфейса, выдача результатов испы-
таний (опц; <Эуп; сго,2. ов, 6) проводится после автоматизированной обработки
с помощью печатающего устройства
В НИКИМП разработана также информационная вычислительная система
1839 АДН-1000 для автоматизированного сбора и обработки опытных данных
от нескольких вычислительных машин типа 1231У-10 или 2007Р-0,5
2.	КОНСТРУКЦИИ КУЛАЧКОВЫХ
И ТОРСИОННЫХ ПЛАСТОМЕТРОВ
В 50-х годах перед учеными и инженерами в области обработки металлов дав-
лением все более важной становилась задача получения надежных данных по
сопротивлению деформации и пластичности металлов и сплавов с целью опти-
мизации технологических процессов, расчета оборудования и освоения новых
материалов.
Стандартные испытательные машины не позволяли воспроизводить скорост-
ной диапазон в пределах 10-1—102 с~‘, а различные испытательные установки
были несовершенны и не удовлетворяли предъявляемым к ним требованиям по
надежности результатов исследований и универсальности их использования.
43
Решением данной проблемы явилось создание принципиально новых испы-
тательных машин типа кулачковых и торсионных пластометров
Первой испытательной машиной типа кулачкового пластометра явилась ус-
тановка, созданная в начале 50-х годов по проекту Орована и Лоза [140].
Активным элементом установки являлся рабочий кулачок с логарифмическим
контуром образующей, один оборот которого придавал образцу деформацию
до 50 %. На данном пластометре были проведены исследования ряда сталей,
цветных металлов и сплавов [247, 248].
Первой отечественной установкой типа кулачкового пластометра является
пластометр, подробно описанный в работе В. И. Зюзина, М. Я. Бровмана и
А. Ф. Мельникова [12], а затем использованный в ряде других работ [12, 15,
249]. Конструкция пластометра позволила проводить испытания как на сжатие,
так и на растяжение по закону нагружения, соответствующего горячей про-
катке.
Интересная конструкция универсального пластометра была создана
Г. Г. Тюленевым и Л В. Андреюком
[141]. На данном пластометре исследо-
вана большая группа (более 150 марок)
сталей различного состава [157, 206].
Пластометр [42] был изготовлен
в двух экземплярах, один из которых
установлен в НИИТяжмаше (г Сверд-
ловск), а другой — в МИСиСе
В данной машине (рис. 17) исполь-
зована гидравлическая схема передачи
усилия от рабочего кулачка 4 через
ролик 3 и плунжер 2 на шток исполни-
тельного механизма /. Испытания на
сжатие проводятся в нижней части ра-
бочей клети в массивном контейнере,
на растяжение— в высокотемпературной
печи, смонтированной между колоннами
в верхней части рабочей клети. Регу-
лирование скорости деформации проводится за счет изменения скорости вра-
щения двигателя постоянного тока и смены передаточного отношения редуктора.
С 1967 г в МИСиСе на данном пластометре проведен большой объем ис-
следований реологических свойств сталей, цветных металлов и сплавов (более
250 марок). Установка показала высокую эксплуатационную надежность при
испытаниях.
Для испытаний тугоплавких металлов в условиях горячей деформации
пластометр был оснащен вакуумной камерой [276—277]. Камера (рис 18), сос-
тоящая из водоохлаждаемого корпуса 1 и загрузочного устройства 3, основа-
нием крепится на штоке нажимного механизма пластометра 2; рабочий плун-
жер камеры жестко связан со штоком пластометра 12, от которого передает
усилие через бойки (//) на испытываемый образец 10.
Загрузочное устройство 3 снабжено смотровым окном 4, питателем бара-
банного типа 5 и клещевым захватом 6 на штоке 7.
В камере установлена высокотемпературная нагревательная печь сопротив
ления с нагревателями из вольфрамовой ленты 8, закрытая экранами 9 для
защиты вакуумных уплотнений от прямого излучения.
На пластометре установлена также высокотемпературная вакуумная ка-
мера для проведения структурных исследований при динамическом растяжении.
Самым мощным пластометром1 в СССР является установка Д. И. Суя-
рова, В. И. Шилова, Р. В. Леля [143], установленная в институте металлургии
УФ АН СССР (г. Свердловск). На данной машине в основном проведены ра-
боты по изучению разупрочнения металла в паузах между нагружениями при
дробной деформации [18, 85].
Две конструкции кулачковых пластометров созданы в Челябинском поли-
техническом институте (авторы А. П. Смолин, В. Н. Выдрин, В. И. Крайнов
1 Усилие до 1500 кН.
44
Рис. 18. Схема вакуумной камеры для испытаний на пластометре тугоплавких ме-
таллов и сплавов
Рис 19 Схема исполнительного устройства
пластометра ЧПИ-2
Рис 20. Схема кулачкового
пластометра для плоского
сжатия
45
и др.) Особенно интересна конструкция пластометра ЧПИ-2 [144], на котором
возможно последовательное дробное деформирование образцов в автоматиче-
ском режиме (рис. 19).
Рабочие кулачки пластометра /, шарнирно закрепленные на барабане 2,
приводятся в рабочее положение с помощью диска 3. Диск расположен соосно
Рис 21 Схема универсального кулачкового пластометра
А — блок испытаний на сжатие, Б — гидравлический преобразователь; В —
привод установки, Г — блок испытаний на кручение; 1 — двигатель, 2 — махо-
вик; 3 — ленточный тормоз; 4 — регулировочный насос; 5 — контейнер; 6 —
образец, 7 —месдоза; 8 — гидроцилиндр; 9 — клиновое устройство, 10— рабо-
чий барабан; // — ролик, 12— рабочий плунжер; 13 — профилированный ку-
лачок; 14—захваты для испытаний на кручение
внутри барабана и вращается в одном с ним направлении, но с несколько иной
угловой скоростью.
На диске установлены управляющие элементы — ролики 4, которые в за-
данный момент догоняют рабочие кулачки и, обкатываясь по участку аб, при-
водят кулачки в рабочее положение. >
46
Ролики смещены один относительно другого по окружности диска и нахо-
дятся в параллельных плоскостях вращения. При этом каждый управляющий
ролик взаимодействует только с тем рабочим кулачком, который расположен
в его плоскости (см. разрез Б—Б рис. 19).
Пластометр снабжен также закалочным устройством с автоматическим сбра-
сыванием испытанного образца в охлаждающую среду с заданной последефор-
мационной паузой.
Ряд других конструкций кулачковых пластометров описан в работах[18, 20].
В ряде кулачковых пластометров использована схема плоского сжатия,
с помощью которой достигается значительная суммарная деформация (е до 3,0
и более) и проще всего моделируются процессы дробного нагружения.
На рис. 20 приведена схема пластометра Бейли и Сингер, использованного
при испытаниях на плоское сжатие алюминиевых сплавов [145].
Подвижный ползун 4 приводится в движение от рабочего барабана про-
филированным кулачком 6 через ролик 5. Плоский образец 1 сжимается между
бойками 2, 3. Усилие замеряется с помощью месдозы 8, перемещение — ходо-
графом 7.
Одной из последних конструкций кулачкового пластометра является уста-
новка, разработанная в ЧССР (г. Добра). Пластометр имеет автоматическое
управление от программатора нагружения и может быть использован для испы-
таний на сжатие, растяжение и кручение (рис. 21).
Пластометр состоит из четырех блоков: устройство для испытаний на сжа-
тие А; гидравлический преобразователь В. гидропривод В; устройство для ис-
пытаний на кручение Г.
Гидравлический преобразователь давления обеспечивает с помощью серво-
клапанов быстрый пуск, остановку или реверс рабочего барабана. Насос гид-
равлического преобразователя давления служит для регулирования угловой
скорости вращения диска в широком диапазоне скоростей деформации
(до 300 с-1).
Программа дробного нагружения осуществляется с помощью быстрого тор-
можения и пуска диска, длительность паузы задается специальным электрон-
ным устройством.
На базе кулачкового пластометра в работе [133] создана автоматизирован-
ная система пластометрических исследований.
Система выполняет задачи управления ходом испытаний, сбора и обработки
информации и включает в себя следующие приборы: быстродействующий маг-
нитограф с накопителем информации, терминал и компьютер, телетайпный само-
писец и двухкоординатный графопостроитель.
Для испытаний на горячее кручение используются самые разнообразные,
в основном самодельные, установки К серийным торсионным пластометрам
относятся модель НРиА (ПНР), модели системы «Setaram» и ТС-01.
Подобные установки позволяют воспроизводить однократное и дробное на-
гружение по различным программам испытаний в широких температурно-ско-
ростных условиях деформации.
На пластометрах «Setaram» и ТС-01 возможно моделирование различных
температурных режимов в процессе нагружения, а также закалка образцов
с целью фиксации структуры. На рис. 22 приведен внешний вид пластометра
системы «Setaram».
В институте черной металлургии им. М. Планка (г. Дюссельдорф, ФРГ)
разработана автоматизированная лабораторная установка, позволяющая моде-
лировать различные режимы горячей прокатки при однократном и дробном
нагружении в условиях плоской деформации [150].
Установка создана на основе сервогидравлической динамической испыта-
тельной машины типа «Гидропульс», управляемой от ЭВМ. Испытания на уста-
новке проводятся методом плоского сжатия при скоростях деформации дс
400 с-1 и числом циклов нагружения до 40 с минимальной длительностью
паузы 0,05 с.
В управляющую ЭВМ задается программа испытаний, регулирование тем-
пературы образца проводится с помощью индуктора X и охлаждающей ка-
меры VI (рис. 23).
47
Рис 23 Схема установки для моделирования процесса горячей деформации-
/—программа обжатий (до 40 проходов), // — ЭВМ по подготовке данных, не
включенная в технологический процесс; /// — программа управления, IV— уп-
равляющая ЭВМ, включенная в технологический процесс, V — пневматический
манипулятор; VI — камера охлаждения, VII — неподвижный верхний инструмент;
VIII — подача защитного газа; IX — образец (280x100x200 мм), X — нагреватель;
Я/ —установка индукционного нагрева; XII — сервоклапаны 1—4, XIII — рабо
чий цилиндр; XIV — измеритель; XV — линия регулирования, XVI — линия конт-
роля, XVII — блок корректировки программы, XVIII — измеритель усилия; XIX —
измеритель температуры, XX—линия сбора данных для ЭВМ, XXI — система
обработки данных; PID — пропорционально-интегрально-дифференциальный регу-
лятор, PD — пропорциональный регулятор с воздействием по производной
48
Из опыта эксплуатации кулачковых и торсионных пластометров и задач,
которые стоят в области изучения реологических свойств металлов и сплавов
для процессов ОМД, можно определить требования, которым должны удовлет-
ворять современные установки подобного типа: 1) широкий регулируемый
скоростной диапазон испытаний в пределах 0,01—500 с-1; 2) возможность полу-
чения больших степеней деформации (испытания на плоскую осадку, круче-
ние); 3) возможность воспроизведения самых различных, заранее программиру-
емых и управляемых с помощью ЭВМ законов нагружения как за один цикл
испытаний, так и при дробном деформировании, 4) возможность записи кри-
вых релаксации в паузах между нагружениями с длительностью пауз от
0,05 до 102 с; 5) фиксация структуры металла с помощью резкой закалки об-
разца в любой точке кривой течения; 6) оснащение установок высокотемпера-
турными печами для нагрева образцов до 1250 °C в обычной среде и в вакууме
или среде инертного газа до 2000—2200 °C; 7) возможность воспроизведения
при испытаниях, особенно дробных, различных законов изменения темпера-
туры металла, фиксация температуры образца с помощью быстродействующих
пирометров, 8) возможность проведения испытаний не только при одноосных
схемах напряженного состояния, но и в условиях сложнонапряженного состоя-
ния, особенно при исследовании предельной пластичности; 9) обеспечение вы-
соких требований по жесткости машин, по техническим характеристикам
измерительной и регистрирующей аппаратуры, возможность стыковки с ЭВМ
(УВМ) для автоматизированной обработки данных и управления экспериментом.
3.	СРАВНЕНИЕ И ВЫБОР ВИДА ИСПЫТАНИИ
ПРИ ПЛАСТОМЕТРИЧЕСКИХ ИССЛЕДОВАНИЯХ
В настоящее время нет единого мнения о справедливости гипотезы существо-
вания обобщенной кривой течения различных материалов, не зависящей от
вида напряженного состояния. Гипотеза «единой» кривой впервые была выдви-
нута Людвиком еще в начале этого века Многие исследователи убеждались
в ее справедливости, другие доказывали ее неточность
В последние годы результаты многих экспериментальных исследований под-
тверждают, что разным видам механических испытаний соответствуют различ-
ные по уровню и по характеру кривые течения [182—186] Вид испытаний ока-
зывает различное влияние и на изменение плотности дислокаций в испытывае-
мом металле
Особенно заметна разница в кривых течения у металлов с гексагональной
кристаллической решеткой и у сплавов с неравномерной гетерогенной струк-
турой, а также при значительной анизотропии структуры и свойств в разных
направлениях. Так, при испытаниях прокатанного или волоченого металла
прочностные характеристики на растяжение выше, чем при испытаниях на кру-
чение
Можно перечислить ряд факторов, которые в той или иной степени могут
влиять на результаты пластометрических исследований, проведенных по раз-
личным методам испытаний: 1) тип кристаллической решетки металла, анизо-
тропия свойств и состояние поставки образцов; 2) эффект динамики нагруже-
ния и жесткости испытательной машины (особенно при растяжении); 3) роль
гидростатического давления и масштабного фактора при различных видах ис-
пытаний, 4) роль теплового эффекта пластической деформации и температур-
ного градиента по длине и сечению образца, 5) способ крепления образца и
контактные условия при испытаниях.
Еще в работах С. И. Губкина отмечалось снижение величины сопротивле-
ния деформации при сжатии с увеличением масштабного фактора, т. е. чем
больше размер образца, тем меньше влияние гидростатического давления.
условиях высокоскоростного нагружения большую роль играют динами-
ческий и тепловой эффект пластической деформации. Поэтому, если в условиях
статического нагружения кривые текучести какого-либо материала при испыта-
ниях на сжатие и растяжение могут быть близки, то при динамическом нагру-
жении такого совпадения скорее всего не будет.
4 Заказ № 122	49
Считалось, что тепловой эффект при динамическом нагружении наиболее
значим при испытаниях на сжатие, однако последние экспериментальные ра-
боты показали, что при кручении и растяжении тепловой эффект значим и су-
щественно влияет на характер кривых текучести [192, 193].
При выборе вида испытаний (сжатия, растяжения, кручения) нельзя одно-
значно отдать предпочтение какому-либо одному методу испытаний, так как
каждый из них имеет свои преимущества и недостатки. Выбор вида испыта-
ний в большой степени определяется теми задачами, которые ставит перед со-
бой исследователь, готовя пластометрические испытания.
Так, если исследователь ставит своей целью проведение исследований по
дробному нагружению (многоклетьевая или реверсивная прокатка, штамповка),
предпочтение следует отдать методу испытания на кручение или на плоское
сжатие. Эти методы лучше других применять и при моделировании таких про-
цессов, как прессование, ковка, т. е. когда значительны истинные деформации.
При испытаниях на кручение наиболее просто воспроизводить условие посто-
янства скорости деформации, так как рабочая база образца в процессе испы-
таний не изменяется. Другие виды испытаний (сжатие, плоское сжатие, растя-
жение) требуют использования кулачков соответствующей профилировки.
Метод осадки цилиндрических и плоских образцов наиболее универсален
по сходности схем деформации с различными процессами ОМД, хорошо харак-
теризует склонность металла к образованию трещин на кромке.
В то же время испытание на одноосное растяжение остается наиболее ме-
тодически простым методом пластометрического исследования сопротивления
деформации металлов и наиболее чувствительной оценкой склонности материа-
лов к разрыву. С помощью пластометрических испытаний на растяжение до-
статочно точно можно определить оптимальные температурно-скоростные ус-
ловия деформации труднодеформируемых металлов и сплавов
Учитывая все это пластометрические исследования металлов и сплавов
лучше проводить на универсальных установках, позволяющих проводить испы-
тания на сжатие и растяжение. При этом желательно располагать торсионным
пластометром с достаточно широким скоростным диапазоном испытаний.
Испытание на растяжение. Это — наиболее простой метод пластометриче-
ских испытаний. В области равномерного удлинения указанный метод позво-
ляет легко получить кривые текучести, так как при одноосном напряженном
состоянии главное напряжение равно сопротивлению деформации:
(46|
г i	г о1 о
где Pi — текущая нагрузка, соответствующая абсолютному удлинению AZ; Fi —
площадь поперечного сечения образца, соответствующая абсолютному удлине-
нию А/;
Л—Fo/tl 4- (AZ/Zo)] = Fo/(l +5).
Здесь 5 — относительное удлинение, тогда
о — PilFо (1 -|- 5) == Оусд (1 -|- б).	(47)
В данном случае оуСл — условное напряжение.
При оценке пластичности методом растяжения используют такие условные
характеристики, как полное относительное сужение и удлинение (ф, 6, %), рав-
номерное и сосредоточенное относительное сужение и удлинение, а также пре-
дельная степень деформации Ар.
Для пластичных материалов равномерное удлинение часто достигает значе-
ний 40—50 % без заметного шейкообразования. Для малопластичных материа-
лов равномерное удлинение при растяжении даже при горячей деформации не
превышает 15—20 %, еще ниже эта величина для испытаний большинства ме-
таллов и сплавов при комнатной температуре.
К ^моменту образования шейки процесс одноосного растяжения становится
неустойчивым и деформация локализуется в малом объеме.
50
Явление шейкообразования при растяжении исследовалось в работах Коин-
сидера еще в конце того века, затем этот вопрос освещался в классических
работах Зибеля, Надаи и Мэнджойна, Н. Н. Давиденкова, Н. И. Спиридоновой
и Бриджмена.
Для случая растяжения цилиндрического образца в изотермических усло-
виях можно записать видоизмененное уравнение Надаи:
dP 1 / до да . до ,,\ .	1 / dF \	.
—=г- =—	de 4-^^ de 4-—— dt\ + -pr- —de,	(48)
Р о \ де ~ де dt	F \ де ’	' '
где F — поперечное сечение образца; Р — усилие растяжения; е — степень де-
формации; е — скорость деформации, t — время.
В момент, когда на образце образуется шейка, величина Р достигает мак-
симального значения и условие устойчивости равномерной деформации при
растяжении образца из вязкопластичного упрочняющегося материала при усло-
вии dP/de^O принимает вид:
(49)
т. е. деформация будет устойчива, если деформационное и скоростное упроч-
нение испытываемого материала по своему влиянию будут не менее значимы,
чем влияние сужения образца в месте появления шейки и динамического разуп-
рочнения материала в процессе испытаний.
Критерии неустойчивости при растяжении впервые были получены при-
мерно в одно время в работах Харта и Россара [160, 161].
В работе Россара теоретически и экспериментально доказано, что устойчи-
вость течения металла при испытаниях на растяжение зависит не только от
прочностных свойств испытываемого материала, температуры и скорости дефор-
мации, но также от «истории нагружения», т. е. закона развития деформации
(скорости деформации) во времени. В частности, автор отмечал благоприятное
влияние на пластичность дробной деформации при испытаниях на растяжение.
Харт свои выводы основывал на модели растяжения образцов, содержа-
щих мельчайшие геометрические дефекты, которые приводят к потере устойчи-
вости течения материала образца. В последующих работах при анализе неустой-
чивости течения методом растяжения авторы проводили учет геометрического
размера первоначального дефекта, истории нагружения, скорости нагружения,
механических и металлургических дефектов в теле рабочей части образца
[162—165].
Критерии неустойчивости течения при растяжении образцов, предложенные
в работах различных авторов, не противоречат друг другу, так как относятся
к разным стадиям шейкообразования. В качестве переменной авторами прини-
малась либо скорость деформации, либо площадь поперечного сечения образца.
Сопротивление деформации в минимальном сечении шейки испытываемого
образца обычно рассчитывается по приближенной формуле Н. Н. Давиденкова
и Н. И. Спиридоновой:
а = оср/[1 + (d/4/?)]	(50)
где Оср — среднее осевое напряжение, d — диаметр наименьшего поперечного
сечения образца по шейке; R— радиус кривизны на контуре шейки
Для больших пластических деформаций, когда велико шейкообразование,
для определения сопротивления деформации лучше использовать формулу
Бриджмена:
4*
51
Бриджмен также решил задачу образования шейки в плоском образце, KOj
торый подвергается линейному растяжению: о=С/Оср где С — поправочный
коэффициент;
с'={('+ -7Г-)2 1п[>
где а— минимальная ширина образца в шейке.
При этом предполагалось, что образец достаточно длинный и захваты ис-
пытательной машины не влияют на уменьшение ширины рабочей части образца.
Существенным недостатком динамических испытаний на растяжение яв-
ляется то, что скорость деформации в процессе испытаний по длине образца
не остается постоянной даже в области равномерной деформации.
Характер распределения скорости деформации по длине образца зависит
от скорости перемещения захватов, длины образца и соотношения жесткости
материала образца и жесткости испытательной машины.
Испытание на сжатие. Основными достоинствами этого метода является
возможность получения сравнительно больших степеней деформации и сход-
ность схемы деформации с основными процессами ОМД (ковкой, прокаткой,
прессованием).
При пластометрических испытаниях широко используется два вида испы-
таний на сжатие: испытание цилиндрических и плоских образцов.
В обоих случаях удельная нагрузка при испытаниях не точно характери-
зует истинное сопротивление деформации испытываемого металла. Искажение
вносят контактные силы трения, которые завышают (обычно не менее 10—
15%) усилие сжатия и создают неоднородность напряженно-деформированного
состояния металла.
Испытания на плоское сжатие более трудоемки, однако при плоском сжа-
тии снижается влияние контактных сил трения и достигаются значительные
деформации (е>3).
Впервые схема плоского сжатия была предложена в работе Надаи, для
механических испытаний эта схема была применена Орованом, Уатсом и Фор-
дом, а теоретический анализ этого метода был сделан в работах Хилла и Грина.
С целью снижения влияния уширения при плоском сжатии отношение ши-
рины образца к его толщине должно быть не менее 6, а отношение толщины
образца к ширине бойка примерно составляет ~1.
При испытаниях цилиндрических образцов отношение h/d должно быть
в пределах 1—2. Если отношение h]d<_\, велика неравномерность деформации
и значительно бочкообразование, при А/б/>2 теряется устойчивость образца.
В работах Бриджмена для получения диаграмм сжатия цилиндрических
образцов для е>1,0 использовали один и тот же образец, который после оче-
редного обжатия подвергали обточке для восстановления заданного отношения
диаметра к высоте.
В работе [146] использовалась методика ступенчатого осаживания цилинд-
рических образцов с нанесением смазки после каждого цикла испытания с целью
большего приближения к одноосному напряженному состоянию. Однако при
этом авторами не учитывалось статическое разупрочнение металла в паузах
между нагружениями.
Для снижения влияния контактных сил трения при испытаниях на сжатие
в ряде работ использовалась методика осадки цилиндрических образцов в ко-
нусных бойках, наклон которых подбирали таким образом, чтобы цилиндриче-
ская форма образца в процессе сжатия сохранялась.
Создание условий однородной деформации в этом случае все же затруд-
нительно, так как конус бойков при сжатии образца должен изменяться.
В работе [170] описана методика испытаний на сжатие цилиндрических об-
разцов, состоящих из центральной рабочей части и двух опорных массивных
конических частей При сжатии таких образцов контактные силы трения мини-
мальны даже при больших деформациях (е< 1,5).
52
Однако для массовых испытаний ла сжатие подобный метод все же мало
пригоден, так как требует, например, для образцов с диаметром рабочей части
5—6 мм заготовки диаметром 35—40 мм.
При определении истинного значения сопротивления деформации методом
осадки цилиндрических образцов применяют следующие формулы:
С. И Губкина, Е. Зибеля
п=__________Я_______.
1 + [7зН (dlh\\ ’
А. Ф. Головина
0,315pirf//i +V1 + (0,315цб///г)2 ’
Е. П. Унксова	}	(52)
_______________Р___________.
Л>«ё(1 +O,17doMo*‘’5e) ’
К. Рейшетера
____________________Р________________
Р (1	rmax । И d\ h \
?max\ 4р ' 3 h )
где d0, h0 — начальные диаметр и высота образца; d, Л — текущие диаметр и
высота; q — среднее давление; Р — текущее усилие сжатия; Fo— начальное по-
перечное сечение образца; /’max — максимальное поперечное сечение в месте
выпучивания; rmax— радиус максимального поперечного сечения; р — радиус
кривизны «бочки» образца, равный
/г2/[8 (Гтах - г)]
(здесь г — радиус контактной поверхности образца с бойками); ц — коэффи-
циент трения.
Первые формулы приемлемы для небольших деформаций по высоте об-
разца (до е = 0,64-0,8).
При больших обжатиях, если hfd<A и значительно бочкообразование, сле-
дует пользоваться формулой Рейшетера. Все приведенные выше формулы не
учитывают изменение коэффициента трения в процессе сжатия образца, хотя
экспериментально доказано, что от величины степени деформации при испыта-
ниях на сжатие с большими обжатиями может происходить частичное сцеп-
ление образца с инструментом и резкое возрастание значений коэффициента
трения. В этом случае для расчета сопротивления деформации можно исполь-
зовать приближенную формулу Липмана [166]:
о = <7/(1 + d[Qh},	(53)
в которой предполагается р = 0,5.
При высокоскоростном осаживании (иДеф>5 м/с) в контактных слоях об-
разцов происходит локализация деформации и их поверхность после испытаний
может получиться не выпуклой (бочкообразной), а вогнутой [118].
В ряде экспериментальных работ, проведенных на кулачковых пластомет-
рах [22, 26], был успешно использован метод осадки цилиндрических образцов
с торцевыми выточками, впервые предложенный М. В. Растегаевым. В работе
В. А. Кроха [168] показано, что удельное давление при осадке с выточками до
смятия бортиков отличается от величины сопротивления деформации не более
чем на 3 %. Это подтверждается отсутствием бочкообразования образцов, оса-
женных до е = 0,84-1,0.
В качестве смазки при испытаниях на сжатие используются масло, графит,
дисульфид молибдена, окись кадмия, прокладки из тефлона, полиэтилена,
53
свинца, цинка, алюминия и их сплавов. При наиболее высоких температурах
(свыше 700 °C) применяются стекла в виде порошка с различной температурой
плавления, а также соли и окисли металлов.
Испытание на кручение. При проведении пластометрических исследований
данный вид испытаний находит все более широкое применение, так как является
наилучшим методом исследования пластических свойств труднодеформируемых
и хрупких материалов в условиях горячей деформации.
Испытания на кручение для условий различных процессов ОМД проводят
как на стандартных испытательных машинах типа СМЭГ-10Т или системы
«Setaram», так и на торсионных пластометрах собственной конструкции [16,
20, 194].
При исследовании пластичности методом скручивания используются сплош-
ные образцы, для определения сопротивления деформации (напряжение сдвига)
применяются сплошные и трубчатые образцы.
Предельная степень деформации сдвига при кручении определяется через
число оборотов активного захвата до разрушения: уПреД =ndnll, где п — число
оборотов до разрушения; d, I — диаметр и длина образца.
Более точно величину уПреД можно найти через угол закручивания до раз-
рушения образца; Ynpen = tg срр, фр — угол наклона риски, предварительно на-
несенной на образец в месте его разрушения.
Использовать данный метод определения уПреД для горячей деформации все
же методически достаточно сложно.
Максимальное касательное напряжение в поверхностном слое сплошного
образца определяется по формуле Людвика:
(54)
где 0 — удельный угол закручивания в радианах, равный ф/Z; М — крутящий
момент.
Данная формула дает довольно точные результаты, однако требует прове-
дения графического дифференцирования функции М от 0, а это достаточно
сложно и трудоемко.
При пластометрических исследованиях, т. е. при высокотемпературных ди-
намических испытаниях, расчет величины ттах предпочтительней проводить по
формуле Филдса и Бекофена:
ттах = 4Л//ш/3 (3 + m + п),	(55)
где m и п — эмпирические коэффициенты, учитывающие влияние скорости и сте-
пени деформации и зависящие от свойств материала и температуры испытаний.
Существенным недостатком метода испытания на кручение сплошных об-
разцов является значительная неоднородность распределения деформаций, ско-
ростей деформации и напряжений по сечению испытываемого образца.
Величина момента кручения зависит от распределения сдвигового напряже-
ния и в неявном виде — от кривой течения о(е, е, Г), которую как раз и опре-
деляют при испытаниях. Кроме того, при скручивании образцов в них появ-
ляется продольное напряжение, которое в зависимости от материала, темпера-
туры испытаний и степени деформации может быть растягивающим или
сжимающим В работах Эльфмарка это явление связывается с кинетикой дина-
мической рекристаллизации металла при горячей деформации и изменение
знака осевого напряжения приблизительно совпадает с максимумом на кривых
о—е [20].
Недостатками метода испытаний на кручение являются также существен-
ное влияние способа крепления образца на результаты испытаний, высокие
требования, предъявляемые к образцам по соосности, и ограниченный верхний
скоростной диапазон (обычно не более 20—30 с-1).
Ограничение по скорости деформации данного вида испытаний связано
с конструктивными возможностями соединительных муфт торсионных пласто-
метров, передающих крутящий момент от двигателя и редуктора на активный
захват установки.
54
В ряде работ [60, 61, 203] при испытаниях на кручение применялись об-
разцы с уменьшенной длиной рабочей части (Z0=10 мм и менее); при этом
скорость деформации е достигала 100 с-1 и более.
На новых установках с сервогидравлическим приводом скорость деформа-
ции при испытаниях на кручение достигает значений 300 с-1 [152—154]. При
испытаниях на кручение кольцевых образцов по методу Гопкинсона [25] вели-
чина е может составлять более 103 с-1.
При испытаниях на кручение сплошных образцов лучше использовать ме-
тод Мура, заключающийся в испытаниях на кручение двух партий образцов
с различными диаметрами рабочей части (dj и d2). По этому методу касатель-
ное напряжение при кручении условной эквивалентной тонкостенной трубки
равно
12 (Мг-М2)
Тс°- ’
(56)
где Mi—М2 — разность крутящих моментов при испытаниях образцов диамет-
ром di и d2
В работе [175] предложена методика выбора оптимальной разности di — d2
с целью минимизации погрешности определения величины тСр.
При исследовании сопротивления деформации методом кручения широко
используются также трубчатые образцы, но при этом значительно снижается
устойчивость процесса.
Известны различные способы повышения устойчивости при испытаниях труб-
чатых образцов (наложение гидростатического давления, использование прижи-
мов и внутренних сердечников). Все эти способы трудоемки, вносят дополни-
тельные погрешности и для массовых испытаний мало пригодны
При сравнении результатов испытаний на кручение с данными других ме-
тодов (сжатие, растяжение) обычно используют следующие соотношения:
е = у/УЗ; e = y/V3; т = а/л/3;
Y = (prcp//; у = гсрл«//• 30 с-1.
(57)
4.	МЕТОДИКА ПЛАСТОМЕТРИЧЕСКИХ ИССЛЕДОВАНИЙ
Испытания на кулачковых и торсионных пластометрах широко проводятся
в СССР и за рубежом, однако до сих пор этот метод не стандартизирован, чем
объясняется противоречивость результатов исследований различных авторов.
При сравнении опытных данных по одним и тем же маркам различных ме-
таллов и особенно сплавов часто наблюдаются несоответствия как по пластиче-
ским характеристикам, так и по уровню и характеру кривых о—е.
Объясняется это многими причинами: видом испытаний, различным хими-
ческим составом и состоянием металла, местом вырезки и масштабом образ-
цов, жесткостью пластометрической установки, методикой нагрева образцов и
расшифровки осциллограмм и другими методическими особенностями данных
испытаний. Поэтому результаты пластометрических исследований обязательно
следует сопровождать описанием методики подготовки и проведения экспе-
римента, обработки и статистического анализа опытных данных.
Жесткость системы «машина—образец» особенно значимо влияет на ме-
ханизм нагружения при динамических высокотемпературных испытаниях. Уве-
личение податливости системы приводит к резкому повышению скорости нагру-
жения, а следовательно, к изменению характера кривых текучести и резуль-
татов испытаний по пластическим характеристикам.
При испытаниях деформация образца проходит в упругопластической об-
ласти, деформация машины — в упругой области. Поэтому в начальной стадии
растяжения скорость деформирования остается ниже заданной, а в последней
55
стадии испытаний пружина действует наоборот — скорость деформирования на-
растает:
^обр
"Ле*= "Т₽ Мобр+Ммаш ’	(58)
где г'деф—скорость деформирования, м/с; итр — скорость передвижения тра-
версы, м/с; Мобр — податливость образца, Ммаш— податливость машины
(М0бр = ^раб/£/?о; /раб — рабочая длина образца; Е — модуль упругости об-
разца; Fo — площадь сечения образца).
По требованиям ГОСТ 1497—73 и стандарта «Ст. СЭВ 471—77» при меха-
нических испытаниях должна рассчитываться действительная скорость нагру
жения образца:
d==^T"i--------!(59)
\ Е	ьраб /
где о — скорость нагружения данного образца; ег — задаваемая скорость от-
носительной деформации образца в период текучести металла; Л — податливость
системы «машина—образец»,
Н = ёт/ёуп;
еуп — скорость относительной деформации образца в упругой стадии испытания.
Значения параметра Н получают экспериментальным путем, а величину К
рассчитывают.
К стандарту «Ст. СЭВ 471—77» приложена номограмма для определения
скорости нагружения с учетом жесткости системы «машина—образец».
Жесткость (податливость) пластометрических установок должна учиты-
ваться не только при расчете скорости нагружения, но и при определении аб-
солютной деформации образца в процессе обработки осциллограмм испытаний.
При выборе вида испытаний справедливо считается, что жесткость кулач-
ковых пластометров для испытаний на сжатие выше в 2,0—3,0 раза, чем для
испытаний на растяжение (обычно 5Сж = 1504-250 кН/мм, 5раст = 504-100 кН/мм).
Однако следует помнить, что и усилия деформации на сжатие в несколько раз
больше, чем при испытаниях на растяжение.
Изготовление образцов для пластометрических исследований пока прово-
дится в целом в соответствии с требованиями стандартов для испытаний на
сжатие, растяжение и кручение. Очевидно, однако, что при динамическом на-
гружении (е=10 с-1 и более) следует учитывать влияние динамического ха-
рактера приложения нагрузки.
Кроме того, специфика каждого вида испытаний вносит дополнительные из-
менения в форму и размеры образцов. Так, при испытаниях на кручение труб-
чатых образцов по условиям устойчивости течения металла приходится значи-
тельно уменьшать отношение длины рабочей части образца к его диаметру,
а при испытаниях на сжатие на торцах образца нарезать винтовые канавки
или буртики для удержания смазки в процессе осадки.
При изготовлении образцов для испытаний на сжатие особое внимание сле-
дует обращать на параллельность торцов и перпендикулярность их к образую-
щей цилиндра. Для образцов на растяжение и кручение поверхность рабочей
части должна быть тщательно отшлифована во избежание возможных концент-
раторов, приводящих к потере устойчивости течения металла при испытаниях.
При подготовке образцов на кручение должны соблюдаться высокие требо-
вания по соосности крепежных частей образцов.
Серию образцов для любого вида испытаний необходимо изготавливать из
металла одной плавки, лучше из центральной части одного прутка или слитка.
Если металл склонен к естественному старению, непосредственно перед испы-
таниями необходимо провести полный или частичный отжиг.
56
При представлении результатов пластометрических исследований необхо-
димо указывать следующие сведения по испытанным образцам: марку и точ-
ный химический состав сплава, историю предшествующей обработки (способ
литья, кристаллизацию, режим деформации и термообработки), место и направ-
ление вырезки образцов; размер образцов (длину и диаметр рабочей части);
данные по образцам (торцевые выточки, профиль концентратора напряжений
и т. д) и результатам испытаний (нет разрыва, разрыв у активного захвата,
скол или эллипсность образца при сжатии и т. д.).
Термомеханические условия пластометрических испытаний включают в себя
температуру, степень и скорость деформации, а также закон развития дефор-
мации во времени (закон нагружения).
Величина степени деформации может выражаться в процентах или долях
единицы, но чаще всего при обработке данных пластометрических испытаний ис-
пользуют суммарную относительную или истинную (логарифмическую) дефор-
мацию:
h
ё = ( -^—= In -£-=ln (1 + г) =2,303 lg (1 +е),
J h
h0
где h0 и h — начальная и текущая высота деформируемого тела; е — относи-
тельная деформация, в долях единицы.
Истинные деформации обладают свойством аддитивности, т. е. можно скла-
дывать при определении суммарной деформации, например при дробном дефор-
мировании. Если относительная деформация е меньше 0,1, то можно прибли-
женно принимать е = е. При больших деформациях величина е всегда больше
относительной деформации.
Результаты испытаний по кривым текучести в координатах о—е удобнее
сравнивать и использовать для расчета различных процессов обработки дав-
лением.
Скорость деформирования представляет собой линейную скорость обжатия,
т е. скорость перемещения инструмента в направлении деформации: v^^=dhldt.
Для условий пластометрических испытаний металлов скоростью деформи-
рования является скорость перемещения (вращения) активного захвата (м/мин,
м/с, об/с).
Скоростью деформации называют производную относительной деформации
во времени:
ё = dz/dt — dh)dt • l//z= идеф//г.
Так как в процессе испытаний на сжатие или растяжение высота (длина)
образца изменяется, то при условии идеф = соп51 определяют среднюю за про-
цесс испытаний скорость деформации, с-1:
ёср = ё/^ = (In hllUi)11.
Скоростной диапазон кулачковых пластометров составляет обычно IO-1—
102 с-1, торсионных 10-3—101 с-1, хотя в литературе есть сведения о специаль-
ных установках на кручение с верхним скоростным пределом 200 с-1 и бо
лее [152—154].
Скоростной диапазон пластометров можно расширить за счет изменения
длины (высоты) рабочей части образцов. В работе [223] для получения на плас-
тометре низких скоростей (е<10—4 с-1) вместо кулачка использовано устрой-
ство с наматывающейся на рабочий барабан металлической лентой.
Чаще всего пластометрические исследования проводят при условии e = const
т. е. когда профиль кулачка (испытания на сжатие и растяжение) отвечает ло-
гарифмическому закону [17]:
Ао	( &	\
(60)
57
где h0 — начальная высота образца, ДА — абсолютная деформация образца по
высоте; иОкр— линейная окружная скорость барабана; х — переменная длина
рабочей части кулачка.
На рис 24 дано сравнение контуров образующих кулачков для условия
постоянной скорости деформации при испытаниях на сжатие и растяжение Так
как при испытаниях на растяжение рабочая часть образца увеличивается, то
кривая профиля кулачка для закона 8 = const лежит по другую сторону от
равнонаклонной линии иДСф = const.
Если есть возможность менять радиус рабочего барабана и длину кулачка,
для расчета кривизны кулачка можно использовать соотношение [289]
г = Ло(1 -е-м/а) + г0,	(61)
где со — угловая скорость кулачка, Ао — начальная высота образца; г0 — радиус
рабочего барабана (рис 25); е — ско-
рость деформации, которая в свою оче-
редь зависит от <0, Ло и 0.
Моделирование на кулачковых пла-
стометрах дробного закона развития де-
формации во времени проводится с по-
мощью серии нагружений от кулачков
различной высоты [84, 89]
Рис 25 Профиль рабочего кулачка
и барабана для воспроизведения
закона 8C)K-=const
Рис 24 Профилировка рабочих ку-
лачков пластометра для испытаний
с различным законом нагружения.
1 “' идеф = соп5*> 2 - 8’pacT = C0nst; 3~
е*с жат = соп^
На торсионных пластометрах дробная деформация осуществляется включе-
нием-выключением быстродействующих электромагнитных муфт сцепления, пе-
редающих крутящий момент от привода установки на активный захват с об-
разцом.
При проведении пластометрических исследований на специально оборудо-
ванных установках можно также проводить запись кривых релаксации металла
в паузах между нагружениями [26, 361—363].
Тепловой эффект пластической деформации при пластометрических иссле-
дованиях оказывает заметное влияние на характер кривых текучести о—е уже
при скоростях деформации е=1 с-1 и более [187—193].
Поэтому при определении оптимального температурно-скоростного диапа-
зона деформации исследуемого материала следует учитывать влияние тепло-
вого эффекта пластической деформации
Обычно с повышением скорости деформации область максимальной пластич-
ности металлов и сплавов с учетом АТ смещается в сторону более низких тем-
ператур деформации.
Экспериментальные измерения теплового эффекта при пластометрических
испытаниях достаточно сложны, так как зачеканенные в образец термопары
часто выходят из строя, в работе они инерционны и велика погрешность от до-
полнительного сигнала при сжатии спая термопары.
58
Работе пирометров мешает окалина на образцах и с помощью пирометров
можно записать температуру металла только либо при индукционном нагреве
(пластометр «Setaram») или при нагреве методом проходящего тока.
В последнем случае велика неравномерность температуры металла по длине
образца. Тепловой эффект достаточно просто определяется расчетным путем для
условий адиабатического нагружения и кривые о—е могут быть перестроены
с учетом величины АТ [17, 21].
Измерительные устройства и аппаратура для пластометрических исследова-
ний выбираются из условия примерно одинаковой погрешности приборов,
а также с учетом их частотных характеристик, позволяющих проводить запись
без искажений во всем скоростном диапазоне испытаний.
Из практики пластометрических испытаний оптимальной признана тензомет-
рическая схема записи усилия (крутящего момента), деформации по высоте
(длине) образца и скорости деформации (время испытаний).
Для записи усилия (крутящего момента) применяют трубчатые или балоч-
ные месдозы с накленными проволочными или фольговыми тензодатчиками по
схеме моста (безусилительная схема) или полумоста (усилительная схема).
В качестве месдоз можно также использовать серийно выпускаемые силоизме-
рительные датчики типа ДУ и ДСТ (НИКИМП).
Месдозы должны иметь сферические опоры для самоцентровки и водоох-
лаждаемые переходники для предотвращения нагрева корпуса месдоз от нагре-
вательных печей или нагретых контейнеров.
Для усиления сигнала, снимаемого с месдоз, используются тензометриче-
ские усилители типа ТА5, УТ4-1, 8АНЧ-7М, «Топаз». При выборе типа усили-
теля предпочтение следует отдавать приборам с более высокими частотными
характеристиками. Запись параметров испытаний проводится на светолучевых
шлейфовых осциллографах типа Н105, Н115, Н117, Н118, Н125 или Н030УЧ.2,
Н044.1, работающих на самопроявляющей фотобумаге УФ-67. При высоких ско-
ростях испытаний (иДеф = 1 м/с и более) лучше использовать двухлучевые ка-
тодные осциллографы с послесвечением типа С1-15, Cl-17, С1-32, С1-41. Однако
при пластометрических испытаниях данные осциллографы используются все же
редко, так как требуется дополнительная пересъемка кривых испытаний и аппа-
ратура достаточно сложна в работе.
Тарировку месдоз следует проводить непосредственно на пластометре с по-
мощью образцовых динамометров типа ДПУ или ДОСМ, а также специальными
приспособлениями в виде упругой балочки [141] или рычажных устройств [12].
В течение рабочего дня тарировку месдоз проводят обычно не менее 2—
3 раз (с интервалом 3—4 ч).
Для измерения деформации образца по высоте (длине) используются ба-
лочки равного сопротивления [12], контактные ходографы [141], индуктивные
датчики [21] или фотоэлектрические схемы [14].
Нагрев образцов при испытаниях на растяжение проводят в трубчатых
электропечах; в качестве нагревателей применяются силитовые стержни, про-
волочные спирали, графитовые трубки, ленты и пластины из тугоплавких ме-
таллов или галогенные лампы.
При испытаниях на плоское сжатие используется также метод нагрева об-
разцов с помощью проходящего тока. В работах [43, 60] показано, что способ
нагрева образцов оказывает существенное влияние на механические свойства
испытываемых материалов, особенно по пластическим характеристикам.
Кроме того, методика нагрева образцов при испытаниях должна учиты-
вать влияние перегрева металла на его механические свойства. Так, например,
при прямом нагреве металла до 900 °C и последующих испытаниях опытные
данные скорее всего не будут совпадать с данными при нагреве, например, до
1200 °C охлаждением до 900 °C и испытаниях при этой температуре.
Это следует учитывать при моделировании на пластометре температурных
режимов деформации металлов и сплавов в условиях различных процессов
ОМД.
Контроль температуры печи и образцов осуществляется в зависимости от
величины температуры с помощью термопар различного состава и электронных
потенциометров типа ЭПД и ЭПР с регулирующими и задающими блоками.
59
С учетом старения термопар их градуировка должна проводиться не реже
одного раза в 10—15 дней.
Скорость нагрева образцов принимается обычно 30—40 °С/мин, выдержка
при заданной температуре 10—15 мин, точность замеров температуры образцов
должна быть не ниже ±5 °C
Существенным недостатком многих пластометрических испытаний является
то, что о точности результатов авторы ряда исследований либо вообще не
сообщают, либо ограничиваются бездоказательным утверждением того, что
точность исследования составляет, например, 2—3 %.
Так как при практическом использовании результатов испытаний необхо-
димо знать действительную точность и надежность полученных опытных дан-
ных, следует проводить математическую обработку опытных данных на всех
этапах исследования.
5.	ОБРАБОТКА РЕЗУЛЬТАТОВ ИСПЫТАНИЙ
И МЕТОДЫ ПЛАНИРОВАНИЯ ЭКСПЕРИМЕНТА
Пластометрия является комплексным научным экспериментом, своего рода ис-
кусством, которому можно научиться, но которому нельзя научить. Успех и
качество пластометрических исследований во многом зависят не только от опыта
и интуиции экспериментатора, но и от уровня его подготовки в вопросах ма-
тематической обработки опытных данных и умения выбирать оптимальную
стратегию испытаний.
Как показала практика пластометрических исследований, неожиданные на
первый взгляд результаты оказались впоследствии правильными и были свя-
заны не с ошибкой эксперимента, а с особенностями физико-механических харак-
теристик испытываемого материала.
Например, с ростом скорости деформации в ряде работ [9, 128] было заме-
чено повышение пластических характеристик исследуемых материалов, а в дру-
гих работах [14, 17] отмечалось снижение уровня кривых текучести с ростом е
для ряда сталей и сплавов, хотя это противоречит традиционным понятиям
о влиянии скорости деформации на прочность и пластичность металлов.
Поэтому экспериментатор при проведении пластометрических исследова-
ний должен отказаться от категоричных утверждений «так не бывает» или
«этого не может быть».
Математическую обработку результатов пластометрических исследований
применяют в двух формах — в виде пассивной обработки полученных опытных
данных и в виде активного управления экспериментом.
К первому виду обработки относится определение статистических харак-
теристик по результатам испытаний, нахождение погрешности и ошибок изме-
рения, аппроксимирующее сглаживание и экстраполяция экспериментальных кри-
вых, дисперсионный и регрессионный анализ, определение общего вида расчет-
ных аналитических зависимостей, построение графиков и номограмм.
Активный математический анализ состоит из разработки наилучшей схемы
(плана) исследования, поиска оптимальных условий проведения эксперимента,
изменения стратегии опыта с минимизацией затрат на проведение исследова-
ний Оптимальная стратегия исследования должна охватывать все этапы экс-
перимента: постановку задачи, разработку схемы эксперимента, тактику самого
эксперимента, обработку результатов исследования и, наконец, принятие реше-
ний о дальнейших опытах
Ошибки измерений и основные
статистические характеристики
Любые измерения, в том числе и пластометрические исследования, проводятся
с неизбежными ошибками измерения, которые накапливаются по всем этапам
исследования, начиная с подготовки образцов до обработки результатов испы-
таний.
60
Ошибки бывают систематические и случайные Систематические ошибки
связаны обычно с ограниченной точностью приборов или неправильным выбо-
ром методики испытаний.
Величина этих ошибок либо постоянна, либо изменяется по определенному
закону, который сравнительно легко установить. Так как причины, вызывающие
систематические ошибки, в большинстве случаев известны, то они могут быть
исключены или хотя бы учтены точно
Случайные ошибки вызваны большим числом случайных явлений, действие
которых на измеряемые параметры различно и не может быть заранее учтено.
Для механических испытаний это могут быть: микротрещина в рабочей части
образца, внезапное падение напряжения в сети, случайная неточность в работе
самого исследователя и т. д.
Если систематические ошибки выявляются и устраняются сравнительно
легко с помощью тарировки, калибровки и учета ошибки старения приборов,
то случайные ошибки учесть и устранить значительно сложнее. Случайные
ошибки выявляются только в процессе обработки достаточно большого объема
результатов исследований методами математической статистики.
При проведении механических испытаний лучше заранее представлять зна-
чимость случайных и систематических ошибок.
Так, если случайные погрешности по своей величине заведомо не могут
быть больше суммарной погрешности приборов и испытательной машины, то
нет смысла пытаться еще уменьшить величину случайной погрешности — ре-
зультаты измерений от этого не станут точнее. Измерительную схему также не
следует компоновать из приборов и датчиков различной точности и чувстви-
тельности.
Для устранения эффектов различных неконтролируемых параметров при
пластометрических исследованиях целесообразно применить методику рандоми-
зированного эксперимента, когда порядок проведения опытов выбирается с по-
мощью «игрового» метода или метода случайных чисел.
При проведении рандомизированного пластометрического эксперимента сле-
дует помнить про выбор масштаба записи кривых текучести с тем, чтобы они
по уровню значений о были примерно близки Например, при одном масштабе
записи (коэффициенте усиления) можно записать кривую текучести при 1000 °C
и е=1 с-1 и кривую при 1200 °C и 50 с-1, так как уровень этих кривых соиз-
мерим В то же время, не меняя коэффициент усиления, вряд ли можно каче-
ственно записать кривую о—е при 1000 °C и е=50 с-1 и кривую при 1200 °C и
е= 1 с-1.
Выбор интервалов измерения переменных (Тисп и е, с-1) должен прово-
диться с таким расчетом, чтобы опытные кривые имели одинаковую точность по
всей своей длине Опыт пластометрических исследований показал, что наиболее
оптимальный интервал изменения температуры испытаний составляет 50—70 °C,
увеличение скорости деформации в 5—10 раз. В отдельных случаях, например
при поиске области максимальной пластичности данного сплава или в области
фазовых переходов, шаг изменения переменных может быть уменьшен до 25—
30 °C по температуре и до двух-трех раз по скорости деформации.
Основными характеристиками, применяемыми при статистической обработке
результатов пластометрических исследований, являются: 1) математическое
ожидание (среднее арифметическое из п испытаний):
п
а = X = Yj Xi/n\
1 = 1
2)	абсолютная погрешность результата (отклонение от среднего):
б = Xi — х;
3)	выборочная дисперсия:
sn=E (xi-rfln~ и
1 = 1
61
4)	доверительный интервал математического ожидания
х ± tSn
(значение t берется из таблиц); 5) надежность результата измерений Р, %;
6) интервал стандарта ошибки измерения 2<?Sn; значение q берется из таблиц
в зависимости от Р и п\ 7) погрешность измерения (% ошибки) по каждой
экспериментальной точке:
= (‘2.qSn) / х;
8) средняя погрешность по всем точкам кривой
У
Ддср = Д6//ЛГ
:= 1
(здесь А— число точек на кривой); 9) выборочная асимметрия и эксцесс:
i = l	t = l
10) минимально допустимое количество испытаний (тарировок) на одну точку:
«min = (S^p/Zp)2	(62)
где /р — минимально допустимое отклонение от средней; tp—табличный коэф-
фициент, зависящий от числа испытаний и уровня надежности.
Проверка наиболее сомнительных точек проводится по величине отклонения
от среднего
(xz- х) > fSn,
где f — табличный коэффициент, зависящий от Р и п. При проведении пласто-
метрических исследований такие значения наблюдаются довольно часто, а ве-
личина выборки в то же время обычно ограничена (п = 34-5). Поэтому про-
верку сомнительных точек обычно проводят при уровне надежности Р==0,904-
4-0,95, начиная со значения Xi, имеющего наибольшее значение б.
Проверку гипотезы нормального распределения чаще всего проводят непо-
средственно по результатам опыта, используя так называемые критерии согла-
сия. Для целых чисел проверку статистических гипотез проводят по %2 крите-
рию, для дробных и процентов — по критерию Стьюдента.
При исследованиях на пластометрах необходимо обычно два-три испыта-
ния на точку для предварительно деформированного металла, и не менее четы-
рех-пяти для образцов — в литом состоянии.
Суммарная погрешность пластометрических испытаний на сжатие по вели-
чине О' составляет обычно 10—12 %; для испытаний на кручение и растяжение
эта величина достигает 12—15 %. При измерении пластических характеристик
(б, ф, еДин и т. д.) погрешность измерений, как правило, еще выше.
Аппроксимация и экстраполяция кривых
пластометрических испытаний
Результаты пластометрических исследований представляют в виде кривых де-
формационного упрочнения (кривых течения) в координатах о—е, по которым
затем при определенных значениях е строят кривые скоростной зависимости
о — Ige или температурной о—Тисп- При испытаниях на растяжение или круче-
ние получают также кривые изменения пластических характеристик (б, ф, п,
Лр и т. д.) в зависимости от температурно-скоростных условий деформации.
В последнее время все чаще используется метод построения объемных диаграмм
62
изменения О' или пластических характеристик в зависимости от 1g е и Тисп-
Такие диаграммы наглядны и сравнительно легко строятся с использованием
автоматических графопостроителей. Однако они неудобны для последующего ис-
пользования и поэтому должны сопровождаться исходными кривыми или таб-
лицами опытных данных.
Иногда результаты пластометрических исследований приводят в виде но-
мограмм, использование которых обеспечивает наибольшую простоту нахожде-
ния результатов испытаний в зависимости от условий деформации.
С помощью номограмм можно с достаточным приближением экстраполиро-
вать опытные данные, если значения термомеханических параметров находятся
вне пределов измерений.
Однако построение номограмм, особенно при массовых испытаниях,— про-
цесс трудоемкий, точность этого метода все же не высока, особенно для номо-
грамм с кривыми или криволинейными координатами.
Оптимальным методом представления результатов пластометрических ис-
следований признан метод построения исходных кривых испытаний и расчет
аппроксимирующих зависимостей от трех переменных (е, е, Тисп).
В гл. I, разд 4, приведены простые аналитические зависимости, достаточно
хорошо описывающие влияние степени, скорости деформации и температуры на
сопротивление деформации и пластичность металлов и сплавов. Как правило,
зависимости о—е аппроксимируют различными степенными функциями, кривые
о— Ige— полиномами первой или второй степени, а температурную зависимость
представляют в экспоненциальной форме:
о = о0ет; о = о0 0 = Goeb*-™2
о = о0 + 1g ё [fli + b[ (1g ё)],
o = oQe т,?иСп,
(63)
где Оо — сопротивление деформации при условно начальных значениях е, е и
Тисп; a, аь Ь, Ь\, tn, ni\ — расчетные коэффициенты.
При аппроксимации опытных данных по этим формулам используют интер-
поляционные формулы Лагранжа и Ньютона.
Для сглаживания экспериментальных кривых вычисления проводят обычно
по методу наименьших квадратов при условии минимизации квадратичного от-
клонения
У
(орасч —Оопыт)2
z —1
При аппроксимации нелинейных зависимостей минимизируются суммы квад-
ратов отклонений логарифмов этих функций.
Вычисления по методу наименьших квадратов достаточно громоздки и их
проводят с использованием ЭВМ различного класса с точностью аппроксима-
ции кривых течения обычно 2—5 %.
При использовании аппроксимации по методу наименьших квадратов мини-
мизируется сумма квадратов отклонений приближенных значений функции от
точных значений в узловых точках, но при этом отсутствует информация о по-
ведении функции между этими точками.
При использовании критерия равномерного приближения по Чебышеву точ-
ность обработки экспериментальных данных гарантируется на всем интервале
изменения аргумента, так как исключаются выбросы ошибок в отдельных точках.
Однако применение данного критерия приводит к большему среднеквадра-
тичному отклонению, чем метод наименьших квадратов.
Развитием аппроксимации по методу наименьших квадратов явилось при-
менение способа подвижных полиномов или метода усреднения сглаживающих
полиномов.
63
Наилучшим способом интерполяции кривых течения в последние годы приз-
нан метод кусочно-полиномиальных функций или так называемых сплайн-функ-
ций или сплайнов [295, 296].
При использовании этого метода для сходимости процесса аппроксимации
не требуется существования у функции производных высших порядков, иссле-
дуемая функция непрерывна и случайные помехи легко устраняются. Для опи-
сания кривых течения любого вида достаточно использовать сплайны сравни-
тельно невысокой степени, обычно параболические или кубические.
В работе [297] для описания кривых деформационного упрочнения успешно
был использован один из методов сплайн-интерполяции (метод Акима). Приме-
нение данного метода позволяет проводить аппроксимацию кривых течения лю-
бого вида при высокой точности расчетов, а также проводить гладкое прибли-
жение семейства кривых с построением расчетных значений а в любых проме-
жуточных точках.
Алгоритмы решения задач по аппроксимации кривых течения с использо-
ванием методов сплайнов просты и легко реализуются на ЭВМ различного
класса.
С целью учета совместного влияния на величину о термомеханических па-
раметров деформации используют методы регрессионного анализа, метод тер-
момеханических коэффициентов или различные эмпирические формулы.
Уравнение регрессии для расчета величины сопротивления деформации
в выбранных термомеханических условиях деформации имеет вид:
в ~ °0 “Ь 1 Х1 “Ь ^2 Х2 “Ь ^3 Х3 “Ь 1, 2 Х1 Х2 “Ь 1, 3 Х 1 Х3 “Ь ^2, 3 Х2 Х3 “Ь 1, 2, 3 Х 1 Х2 Х3 ’
(64)
где о0—сопротивление деформации в центральной базисной точке; xt— темпе-
ратура испытаний; х2—скорость деформации; х3— степень деформации; bt, b2f
b3, b\t2\ bXt3, b2>3, b\,2,3—коэффициенты регрессии.
По величине и знаку коэффициентов регрессии можно судить о значимости
переменных факторов и выбирать дальнейшую стратегию проведения опытов.
На практике при расчете значений о часто применяется метод термомеха-
нических коэффициентов, впервые для пластометрических исследований исполь-
зованный В. И. Зюзиным, а затем в ряде последующих работ [12—13].
Расчетные значения сопротивления деформации во всей исследованной об-
ласти определяются как произведение:
о = GQkTk^.kt,	(65)
где о0—сопротивление деформации при средних (базисных) условиях испыта-
ний (для сталей принято 7'Исп= 1000°C; е—10 с-1; е=0,1); kT,	термо-
механические коэффициенты, учитывающие влияние температуры, степени и ско-
рости деформации.
Для удобства расчетов значения термомеханических коэффициентов приво-
дят в виде трех кривых при различных условиях испытаний.
Многочисленные пластометрические исследования, проведенные в последние
годы, показали, что на кривых о—е в условиях горячей деформации чаще всего
наблюдается либо установившаяся стадия течения, либо максимум значений о.
Поэтому коэффициент k^, учитывающий влияние степени деформации, не может
быть всегда монотонно возрастающим и с его помощью следует учитывать ха-
рактер кривых деформационного упрочнения.
При аналитических расчетах на ЭВМ результаты пластометрических иссле-
дований удобно представлять в виде коэффициентов различных эмпирических
формул, описывающих зависимость сопротивления деформации от трех перемен-
ных (Тисп, е и е).
Такие формулы определяются методом подбора и имеют самый различ-
ный вид.
64
Например, для аналитического представления результатов своих исследова-
ний Л. В. Андреюк и Г. Г. Тюленев использовали эмпирическую зависимость
вида
ст = 3«т'ёа (10ё)& (Тисп/1оооу,	(66)
где о0 — сопротивление деформации испытанных сталей в базисной точке
(g=l с”1; 8=0,1; Тисп=Ю00°С); 3, а, Ь, с —расчетные коэффициенты.
В работе [293] для нахождения эмпирической зависимости о(е, 8, Т) был
применен метод ортогонального рототабельного планирования с разложением
функции в ряд Тейлора; в работе [17] аппроксимация уравнения от трех пере-
менных проводилась методом оптимизации системы трансцендентных уравне-
ний и т. д.
Результаты пластометрических исследований в настоящее время широко
используются для аналитических и технологических расчетов параметров боль-
шинства процессов ОМД. Однако для ряда случаев (прессование, ковка и про-
катка с большими суммарными обжатиями), когда степень деформации 8 дости-
гает значений 3,0 и более, результаты пластометрических испытаний, получен-
ных методом растяжения или сжатия (е<1,0), следует использовать, применяя
методы экстраполяции опытных кривых. Если для случаев Б, Г (см. рис. 2)
экстраполяция кривых течения до больших значений е не вызывает особых
сомнений, так как при е>0,6 наступает стадия установившегося течения, то для
кривых А и В экстраполяция не столь определена и требует дополнительной
экспериментальной проверки.
Поэтому для моделирования процесса деформации металлов с большими об-
жатиями лучше применять пластометрические испытания методом кручения или
плоской осадки.
При представлении результатов испытаний все же следует использовать и
графический материал, который является самым наглядным способом представ-
ления максимальной информации на минимальном пространстве.
Выбор масштаба и размерности по осям графиков необходимо проводить
при условии, чтобы минимальное деление шкалы графической бумаги было
соизмеримо двум вероятным ошибкам измеряемых величин. Значимость данных
по сопротивлению деформации (а, МПа) должна быть с точностью до целой,
для пластических характеристик (ф, б, 8ДИН)—до одного знака после запятой,
для Ар и ан (МДж/м2)—до двух знаков после запятой.
Планирование эксперимента при пластометрических исследованиях
Методы планирования эксперимента успешно используются в различных об-
ластях научно-технической деятельности — как в лабораторных условиях, так
и при промышленном экспериментировании.
Процесс исследования при планировании разбивают на отдельные этапы и
в зависимости от поставленной задачи экспериментатор может остановиться на
любом этапе.
Это может быть простое сокращение объема опытов с экономией времени
испытаний без снижения точности результатов, проведение факторного анализа
по значимости влияния переменных, установление оптимальных или экстремаль-
ных условий протекания процесса, а также оптимальный выбор состава много-
компонентных систем.
При проведении пластометрических испытаний исследователь имеет дело
с многофакторным экспериментом, но целью исследования, как правило, явля-
ется определение зависимости регистрируемых параметров от управляемых фак-
торов— температуры, скорости и степени деформации.
Применение методики рандомизированного эксперимента позволяет рассмат-
ривать факторный эксперимент только по регулируемым параметрам и исклю-
чить влияние неконтролируемых переменных.
5 Заказ № 122
65
Многофакторный эксперимент проводят с использованием факторных пла-
нов в виде греко-латинских квадратов. Пластометрические исследования обычно
проводят в виде двух- или трехфакторного эксперимента, в котором каждый
фактор выбирается на нескольких уровнях. В зависимости от того, насколько
будет заполнен план испытаний, изменяется требуемый объем исследования.
Для пластометрических испытаний применение различного вида ограничен-
ных планов вполне допустимо, так как влияние переменных (Тисп и е) обычно
значимо и описывается простыми зависимостями.
Применение многофакторного эксперимента позволяет не только сущест-
венно сократить объем испытаний, но и провести факторный анализ влияния
переменных (Тисп и е) на сопротивление деформации и пластичность исследуе-
мого материала.
Успех проведения факторного анализа во многом зависит от умения пра-
вильно выбрать интервал значений переменных, т. е. от интервала варьирова-
ния и уровня значимости переменных факторов.
При определении уровня значимости переменных факторов возможны
ошибки двух видов. В первом случае исключается эффект, который может по-
казаться незначимым, а на самом деле он вносит большую погрешность и
наоборот, когда каким-то данным приписывается эффект, которого в действи-
тельности нет. Опыт исследователя должен в этом случае подсказать комплекс-
ное решение по выбору критерия значимости.
При очень жестком критерии уровня значимости исключается ошибка вто-
рого рода, но есть риск допустить ошибку первого рода. И наоборот, при не-
достаточно жестком критерии возрастает опасность появления ошибки вто-
рого рода и снижается вероятность ошибок первого рода.
Результаты многофакторного эксперимента являются исходными данными
для определения направления движения к области оптимальных температурно-
скоростных условий деформации исследуемых сталей и сплавов.
Движение к области оптимальных условий можно провести методом кру-
того восхождения [294] или методом симплексного планирования [292].
При симплекс-методе одновременно проводится изучение области поверх-
ности отклика и движение к экстремуму.
Данный метод лучше всего применять при ограниченной области изменения
переменных — например при фазовом переходе и узком диапазоне скорости де-
формации. При использовании симплекс-метода, как правило, количество опы-
тов, необходимых для поиска оптимальной области, требуется меньше, чем
при использовании метода крутого восхождения.
Задача последнего этапа планирования сводится к тому, чтобы получить
значительно более полное представление об установленной области оптималь-
ных условий протекания процесса.
6. ПРАКТИЧЕСКОЕ ПРИМЕНЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ
ПЛАСТОМЕТРИЧЕСКИХ ИССЛЕДОВАНИИ
В теории и практике обработки металлов давлением исследованиям реологиче-
ских свойств металлов и сплавов в настоящее время уделяется большое вни-
мание. За последние 20—25 лет в этом направлении в СССР и за рубежом
достигнуты существенные успехи: созданы принципиально новые виды испы-
тательных машин типа кулачковых и торсионных пластометров, отлажена ме-
тодика пластометрических испытаний, проведен широкий круг пластометриче-
ских исследований по определению сопротивления деформации и пластичности
многих сталей, цветных металлов и сплавов.
Пластометрические исследования позволяют с достаточной точностью моде-
лировать механическое (реологическое) поведение металлов и сплавов в широ-
ких температурно-скоростных условиях деформации по самым различным зако-
нам развития деформации во времени.
В процессах обработки металлов давлением величина скорости деформа-
ции е находится в широких пределах от 10~3 до 103 с-1.
66
При этом величина е по очагу деформации изменяется по самым различным
законам, которые зависят от изменения скорости деформирования, величины
деформации, геометрии инструмента, цикличности процесса и т. д.
Для расчета средней скорости еср по очагу деформации используют еле*
дующие приближенные формулы:
для плоской и сортовой прокатки [10]
Ёср — k
V\ Ml_____h V\l
lhQ ~~ rhQ ’
(67)
где Aft— линейное обжатие; г — радиус прокатного валка; ui — скорость вы-
хода металла из валков; I — горизонтальная проекция дуги захвата; k—1 для
гладкой бочки; ft=l,5 для ромбических и квадратных калибров; ft=l,33 для
овальных калибров;
для прессования и волочения прутков и профилей
6 1п л tg ф
еср = ---7=—^“7--«ь
U лА — О
(68)
где X — величина вытяжки; ф— угол конусности матрицы (волоки); d\ — диа-
метр прутка после прессования или волочения; и\ — скорость выхода металла
из инструмента;
для прокатки и обкатки труб [10]
л In 'Kv j\D<гр
ёс₽ = Lb
(69)
где
ft = A ftfto/fttga — длина зоны контакта с учетом вытяжки;
b — V^np Aft — ширина зоны контакта;
^пР=(2/?р)/(/? + р)
— приведенный радиус; Птр=21? — внутренний диаметр трубы (диаметр
оправки); р — радиус роликов; a — угол наклона роликов; ил — линейная ско-
рость вращения роликов. При осадке (ковке, штамповке)
ёСр = ^деф/ftep — ё//,
где иДеф — скорость движения бойка, штампа; ftCp — средняя высота деформи-
руемого тела; t — время деформирования.
Приведем приближенную классификацию различных процессов обработки
металлов давлением по величине средней скорости деформации ЕСр, с-1:
Изотермическое (изостатическое) деформирова-
Прессование (выдавливание)................... Ю-2—101
Горячая прокатка............................. 10°—Ю2
Холодная прокатка............................ Ю1—Ю2
Волочение.................................... Ю1—102
Штамповка на прессах......................... 101—Ю2
Ковка на молотах............................. Ю1—103
Электроимпульсная, взрывная штамповка ....	103—104
и более
Вопросы практического использования данных пластометрических исследо
ваний описаны в целом ряде работ отечественных и зарубежных авторов, опуб-
ликованных в последние годы [12—23].
Проведена большая работа по накоплению и систематизации результатов
пластометрических исследований с упорядочением данных по сплавам, хими-
5*
67
ческому составу, состоянию поставки, размерам и методу отбора образцов
и т. д. [12—23, 156—159].
В значительной степени пластометрические исследования обусловили разви-
тие целого направления в теории деформирования металлов и сплавов — созда-
ния физико-математических моделей течения материалов с учетом динамиче-
ского и статического разупрочнения металла в процессе горячей деформации
[44—53].
С использованием кулачковых и торсионных пластометров успешно ре-
шаются вопросы моделирования реальных законов нагружения и создания мето-
дик расчета сложных реологических свойств металлов и сплавов с применением
различных феноменологических теорий кратковременной горячей деформации.
Результаты пластометрических исследований явились исходными данными
для аналитических и технологических параметров горячей прокатки, прессова-
ния, ковки, штамповки, высадки [12, 15, 17, 38].
Особенно эффективно применение пластометров при моделировании дроб-
ного характера деформации с учетом разупрочнения металла в паузах между
нагружениями [18, 21, 38, 84—96].
В ряде работ [77, 21] показано, что при проведении пластометрических ис-
следований наилучшим образом удается определить и учесть величину тепло-
вого эффекта пластической деформации при динамическом нагружении.
Пластометрические испытания на сжатие, растяжение и кручение необхо-
димы при исследовании предельной пластичности металлов и сплавов в зави-
симости от схемы напряженного состояния при различных термомеханических
условиях деформации [32, 42, 43].
С использованием методов планирования экстремального эксперимента на
пластометрах были найдены оптимальные условия деформации многих трудно-
деформируемых сталей и сплавов [226—228]. Эффективно применение много-
факторного эксперимента на пластометре для анализа изменения реологических
свойств в зависимости от переменного состава легирующих элементов. Подоб-
ная методика исследования систем «состав сплава — реологические свойства»
позволяет создавать материалы с наилучшими сочетаниями механических и тех-
нологических свойств.
Как показала заводская практика использования результатов пластометри-
ческих исследований, промышленное освоение новых видов продукции и внед-
рение новых сплавов проходит с минимальными затратами, без дополнитель-
ных вложений в изготовление инструмента и технологических оснасток.
В заключение можно назвать основные направления развития пластомет-
рических исследований на ближайшие годы: 1) создание новых универсальных
многоцелевых пластометров блочного типа, максимально близко моделирую-
щих условия деформации различных процессов ОМД по температурно-скорост-
ным условиям, законам развития деформации во времени и схемам напряжен-
ного состояния; 2) разработка реологических моделей управления качеством ме-
таллопродукции для различных процессов ОМД на основе физических моделей
течения металла в результате пластометрических исследований; 3) соединение
пластометрии с металлографией для анализа и контроля изменения структуры
металла в процессе горячей деформации; 4) проведение пластометрических ис-
следований в особых условиях (вакуум, ультразвуковые, электрические поля
и т. д.); 5) автоматизация пластометрических исследований при обработке
опытных данных и управлении экспериментом; создание автоматизированных
комплексов типа пластометр — ЭВМ—графопостроитель или пластометр —
УВМ — полупромышленное оборудование (прокатный стан, пресс, молот); 6) на-
копление, систематизация и формализация результатов пластометрических ис-
следований с целью разработки подпрограмм «Реология металлов» в система •:
АСУ ТП и комплексных математических моделях различных процессов ОМД.
Глава 111
РЕОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
ПРИ РАЗЛИЧНЫХ
ТЕМПЕРАТУРНО-СКОРОСТНЫХ
УСЛОВИЯХ ДЕФОРМАЦИИ
1. СТАЛИ И СПЛАВЫ
Углеродистые стали
Сталь	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	Т	°C 'исп1	е, с-1			
1	2	3	4	5	6
Железо Армко	600, 850	10-1— ю-4	О	26	[199]
	20	102—10*	Ов» б, ф, Sk	27	[200]
	20	10-3—10*	О	28	[201]
	550, 850	10-*—6,43	О	29	[199]
	20—500	10-4; 104	о0,2.	5	30	[202]
	700	lO-5-io-i	о	31	[49]
01, ОЗГ	700-1200	0,5-140	а	32	[133]
06, 06Г	815-1040	8 • 10-2	о	33	[49]
08	800-1200	0,3—10	а	34	[14]
08кп	600-1200	10'1—102	т	35	[204]
08	(-78)-809	10-3; 0,12	о	36	[203]
08кп, 08Ю	20-600	1—100	о	37	[205]
II	800-1300	0,003—30		38	[157, 206]
АН	800-1300	0,003-30	ф, 5	39	[157, 206]
АСИ	800-1300	0,003—30	ф, 5	40	[157, 206]
Типа 12	800-1200	0,08—100	о	41	[14] J
15	800-1200	0,3—100	О	42	[14]
	900—1200	1,5-100	О	43	[Ю]
	0—1200	0,2—650	о	44	[14]
	700-1200	40,0	Ар	45	[61]
	20-700,	0,1—90	о	46	[21]
	1100				
	1000—1200	360—1000	а	47	[117]
	800-1300	—	Ар	48	[42]
20	20-400	10’3—25	Ов» 00,2 Лр» $	49	[207]
	800-1200	0,3—Ю	О	50	[14]
	900-1200	0,5-50	О	51	[12]
	1200—1400	2—20	О	52	[208]
	1150	17,3—173	Ар	53	[42]
20 Г, 40Г	700—1200	0,5—140	О	54	[133]
25	1100	IO’3—2,5	о	55	[209]
	800-1100	IO"3—101	sk	56	[27]
	800-1200	3,5—30	О	57	[14]
СтЗ	900—1100	Ю-з—10-2	и	58	[273—275]
	900-1200	0,5—50	О	59	[12]
69
Продолжение табл.
1	2	3	4	5	6
СтЗкп	800—1200	1—100	д	60	[157, 206]
СтЗсп	600—1200	10-3—Ю2	а	61	[204]
35	900—1100	10-«—10-2	о	62	[273—275]
М40	700-1200	10-2—103	о	63	[204]
СтЗ, Ст5, 10,40	600—1200	10’4—50	О	64	[2Ю]
45	800—1200	0,3—10	а	65	[14]
	900—1200	0,05—150	О’	66	[34]
	900—1200	0,5—50	о	67	[12]
45	900—1100	Ю-4—10-2	о	68	[273—275]
	800-1200	0,01—100	6	69	[157, 206]
	20	102—104	Нв» Sfe» ф, 6	70	[200]
	20—800	0,1—90	о	71	[30]
50	800—1150	ю-4—102	о	72	[35]
Стбсп	800-1250	Ю-2—ю2	S	73	[157, 206]
55	800—1200	3,5—30	О	74	[14]
	900—1200	1,5—100	О	75	[Ю]
	900—1200	0,5—50	О	76	[12]
50, 60, 70	600-1200	10’4—50	О	77	[210]
60	1000—1200	400, 1100	О	78	[117]
Типа 60Г	700—1200	2,0; 20,0	а	79	[133
70	780	10-3—10°	а	80	[21Г
	915	10-3—10°	о	81	[49]
М71	700-1200	10-2—103	а	82	[204]
Типа 90Г	700-1200	2,0; 20,0	а	83	[133]
Типа 95Г	800—1200	0,3-10	о	84	[14]
100	900—1200	1,5—100	о	85	[Ю]
Типа 100	900—1000	0,5-10	о	86	[2Ю]
	700	20	о	87	[133]
Механические свойства железа Армко при статистических и динамических
испытаниях (данные А. А. Преснякова)
Температура испытания, °C	Динамическое нагружение			Статическое нагружение (растяжение)		
	сжатие ешах, %	растяжение		ав, МПа	б. %	•ф. %
		б. %	%			
20	78	38	75	380	36	72
100	79	37	75	350	33	72
200	71	41	77	410	26	58
300	64	36	73	410	24	55
400	63	25	69	350	30	56
500	67	26	69	200	37	66
600	71	31	73	ПО	33	74
700	73	43	81	58	36	83
800	75	57	83	43	55	84
900	76	42	54	35	46	80
1000	80	—	—	34	50	78
1100	82	20	25	29	58	100
1200	84	21	26	20	63	100
70
Рис. 26. Кривые испытаний на круче-
ние высокочистого (99,93 %) железа
вакуумной плавки в деформированном
состоянии при 600 °C (кривые 1—3) и
850 °C (кривые 4—8), Скорость дефор-
мации, °C
/ - 4,54 • 10-2; 2 — 5,54 • 10-3; 3 - 4,20 •
•10-4; 4 — 7,56-10-1; 5—1,51-10-1; 6 —
7,56 • 10-3; 7 — 1,51 • 10-3; 8 — 3,78 • 10-4
6в,НПа	8к,НПа
Рис. 27. Прочностные (а) и пластиче-
ские (б) характеристики железа Армко
при 20 °C и динамическом нагружении
6,МЛа
600
ш
200
О 0,1 0,2 0,3 О,Ь е
Рис. 28. Кривые деформацион-
ного упрочнения железа Армко
(99,8 %) при 20 °C. Скорость де-
формации, с-1;
1 — 2-10-3;	2—1,6-10-2;	3 —
1,5 • Ю1 2,	4 — 2 • 103,	5 — 1,33 •
• 104
Рис. 29. Кривые испытаний на круче-
ние железа зонной очистки (99,7 %)
в деформированном состоянии при
550 °C (кривые 1—3) и 850 °C (кривые
4—9). Скорость деформации, с-1;
/ — 1,51-10-1; 2 — 3,78-10-2; 3-7,58-
•10-3; 4 — 6,43; 5-1,51-10-1; 5 — 3,78-
• 10-2; 7 — 7,56 • 10-3; 8 — 1,51 • 10-3; 9 —
3,78 • 10-4
71
б,МПа
Рис. 30. Влияние температуры испыта-
ний на прочность (а) и пластичность
(б) железа Армко при различных ско-
ростях испытаний:
1 — 2—2,5 мм/мин; 2 — 5,8 м/с; 3 —
75 м/с
Рис. 31. Кривые течения при
сжатии образцов железа Армко
при 700 °C и различных скоро-
стях деформации, с-1:
1 — 6,0 • 10-5; 2 — 1,5 • 10-4; 3 —
3,0*10-4; 4-6,0-10-4; 5—1,5-
. 10-3; 5 — 3,0 • 10-3; 7 — 6,0 • 10-3;
8 — 1,5 • 10-2; 9 — 3,0 • 10-2; 10 —
6,0-10-2;	11—1,5-10-1;	12 —
8,0 • 10-1
Рис. 32. Кривые испытаний на сжатие
низкоуглеродистьос сталей:
а-0,19 % МпГ 0,01 % С; 0,15 % Si;
б - 0,62 % Мп; 0,03 % С; 0,32 % S1.
Температура, °C:
/ — 700; 2 — 800; 3 — 900; 4 — 1000; 5 —
1100; 5 — 1200
72
Рис. 33 Кривые испытаний на сжатие низкоуглероди-
стой (0,06 % С, 0,41 % Мп, 0,10 % Si) стали (а) и мар-
ганцовистой (0,07 % С, 1,18 % Мп, 0,57 % Si, 0,11 % Сг)
стали (б) при ё=8 • 10-2 с-1. Образцы размером 7,5Х
X11,4 мм в отожженном состоянии, температура испы-
таний, °C:
/ —815; 2 — 930; 3— 1040
О 0,1 0,2 0,3 0/t 0,5 О 0,1 0,2 0,3 О,Ь 0,5 £
Рис. 34. Кривые испытаний на сжатие образцов стали
08 (0,087 % С, 0,003 % Si, 0,34 % Мп, 0,025 % Р, 0,02 % S)
'•^змером 8X12 мм после горячей прокатки и отжига.
Цифры на кривых — скорость деформации, с-1
Рис. 35. Кривые скоростного упроч-
нения стали ._08кп (0,08 % С, 0,26 %
Мп, 0,02 % S17TO9 % S, 0,02 % Р)
при е=30 %. Температура, °C.
/—600; 2 — 700; 3 — 800; 4 — 900;
5 — 1000; 6— 1100; 7 — 1200
73
Рис. 36. Кривые испытаний на кручение стали типа 08
(0,06 %С, 0,32 % Мп, 0,011 % Р, 0,023 % S) в горячекатаная*
и отожженном состоянии при скоростях деформации 2,4 •
• Ю-з с-1 и 0,12 с-1. Температура испытаний, °C:
1 _ (—78); 2 — 88; 3 — 268; 4 — 448; 5 — 629; 6 — 809
Рис. 37. Влияние температуры и скорости деформации на О' стали 08кп_(а) стали 08Ю
(б). Скорость деформации, с-1;	”
/ - 1; 2—10; 3—100
Рис. 38. Зависимость ф (fl) и б (б) стали И (0,15 % С; 0,96 % Мп; 0,14—
0,02 % Si; 0,014 % Р; 0,09 % Сг; 0,17 % Ni; 0,06 % Al) от температуры. Ско-
рость деформации, с-1:
1 — 30; 2—1; 3 — 0,03
800 900 WOO 1100 1200Тисп°,С
74
Рис. 39. Зависимость *ф (а) и 6 (б) стали АП (0,17 %С; 0,96 % Мп; 0,14 %
Si; 0,02 % S; 0,014 % Р; 0,09 % Сг; 0,17 % Ni) от температуры. Обозначения
см на рис. 38
800 900 1000 1100 1200Тисп;с
Рис 40. Зависимость *ф (а) и б (б) от температуры стали АС11 (0,15 % С; 0,96 %
Мп; 0,14% S1; 0,014 % Р; 0,09 % Сг; 0,17 % N1; 0,10 % Pb). Обозначения см. на
рис. 38
Рис 41. Кривые испытаний на сжатие стали с 0,12 % С (0,20 %
Si; 0,50% Мп; 0,01 % Р; 0,03 % S; 0,08 % Сг); образцы размером
12x18 мм после ковки и отжига
75

Рис. 42 Кривые испытаний на сжатие стали 15 (0,27 % Si; 0,48 %
Мп; 0,014 % Р, 0,03% S; 0,27 % Си; 0,1 % Ni; 0,7 % Сг); образцы
размером 8X12 мм после горячей прокатки и отжига. Цифры на
кривых — скорость деформации, с-1
Рис. 43 Кривые испытаний на сжатие образцов стали 15 (0,12 %
Si, 0,68 % Мп; 0,034 % S; 0,025 % Р)
76
в,НПа
О 0,1 О,г 0,3	0,Ь	0,5 О 0,1	0,2	0,3 О,к 0,5 е
Рис. 44. Кривые динамических испытаний на сжатие образцов стали 15 (0,40 % Мп;
0,01 % Р; 0,016 % S) размером 8X12 и 15X22 мм после ковки и отжига
77
Рис. 45. Влияние температуры испытаний на предель-
ную пластичность стали 15 (0,014 % С; 0,27 % Si; 0,47 %
Мп; 0,024 % Р; 0,005 % S; 0,12 % Си; 0,007 % Сг) при
испытаниях на растяжение (а) и кручение (б) при ё =
= 10 с-1;
1 — металл деформированный; 2 — металл литой, об-
разцы вдоль оси слитка; 3 — металл литой, образцы
поперек оси слитка; 4 — металл литой, образцы в центре
слитка
Рис. 47. Кривые испытаний на сжатие стали 15 при 360
с-1 (а) и 1000 с-1 (б). Температура испытаний, °C:
1- 1000; 2-1100; 3—1200
Рис. 46. Кривые испытаний на
сжатие стали 15 при скоростях
деформации, с-1;
/-0,1; 2-1,5; 3-90
78
Рис. 48 Влияние температуры испыта-
ний на предельную пластичность стали
15 непрерывной разливки различного
состава при о'ср/Т=1,5:
Номер
плавки
С Мп S1
Р
S
б6,МПа
Рис. 49. Изменение прочностных (а, б)
и пластических (в, г) характеристик
стали 20 в условиях теплой деформа-
ции (отжиг при 900—920 °C, выдержка
30 мин, охлаждение на воздухе). Ско-
рость деформации, с-1:
1 _ 1,6 • 10-3; 2 — 2,2-10-1; 3 — 25
7
2
3
4
0,17
0,11
0,16
0,16
0,45
0,73
0,45
0,45
0,17
0,22
0,23
0,23
0,016
0,024
0,014
0,014
0,020
0,020
0,023
0,023
О 0,10,2 0,3 44	0,5 0 0,1 0,2 0,3 0,0 0,5 £
Рис. 50. Кривые испытаний
на сжатие стали 20 (0,19 %
С; 0,04 % S1;	0,86 % Мп;
0,022 % Р; 0,029 % S); об-
разцы размером 8X12 мм
после горячей прокатки и
отжига
79
в, fl Л a
б, Л Ла
Рис. 51. Кривые деформационного
упрочнения стали 20 (0,20 % С;
0,53 % Мп; 0,37 % Si; 0,039 % S;
0,13 % Сг; 0,14 % Ni), полученные
при скоростях деформации 0,5 (а),
5 (б) и 50 (в) с~1. Температура,
1 — 900; 2 — 1000; 3—1100; 4 — 1200
б,мла
Рис. 52. Кривые испытаний на сжатие
литой стали 20 (0,18 % С; 0,59 % Мп;
0,22 % Si; 0,02 % S; 0,015 Р; 0,06 % Сг;
0,01 % N1; 0,11 % Си) при скорости де-
формации 2 с-1 (сплошные линии) и
20 с-1 (штриховые)
Рис. 53. Влияние интенсивности скоро-
сти деформации сдвига на предельную
пластичность литой стали 20 при
1150 °C и различных показателях на-
пряженного состояния: 1 — а /Т=0,7;
2 — 2,2; 3 — 2,7
80
Рис. 54. Кривые испытаний на сжатие сталей типа 20Г (0,19 % С; 0,64 %
Мп; 0,31 % S1) (а) и 40Г (0,38 % С; 0,64 % Мп; 0,34 % Si) {б). Темпера-
тура, °C:
1 — 700; 2 — 800; 3 — 900; 4 — 1000; 5 — 1100; 6 — 1200
6 Заказ № 122
81
б,МЛа
Рис. 56. Скоростное упрочнение стали
25 (0,25 % С; 0,55 % Мп; 0,08 % Сг;
0,07 % Ni; 0,26 % Si). Температура, °C:
/ — 800; 2 — 900; 3—1000; -4—1100
Рис 55 Кривые испытаний на кручение
стали с 0,25 % С при 1100 °C и различ-
ных скоростях деформации, с-1.
/ — 1,1 • 10-3; 2 — 2,0 • 10-3; 3 — 3,7 • 10-3, 4 —
6,9-10-3, 5-1,7-10-2; 5-3,5-10-2; 7-
6,5-10-2;	8 - 1,4 • 10-1; 9 — 4-10-1; ю -
1,1 • 10°; // — 2,5- 10°
О 0,1 0,2 0,3	(7,4	0,5 0 0,1 0,2	0,3 О,Ь 0,5 е
82
6MfJa
время, с	Тисп°С
Рис. 58. Кривые упрочнения — разупрочнения СтЗ (0,31 % С; 0,27 % Si; 0,60 %
Мп; 0,17 %Сг; 0,024 % Ni; 0,008 % Р; 0,017 % S) при испытаниях на растяже-
ние после горячей прокатки и отжига; образец размером 10X50 мм Скорость
деформации, с-1;
/ — 2 • 10-2; 2 — 7 • 10-3; 3 — 2 • 10-3; 4 — кривая предела текучести
Рис. 59. Кривые деформационного
упрочнения стали СтЗ (0,30 % С;
0,56 % Мп; 0,28 % Si; 0,030 % S;
0,010% Р; 0,12% Сг; 0,15% Ni),
полученные при скоростях дефор-
мации 0,5 (а), 5 (б) и 50 с-1 (в).
Температура, °C:
1 — 900; 2 — 1000; 3 — 1100; 4 — 1200
6*
83
Рис. 60. Зависимость б от скорости
деформации для стали СтЗкп
(0,16 % С; 0,38 % Мп; 0,022 % S;
0,013 % Р). Скорость деформации,
с-1:
/—1; 2—10; 3—100
в, МПа
Рис 61. Кривые скоростного упрочне-
ния стали СтЗсп (0,15 % С; 0,50 % Мп;
0,21 % Si; 0,04 % Сг; 0,10 % N1; 0,05 %
Си) при е=30 %. Температура, °C:
/ — 600; 2 — 700; 3 — 800; 4 — 900; 5 —
1000; 6 — 1100; 7—1200
Время, с
Рис. 62. Кривые упрочнения — разупрочнения стали 35 (0,35 % С;
0,25 % Si; 0,59 % Мп; 0,21 % Сг; 0,15 % Ni; 0,028 % Р; 0,02 % S)
после горячей прокатки и отжига. Скорость деформации, с-1;
/ — 2’10-2; 2 — 7.10-3; 3 — 3’10-4 (/, 2 — сжатие; 3 — растяже-
ние); 4 — кривая предела текучести
84
6, Mils
Рис 63. Кривые скоростного упрочнения
стали М40 (0,41 % С; 0,67 % Мп; 0,35 % Si)
при е=30 % Температура, °C:
1 — 700; 2 — 800; 3 — 900; 4 — 1000; 5 — 1100;
6 — 1200
Рис. 64. Влияние скорости деформации на а углеродистых сталей СтЗ (а), 10 (б), Ст5 (в)
и 40 (г) при испытаниях на сжатие (8=20 %). Температура, °C:
/—1200; 2—1100; 3—1000; 4 — 900; 5 — 800; 6—700; 7 — 600 Химический состав сталей, %:
Сталь	с	SI	Мп	Сг	NI	Сталь	С	Si	Мп	Сг	N1
СтЗ 10	0,17 0,09	0,2 0,16	0,51 0,41	0,17	0,21	Ст5 40	0,32 0,44	0,22 0,27	0,62 0,62	0,15	0?20
Z7 0,1 0,2 0,3 0,1/	0,5 О 0,1 0,2 0,3 О,Ч 0,5 е
Рис. 65. Кривые испытаний
на сжатие стали 45 (0,43 %
С; 0,26 % Si; 0,74 % Мп;
0,022 % Р; 0,016% S); об-
разцы размером 8X12 мм
после горячей прокатки и
отжига
6, МПа
Рис. 67. Кривые деформационного упрочнения об-
разцов стали 45 (0,48 % С; 0,53 % Мп; 0,22 % Si;
0,028 % S; 0,025 % Р; 0,07 % Сг; 0,11% Ni) при ско-
рости деформации 0,5 (а), 5 (б) и 50 с~1 (в). Тем-
пература, °C:
1 — 900; 2 — 1000; 3 — 1100; 4 — 1200
Рис. 66. Кривые деформационного упрочнения об-
разцов стали 45 (0,44 % С; 0,63 % Мп; 0,29 % Si;
0,022 % Р; 0,031 % S; 0,09 % Сг; 0,13 % Ni; 0,20 % Си)
при скорости деформации 0,05 (а), 7,5 (б) и 150 с-1
(в). Температура, °C:
1 — 900; 2 — 1000; 3 — 1100; 4 — 1200
О 100	200	300 0	100	200	300
Рис. 68. Кривые упрочне-
ния — разупрочнения стали
45	(0,46 % С; 0,25% Si;
0,59 % Мп; 0,84 % Сг; 0,07 %
Ni; 0,013 % Р; 0,021 % S)
после горячей прокатки и
отжига. Скорость деформа-
ции, с-1:
/—2 . ю-2;	2—7 • 10-3; 3—2 •
• 10-3; 4—3 • 10-4; 5 — кривая
предела текучести (/, 2 —
сжатие; 3, 4 — растяжение)
86
Рис. 69. Зависимость б от темпера-
туры (а) и скорости деформации (б)
стали 45 (0,47 % С; 0,61 % Мп; 0,34 %
Si; 0,027 % S; 0,012 °/о Р; 0,08 % Сг;
0,07 % Ni; 0,13 % Си)
бв,МПа
SK ,МПа
Рис. 70. Прочностные (а) и пла-
стические (б) характеристики стали
45 при 20 °C и динамическом на-
гружении
б,МПа
1 — 20; 2 — 100; 3 — 200; 4 — 300; 5 — 400; 6 — 500; 7 — 600; 8 — 700; 9 — 800
87
Гис. 72. Влияние температурно-скоростных условий испытаний на сопро-
тивление деформации стали 50 при е=40^-50 %
Рис. 73. Зависимость б от
О 0,1 0,2 0,3 0,0	0,5 О 0,1 0,2 0,3 /74	0,5 е
Рис. 74. Кривые испытаний
на сжатие стали 55 (0,55 %
С; 0,24 % Si; 0,73 % Мп;
0,014 % Р; 0,016 % S); об-
разцы размером 12x18 мм
после ковки и отжига
и скорости деформации
0,028 % S; 0,016 % Р;
88
в, О Ла
Рис. 75. Кривые деформаци-
онного упрочнения стали 55
(0,56 % С; 0,26 % Si; 0,28 %
Мп; 0,014% S; 0,013 % Р;
0,12% Сг; 0,09% Ni). Ско-
рость деформации, с-1;
1 — 1,5; 2 — 8; 3 — 40; 4 —
100
]О 20
£,7»
Рис. 76. кривые деформационного уп-
рочнения стали 55 (0,56 % С; 0,47 %
Мп; 0,37 % Si; 0,035 % S; 0,05 % Р;
0,12 % Сг; 0,15 % Ni) при скорости де-
формации 0,5 (а), 5 (о) и 50 с-1 (в).
Температура, °C'
/ — 900; 2 — 1000; 3 — 1100; 4 — 1200
Рис. 77 Влияние скорости деформации на а высокоуглероди-
стых сталей 50 (а), 60 (б) и 70 (в). Температура, °C.
/ — 1200; (е=20 %, Сталь	2 — 1100; сжатие). С	3— 1000; 4 — 900; 5 — 800; 5 — 700; Химический состав сталей, %:			7 — । N1
		S1	Мп	Сг	
50	0,48	0,22	0,61	0,18	0,19
60	0,61	0,27	0,64	0,21	0,20
70	0,68	0,31	0,72	0,22	0,21
89
1 — 1000; 2 — 1100; 3 — 1200
Рис. 79. Кривые испытаний на
сжатие стали типа 60Г (0,59 %
С; 0,64 % Мп; 0,35 % Si) при
20 с-1 (а) и 2,0 с-1 (б). Темпе-
ратура, °C:
1 — 700; 2 — 800; 3 — 900; 4 —
1000; 5 — 1100; 6—1200
Рис. 80. Кривые испытаний на
сжатие высокоуглеродистой стали
(0,68 % С) при 780 °C и различных
скоростях деформации, с-1;
/ — 1,3.10-3; 2—1,0-10-2; 3—1,0-
• 10-1; 4— 1,0 • 10°
6,МПа
Рис. 81. Кривые испытаний на сжа-
тие высокоуглеродистой стали
(0,68 % С) при 915 °C и различных
скоростях деформации, с-1
/ _ ю-З; 2 — 10-2; 3 _ 10-1; 4 — 10°
90
6, МПа
Рис. 82. Кривые скоростного упрочнения
образцов стали М71 (0,65 % С; 0,76 % Мп;
0,28 % Si; 0,045 % S; 0,035 % Р) при е=
=30 %. Температура, °C:
1 — 700; 2 — 800; 3 — 900; 4 — 1000; 5 — 1100;
6 — 1200
Рис. 83. Кривые испытаний
на сжатие высокоуглероди-
стой стали типа 90Г (0,90 %
С; 0,73 % Мп; 0,46 % Si)
при 20 с-1 (а) и 2 с-1 (б).
Температура, °C:
/—700; 2 - 800; 3 — 900; 4 —
1000; 5—1100; 6 — 1200
О 0,1 0,2 0,3 О/г 0,5 О 0,1 0,2 0,3 О/+	0,5 €
Рис. 84. Кривые деформаци-
онного упрочнения высоко-
углеродистой стали типа
95Г (0,96 % С; 0,087 % Si;
0,91 % Мп; 0,03 % Р, 0,029 %
S); образцы размером 8х
Х12 мм после горячей про-
катки и отжига
91
б, МП a
Рис. 85. Кривые деформационного упрочнения высокоуглеродистой
стали 100 (1,0% С; 0,19 % Si; 0,17 % Мп; 0,023 % Р; 0,10 % Сг;
0,09 % Ni). Скорость деформации, с-1;
/ - 1,8; 2-8; 3 — 40; 4-100
Рис. 86. Кривые испытаний на сжатие
стали типа 100 при 900 °C и скорости
деформации, с-1:
/-0,5; 2-3,5; 3-10
Рис. 87. Влияние содержания
углерода на сг низколегирован-
ных сталей при 700 °C и 20 с-1
92
Среднелегированные стали
Сталь	Условия ^ИСП’ °C	испытаний ё, с-1	Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
1	2	3	4	5	6
Типа 002Г2 09Г2ФБ Типа 10Г2 15ГЮТ Типа 15Г2 17Г2СФ 35Г2 Типа 45Г2 Типа 40Г2, 100Г2, 100Г13 09Г2, 19Г, ЗОГ, 40Г, 50Г, 60Г 35 ГС Типа 35Г2М 14ГН ЭП142 05СЗ Типа 06Х 20Х 40Х 20Х, ЗОХ, 40Х, 50Х ЗОХФ 20ХФ, 40ХФ, 8ХФ 9ХС Типа ХС Типа ХГ 40ХГ, 50ХГА, ХГ 20ХГ2Ц 20ХГС, ЗОХГС 50ХГА 17ХГСА ЗОХГСА Типа ЮХН 20ХН, 40ХН, 50 ХН Типа 15ХМ Типа 20ХМ ЗОХМ 20ХМ, 30Х2М 35Х2М, ХМ ХГН 14ХГСН 15СХНД ЗОГСНА 20ХНМ	900—1100 500—1200 900, 1100 850—1050 800—1200 800—1200 1100—1450 800-1300 20—700 800—1250 600—1200 800—1250 900—1100 900—1200 600—1200 20 900—1200 600—1200 900—1200 800—1250 800—1250 900—1100 600-1200 700—1200 600-1200 900—1100 750—1250 750-1200 600—1200 800—1250 600—1200 820—1180 1200—1400 700—1200 800—1200 600—1200 800—1200 750—1200 700—1200 600-1200 800—1200 850—1100 900—1200 800-1100 900—1200 800—1200 800—1200	10'3 0,5; 12,5 10,3 15 0,3-10 0,3—10 ю-4 IO'3—IO'2 0,1—90 ~10» 10’4-50 IO'2-Ю2 1,5—100 0,5—50 10'4—50 1,5-100 10-4— ЮО 0,5—50 IO’3—Ю2 ~10° IO’4—IO'2 10-4—50 IO'4—102 10-4—50 10-4—10-2 -10° -10° 10-4—50 10-2—102 10-4—50 3,5—76 2,20 IO’3—Ю2 0,3—10 10-4—50 0,8—100 ~10° IO’4—Ю2 10-4—50 0,3—10 IO’3—30 IO’4— Ю2 0,5—50 ~102 3,5—30	а о о а а 0 а 6 0 п Q 6 0 0 о Ар о а а 6 п а 0 0 0 0 п п 0 6 0 0 0 0 0 0 0 п 0 0 0 сР 0 0 Q 0	88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 ПО 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123 124 125 126 127 128 129 130 131 132 133 134	[213] [213] [89] [Н] [14] [156] [157, 206] [30] [16] [210] [157, 206] [Ю] [12] [2Ю] [42] [Ю] [35] [12] [157, 206] [16] [273—275] [2Ю] [35] [210] [273—275] [16] [16] [2Ю] [157, 206] 210] [215] 208] [204] [14] [210] [14] [16] [35] [2Ю] [14] [42] [27] [35] [12] [36] [14]
93
Продолжение табл.
Сталь	Условия испытаний		Характери- . стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	Л1СП’ °C	е, с-1			
1	2	3	4	5	6
18ХНМА, 25ХНМА,	600—1200	10-4—50	0	135	[210]
40ХНМА, 50ХНМ					
45ХНМФА, 35ХНМА	600—1200	10-’—50	0	136	[2Ю]
Типа 12ХНМФА	800—1200	0,3—10	а	137	[14]
20ХГНМ	800—1200	0,3—10	а	138	[14]
40ХГНМ	800—1250	Ю-2—102	6	139	[157,206]
ХВГ	800—1200	0,5—150	а	140	[34]
18ХНВ, 25ХНВ	600—1200	ИГ4—50	а	141	[2Ю]
18ХНВА	800—1200	0,05-150	о	142	[34]
18ХНМВА	900—1200	102	q	143	[36]
80X2, 90X2, 140X2	1100—1250	-20	Лр	144	[32]
90Х2ГС, 90X3, 90Х2С	750—1150	~5 • 10-'	Лр	145	[32]
90ХЗГС, 90Х2Г, 90X2	750—1150	~5 • 10-1	Лр	146	[32]
160Х2Ф	950—1200	~22	Ар	147	[32]
Типа 10X3, 20ХЗМФ,	750-1250	~10»	п	148	[16]
30X3					
13H3A	700—1200	10-4—ю2	0	149	[35]
25НЗ, 15Н5А, 21Н5А	600—1200	10~4—50j	0	150	[210]
Типа 15ХЗНГ,	800—1200	3,5—30	0	151	[14]
35Х4НГ2					
Типа 15Х4НГ,	800—1200	3,5—30	0	152	[14]
15ХЗНГ2					L 2 2 J
Типа ЗОХЗН	800—1200	3,5—30	0	153	[14]
30Х4Н	800—1200	3,5—30	0	154	14]
Типа ЗОХЗН, ЗОХЗНГ2	800—1200	3,5—30	0	155	[14]
Типа 25ХЗНМ	900—1200	1,5—100	0	156	2 J [10]
Типа 35ХГНЗМ	900—1200	1,5—100	0	157	2 47 J [10]
зохзнмв	800—1250	0,01—50	6	158	[206]
Типа 40ХН4, 50ХН2	750—1250	-10°	п	159	[16]
20ХНЗА, 12ХН2,	600—1200	10-4-50	0	160	[210]
12ХНЗ					
12ХНЗА	900—1200	0,5—50	0	161	[12]
	600-1200	10-4-Ю2	0	162	[35]
	700—1200	IO'3-103	0	163	[204]
20ХНЗВ	700—1200	IO'4—Ю2	0	164	[35]
12Х2Н4А, ЗОХНЗА	600—1200	10-4—50	0	165	[210]
28ХЗНСМФА	900—1200	1—80	0	166	[216]
Типа ЗОХЗНЗ	800—1200	3,5—30	0	167	[141
Типа ЗОХ4НЗГ,	800—1200	3,5-30	0	168	[141
ЗОХЗНЗ					L1 ~J
Типа 15Х5М	800-1200	0,8-100	0	169	[14]
ЗОХЗМЗ, 35Х5М2С	750—1250	~10°	п	170	2 -I j 161
80X5	950	10-3—10°	0	171	52]
100X6	20—700	0,1—90	0	172	'-'“J 30]
110X6	950, 1050	10-3—10°	0	173	52]
5ХВ2С	900—1100	10-4—Ю-з	0	174	[273—275]
40Х5ГСНВ	700—1330	-IO'3	п	175	[217]
70Х5Г4	950, 1025	10-3—10°	0	176	[521
94
Продолжение табл.
1	2	3	4	5	6
125Х5МФ	850—1200	~10’3	П	177	[217]
10ХМ5	900—1300	10'2	Ов	178	[218]
32НКД	900—1200	2-100	0	179	[38]
40Х5М1Ф	750—1300	~20	Ар	180	[32]
40Х5М1ФБ	750—1300	-18	Лр	181	[32]
45Х5Н4МФЮ	900-1250	-15	Лр	182	[32]
Механические свойства стали 20Х при статическом и динамическом нагружениях
(данные А. А. Преснякова)
Температура испытания, °C	Статическое растяжение				Динамическое растяжение	
	ат, МПа |	ав, МПа	| 6. %	| %	б, %	| Ч?» %
20	420	580	26,6	64,5	31,5	72,5
100	356	500	28,0	66,0	28,4	75,0
200	316	495	21,0	65,1	27,0	73,0
300	384	510	25,0	70,1	25,0	74,8
400	346	540	23,4	73,5	20,5	74,5
500	266	470	26,2	74,5	25,8	74,5
600	216	300	35,0	77,0	42,5	88,0
700	164	174	43,0	84,0	43,7	92,5
800	72	107	54,0	90,0	51,1	89,0
900	48,5	76	61,0	88,0	64,0	96,0
1000	36,6	52,8	70,0	94,0	69,0	97,3
1100	21	38	66,0	100,0	72,3	98,5
1200	11,5	25	66,0	100,0	63,0	97,0
Примечание. Химический состав стали: 0,21 % С ; 0,52 % Мп; 0,44 % Сг; 0,25 % Si-
0,024 % S; 0,02 % Р.
Механические свойства стали ЗОХ при статическом нагружении (данные
А. А. Преснякова)
Температура испытания, °C	Температура перегрева, °C	ав, МПа	б, %	Ф, %
600	850	340,5	32,4	89,6
650	850	266,0	35,3	90,5
750	900	123,4	56,7	91,7
770	950	114,5	76,4	78,6
790	950	110,9	54,2	82,7
800	950	117,4	47,6	79,3
850	1000	106,0	63,6	98,5
900	1050	89,5	74,0	99,2
1000	1150	57,0	72,8	100,0
1100	1150	36,9	73,6	100,0
1150	1150	31,9	95,2	100,0
1200	1200	25,3	78,6	100,0
Примечание. Химический состав стали: 0,26 % С; 0,70 % Сг; 0,12 % Мо; 0,30 % Мп;
0,20 % Si; 0,037 % Р; 0,016 % S.
95
Рис. 88. Кривые испытаний на сжатие стали типа 002Г2
(0,002 % С; 1,5 % .Мп) без ниобия (а) и с добавкой 0,10 %
ниобия (б) при 8=10-3 и различных температурах, °C:
1 — 900; 2 - 950, 3 - 1000; 4 — 1050; 5-1100
Рис. 89. Кривые испытаний на растяжение
стали 09Г2ФБ при 0,5 с-1 (а), 12,5 с-1 (б)
и различных температурах, °C:
1 _ 500; 2 — 600; 3 — 700; 4 — 800; 5 — 1000; 6 —
1200
(исследование И. М. Гриднева по методике
авторов)
Рис. 90. Кривые испытаний на сжа-
тие при 8=10,3 с-1 сталей типа
10Г2 с добавками ниобия:
1 — без ниобия; 2 — 0,03 % Nb; 3 —
0,07 % Nb; 4 — 0,12 % Nb
96
б,МПа
Рис. 91. Кривые испытаний на сжатие стали 15ГЮТ (0,12 % С: 0,22 % Si* 1 13 %
Мп; 0,019% S; 0,017 % Р; 0,04 % Сг; 0,06 % Ni; 0,1 % Си; 0,13 % Ti; 0,05 %’Al)
со скоростью е=15 с-1 и различной длительностью пауз между нагружениями.
Температура, °C:
1 — 850; 2 — 950; 3 — 1050
(на оси ординат — длительность пауз)
7 Заказ № 122
97
О 0,1 0,2 0,3 О, и	0,5 0 0,1 0,2 0,3 0,1» 0,5~ е
Рис. 92. Кривые испытаний на сжатие марганцовистой
стали типа 15Г2 (0,16 % С; 0,26 % Si; 1,22 % Мп; 0,01 %
Р; 0,005 % S; 0,064 % V); образцы размером 8X12 мм
после горячей прокатки и отжига
Рис. 93. Кривые испытаний на сжатие марганцовистой
стали типа 15Г2 (0,15 % С; 0,33 % Si; 1,3 % Мп; 0,017 %
Р; 0,014 % S); образцы размером 8X12‘мм после горя-
чей прокатки и отжига
98
Рис. 94. Кривые текучести непрерывно литой
стали 17Г2СФ (0,15 % С; 1,21 % Мп; 0,48 % Si)
при испытаниях на статическое
(4,16 • 10-4) и различных температурах,
растяжение
1 — 1100; 2 - 1200; 3 — 1300; 4 — 1400; 5 — 1450
Рис. 95 Зависимость 6 от температуры (а) и скорости деформации (б) стали
35Г2 (0,36 % С; 1,41 % Мп; 0,30 % Si; 0,086 % S; 0,12 % Сг; 0,09 % Ni; 0,09 %
Си)
б, МП а
1ОО
О
900
700
500
300
0,2	0,9	0,6
100
О
900
700
500
500
0,2	0,9	0,6 &
Рис. 97. Влияние темпе-
ратуры на пластичность
сталей типа 40Г2	(/*
(0,42 % С; 1,76 % Мп),
100Г2 (0,94% С; 1,86 %
Мп) и 100Г13 (3) (1,15%
С; 13,3 % Мп) при испы-
таниях на кручение
Кривые испыта-
сжатие стали
(0,45 % С;
Рис. 96.
ний
типа ______
1,7 % Мп) при 0,1 (а),
1,5 (б) и 90 с-1 (в) и
различной
на
45Г2
температуре,
1 — 20; 2—100; 3 — 200;
4 — 300; 5 - 400; 6- 500;
7 — 600; 8 — 700
99
б,МПа
Рис. 98. Влияние скорости деформации на о марганцовистых сталей (е=
=20 %, сжатие). Температура, °C:
/ — 1200; 2—1100; 3 — 1000; 4 —9G0; 5 — 800; 5 — 700; 7 — 600. Химический со-
став сталей, %:
1	5'10~3 5'10~15'101	5-10~3 5-10'1 ё,с1
Рис.	•Сталь	С	Мп |	Рис.	Сталь	С	Мп
а	09Г2	0,08	1,25	' г	40Г	0,39	0,81
б	19Г	0,19	0.74	д	50Г	0,43	0,82
в	ЗОГ	0,32	1,02	е	60Г	0,59	0,70
Рис. 99. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на
б стали 35ГС (0,32 % С; 0,99 % Мп; 0,78 % Si)
100
6, НПа
Рис. 100. Кривые испытаний на сжатие марганцовистой стали
типа 35Г2М (0,35 % С; 0,27 % Si; 1,49 % Мп; 0,28 % Мо). Скорость
деформации, с-1:
1 — 1,5; 2 — 8; 5 — 40; 4 — 100
б, НПа
200
120
40
70	20 J0 40 £,7,
Рис. 101. Кривые деформацион-
ного упрочнения стали 14ГН
(0,18 % С; 0,85 % Мп; 0,27 % Si;
0,55 % Ni) при скоростях де-
формации 0,5 (а), 5 (б) и 50 с-1
(в). Температура, °C:
/ — 900; 2- 1000; 3—1100; 4-
1200
101
Рис. 102. Влияние скорости де-
формации на о стали ЭП142
(0,71 % С; 1,37 % Si; 0,53 % Мп;
0,27% Сг; 0,19% Ni) (8=30 %,
сжатие). Температура испыта-
ний, °C:
/— 1200; 2—1100; 3 — 1000; 4 —
900; 5 - 800; 5 — 700; 7—600
Рис. 103. Диаграммы пластичности
кремнистых сталей:
/ — мартеновской плавки с 3,45 %
Si; 2—мартеновской плавки с
3,07 % Si; 3 — плавки в электропе-
чах с 4,07 % Si; 4 — конвертерной
плавки с 3,13 % Si
Рис. 104. Кривые испытаний на сжатие стали типа 06Х (0,06 % С;
0,22 % Si; 0,40 % Мп; 0;019 % S; 0,031 % Р; 0,41 % Сг; 0,17 % N1).
Скорость деформации, с-1:
1 — 1,5; р-8; 3 — 40; 4 — 100
1'02
Рис. 106 Кривые деформационного
упрочнения стали 40Х (0,43 % С;
0,74 % Мп; 0,37 % Si; 0,034 % S;
0,030 % Р; 1,10% Сг; 0,14 % Ni) при
скорости деформации 0,5 (а), 5 (б)
и 50 с-1 (в). Температура, °C:
/—900; 2—1000; 3—1100; 4—1200
103
Рис. 108. Влияние темпера-
туры испытаний на пластич-
ность сталей типа ЗОХ и
40Х. Химический состав, %:
/ - 0,28 % С; 0,25 % Si; 0,56 %
Мп; 1,50% Сг; 2-0,35% С;
0,28% Si; 0,48% Мп; 1,60 %
Сг; 3 — 0,42 % С, 0,31 % Si;
0,62 % Мп; 1,01 % Сг; 4 —
0,41 % С; 0,35 % Si; 0,60 %
Мп; 0,99 % Сг; 0,20 % Мо
Рис. 107. Влияние температуры (а) и ско-
рости деформации (б) на д стали 40Х
(0,40 % С; 0,67 % Мп; 0,30 % Si; 0,014 %
S; 0,013 % Р; 0,93 % Сг; 0,10 % Nt; 0,12 %
Си)
Рис. 109. Кривые упрочнения — разупрочнения стали 40Х (0,46 %
С; 0,25 % Si; 0,59 % Мп; 0,84 % Сг; 0,07 % N1; 0,013 % Р; 0,021 %
S) после горячей прокатки и отжига. Скорость деформации,
/ —2*10-2; 2—7*10-3 (1, 2 —сжатие); 3 — 2*10-3; 4 — 3*10-4
(3, 4 — растяжение); 5 — кривая предела текучести
104
5-10 55-10'35-10’5-10
5-JO'35-W’5-10	5-10'3 5-10'’5-10	5-10'3 5-10'’ё,с1
Рис. ПО. Влияние скорости деформации на ст хромистых сталей (8=20 %, сжа-
тие). Температура, °C:
/ — 1200; 2—1100; 3— 1000; 4 — 900; 5 — 800; 5 — 700; 7 — 600. Химический состав
сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Мп	Сг	N1	Рис.	Сталь	С	Мп	Сг	N1
а	20Х	0,24	0,58	0,90	0,21	в	40Х	0,36	0,49	0,96	0,19
б	ЗОХ	0,30	0,51	0,99	0,23	г	50 X	0,48	0,61	1,06	0,20
105
в, МПа
Рис. 112. Влияние скорости деформации на ст сталей 20ХФ, 40ХФ и 8ХФ
(8=20 %, сжатие). Температура, °C:
1 — 1200; 2—1100; 3 — 1000; 4 — 900; 5 — 800; 6 — 700; 7 — 600. Химический
состав сталей, %:
Рис.	1	Сталь	С	МО	Сг	N1
а	20ХФ	0,19	0,44	1,02	0,14
б	40ХФ	0,40	0,68	0,61	0,17
в	8ХФ	0,77	0,27	0,61	0,17
Время,с	тиСгьс
Рис. 113. Кривые упрочнения — разупрочнения стали 9ХС (0,92 % С; 1,26 %
Si; 0,47 % Мп; 1,06 % Сг; 0,07 % Ni; 0,015 % Р; 0,008 % S) после горячей про-
катки и отжига. Скорость деформации, с-1;
7 — 2-10-2; 2 — 7*10-3 (7, 2 —сжатие); 3 — 2’10-3; 4 — 3’10-4 (3, 4 — растя-
жение); 5 —кривая предела текучести
Рис. 114. Влияние температуры на пластичность кремниевохром истых ста-
лей. Химический состав сталей, %:
п
Сталь	С	Si	Мп	Сг	Ni	Другие
1	0,64	1,25	0,49	0,60	0,10	0,15 % Си
2	0,93	1,40	0,47	1,25	0,11	0,20 % Си
3	0,10	1,31	0,48	1,70	—	0,24Мо; 0,30V
Рис. 115. Влияние температуры на пластичность хромистомарганцовистых
сталей. Химический состав сталей, %:
Сталь	С	Si	Мп	Сг	Другие
1	0,17	0,40	1,10	0,90		
2	0,18	0,29	1,15	1,24	МВ
3	0,23	0,29	0,73	1,05	0.12N1; 0,18Си
4	0,31	0,37	0,57	0,67	0.12N1; 0,12Си
107
в,МПа
Рис. 116. Влияние скорости деформации на ст сталей 40 ХГ, 50ХГА, ХГ.
Температура, °C:
2— 1200; 2—1100; 3— 1000; 4 — 900; 5 — 800; 5 — 700; 7 — 600. Химический
состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Si	Мп	Сг	Ni
а	40ХГ	0,37	0,21	1,02	1,30	0,21
б	50ХГА	0,51	0,28	1,05	1,15	0,37
в	ХГ	1,35	0,30	0,55	1,4	0,21
Рис. 117. Влияние температуры (а) и ско-
рости деформации (б) на б стали 20ХГ2Ц.
(0,19 % С; 1,55% Мп; 0,60 % Si; 0,023 % S;
0,012 % Р; 1,06% Сг; 0,10 % Си; 0,07 % Zr>
108
Рис. 118. Влияние скорости деформации на о сталей 20ХГС (а) и ЗОХГС (б).
Температура, °C:
/« 1200; 2—1100; 3— 1000; 4 — 900; 5- 800; 5 — 700; 7 — 600. Химический состав
сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Si	Мп	Сг	Ni
а	20ХГС	0,22	1,05	1,02	1.0	0,17
б	ЗОХГС	0,33	0,83	0,97	0,97	—
Рис. 119. Кривые испытаний на сжатие стали 50ХГА. Скорость деформа-
ции, с-1:
1 — 3,5; 2 — 10; 3 — 40; 4 — 70; 5 — 76
109
<j, мпа
Рис. 120. Кривые упрочнения стали
17ХГСА (0,16 % С; 1,22 % Мп; 0,52 %
Si; 0,016 % S; 0,02 % Р; 0,61 % Сг;
0,05 % N1; 0,06 % Си; 0,042 % V)
при скорости деформации 2 с-1
(сплошные ‘	'
ховые)
Рис. 121. Скоростное упрочнение стали
ЗОХГСА (0,31 % С; 0,95 % Мп; 1,05 %
Si; 0,96% Сг; 0,10 % Ni; 0,10 % Си).
Температура, ’С:
1 — 700; 2 — 800; 3 — 900; 4 — 1000; 5 —
1100; 6 — 1200
линии) и 20 с-1 (штри-
О 0,1 0,2 0,3 /7/ 0,5 0 0,1 0,2 0,3 О,Ь 0,5 е
Рис 122. Кривые испытаний на сжатие стали типа
ЮХН (0,10 % С; 0,42 % Мп; 0,30 % Си; 0,74 % Сг;
0,37 % Ni); образцы размером 8X12 мм после горя-
чей прокатки и отжига
ПО
Рис. 123. Влияние скорости деформации на ст хромоникелевых сталей (е=20 %,
сжатие). Температура, °C:
/ — 1200; 2—1100; 3— 1000; 4 — 900; 5 — 800; 5 — 700; 7 — 600. Химический состав
сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Мп	Сг	N1
а	20ХН	0,18	0,58	0,61	1,32
б	40ХН	0,41	0,73	0,68	1,30
8	50ХН	0,52	0,68	0,65	1,25
00,10,2 0,3 0,Ь 0,5 00,10,20,3 О,Ь 0,5 00,10,20,3 0/t 0,5 е
Рис. 124. Кривые испытаний на сжатие стали типа
15ХМ (0,15 % С; 0,3 % S1; 0,5 % Мп; 1,05 % Сг; 0,5 %
Мо); образцы размером 8x12 и 12X18 мм после
ковки и отжига
111
п
160
Рис. 125. Влияние температуры на пластичность ста-
лей типа 20ХМ. Химический состав сталей, %:
Сталь	С	Si	Мп	Сг	Мо	V
1	0,13	0,30	0,50	0,79	0,42	
2	0,23	0,34	0,46	1,27	1,09	0Л1
3	0,26	0,25	0,48	1,28	0,50	0,20
4	0,25	0,35	0,67	1,04	0,30	—
б, НПа
Рис 126 Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на а
стали ЗОХМ при 8=404-50 %
112
б,МПа
Рис. 127. Влияние скорости деформации на ст хромомолибденовых сталей (8=20 %,
сжатие). Температура, °C:
/ — 1200; 2 — 1100; 3 — 1000; 4 — 900; 5 — 800; 6 — 700; 7 — 600. Химический состав ста-
лей, %:
Рис.	Сталь	С	SI	Мп	Сг	N1	Мо
а	20ХМ	0,17	0,22	0,54	1,02	0,17	0,2
б	30Х2М	0,29	0,27	0,51	1,99	0,17	0,2
в	35Х2М	0,37	0,23	0,61	1,82	0,30	0,19
г	ХМ	1,52	0,48	0,3	1,23	0,4	0,48
Рис. 128. Кривые испытаний на сжатие стали типа
ХГН (1,64 % С; 0,39 % Si; 1,14 % Мп; 0,12 % Си;
1,05 % Ni; 0,80 % Сг); образцы размером 8X12 мм
после горячей прокатки и отжига
3 Заказ № 122
113
Рис. 129. Влияние темпера-
туры на предельную пла-
стичность высокоуглероди-
стой стали ХГН (1,7 % С;
0,87% Мп; 0,55% Si; 0,99 %
Ni; 1,12 % Сг; 0,23 % Мо;
0,11 % Ti)
1 - <Гвр/Т-0.15; 2 —стср/Т=
=0,65
Рис. 130. Влияние скорости деформации на Sk стал»
14ХГСН (0,14 % С; 1,14 % Мп; 0,80 % Сг; 1,10 % Ni;
0,94 % Si). Температура °C:
/ _ 800; 2 — 900; 3 — 1000; 4—1100
Рис. 131. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б)
на о стали 15СХНД при 8=40ч-50 %
Рис. 132. Кривые деформационного
упрочнения стали 15СХНД (0,13 %
С; 0,60% Мп; 0,63 % Si; 0,95 % Сг;
0,52 % Ni) при скоростях деформа-
ции 0,5 (а), 5 (б) и 50 с-1 (а).
Температура, °C:
1 — 900; 2 — 1000; 3 — 1100; 4 — 1200
114
Рис. 133. Кривые деформационного
упрочнения стали ЗОГСНА в усло-
виях динамического нагружения
(на копре). Температура, °C:
/—800; 2 — 900; 3 — 1000; 4 — 1050;
5 — 1100; 5—1150; 7—1200
О 0,1 0,2 0,3 0,Ь	0,5 е
Рис. 134. Кривые испытаний на
сжатие стали типа 20ХНМ
(0,18% С; 0,70% Si; 0,53 % Мп;
0,96% Си; 1,54% Сг; 0,54 % Ni;
0,34 % Мо); образцы после ков-
ки и отжига
Рис. 135. Скоростное упрочнение хромоникельмолибденовых сталей. Температура, °C:
/ — 1200; 2 — 1100; 3— 1000; 4 — 900; 5 — 800; 5 — 700; 7 — 600 (8=20 %, сжатие). Хими-
ческий состав, сталей, %:
Рис.	Сталь	С	S1	Мп	Сг	Ni	Мо
а	18ХНМА	0,14	0,21	0,38	1,51	4,13	0,33
б	25ХНМА	0,21	0,22	0,40	1,43	4,3	0,3
в	40ХНМА	0,42	0,23	0,63	0,72	1,58	0,19
г	50ХНМ	0,47	0,33	0,66	0,66	1,58	0,22
8*
115
Рис. 136. Скоростное упрочнение сталей 45ХНМФА (а)
и 35ХНМА (б). Температура, °C:
/ — 1200; 2 — 1100; 3— 1000; 4 — 900; 5 — 800; 5 — 700;
7 — 600. Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Мп	Сг	N1	Мо	V
а	45ХНМФА	0,41	0,65	0,91	1,52	0,20	0,12
б	35ХНМА	0,29	0,51	1,49	0,21	0,37	—
Рис. 137. Кривые испытаний на сжатие стали типа
12ХНМФА (0,12 % С; 0,26 % Si; 0,78 % Мп, 0,34 % Си,
0,87 % Ni, 0,51 Сг; 0,44 % Мо); образцы размером 8Х
Х12 мм после горячей прокатки и отжига
116
Рис. 138. Кривые испытаний
на сжатие стали типа
20ХГНМ (0,18 % С; 1,07 %
Мп; 0,37 % Si; 0,41 % Ni;
0,49% Сг; 0,40% Мо); об-
разцы размером 8X12 мм
Рис. 139. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на б стали 40ХГНМ
(0,43 % С; 0,74 % Мп; 0,31 % Si; 0,87 % Сг; 0,91 % Ni; 0,21 % Мо)
Рис. 140. Кривые деформационного упрочнения стали ХВГ
(0,95 %С; 0,91 % Мп; 0,22 % Si; 0,21 % Ni; 1,07 % Сг; 1,20 % W) при скорости де-
формации 0,05 (а), 7,5 (б) и 150 с-1 (в). Температура, *С:
1 — 800; 2 — 900; 3 — 1000; 4 — 1100, 5 — 1200
117
Рис. 141. Скоростное упрочнение сталей 18ХНВ (а) и 25ХНВ
(б) при е=20 % (сжатие). Температура, °C:
1 - 1200; 2 — 1100; 3 — 1000; 4 - 900; 5 - 800; 6 — 700; 7 - 600.
Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	S1	Мп	Сг	NI	W
а	18ХНВ	0,16	0,28	0,42	1,41	4,1	0,81
б	25ХНВ	0,21	0,34	0,36	1,5	4,5	0,86
Рис. 142. Кривые деформационного упрочнения стали 18ХНВА (0,16 % С; 0,39 %
Мп; 0,28 % Si; 4,22 % Ni; 1,46 % Сг; 0,05 % Мо; 0,8 % W) при скорости дефор-
мации 0,05 (а), 7,5 (б) и 150 с-1 (в). Температура, °C:
1 — 800; 2 — 900; 3 — 1000; 4 — 1100; 5 — 1200
Рис. 143. Кривые упрочне-
ния стали 18ХНМЁА при
испытаниях на копре. Тем-
пература, °C:
7 — 900; 2 —1000; 3— 1050;
4—1100; 5— 1150; 5—1200
118
Рис. 144. Влияние температуры на предельную пластичность
литых хромистых сталей 80X2 (/), 90X2 (2) и 140X2 (3) при
прокатке на клин (оср/Т^0,70; НСр^20 с-1). Химический
состав сталей, %:
Сталь	С	1 S'	Мп	Сг	N1	S	1 Р
80X2	0,77	0,42	0,25	1,54	0,10	0,012	0,010
90X2	0,92	0,40	0,44	2,22	0,05	0,028	0,023
140X2	1,41	0,40	0,47	2,70	0,06	0,045	0,033
Рис. 145. Влияние температуры
на предельную пластичность ли-
тых хромистых сталей 90Х2ГС
(а), 90X3 (б) и 90Х2С (в), при
испытаниях на растяжение
(оср/Т«0,72; Нср«5-10-1 с-1);
температура предварительного
нагрева 1200’С (?) и 1250 °C (2).
Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Мп	SI |	S	Р	Сг
а	90Х2ГС	0,90	1,04	1,03	0,016	0,025	2,59
б	90X3	0,86	0,44	0,45	0,012	0,022	3,63
в	90Х2С	0,86	0,36	1,52	0,010	0,024	1,99
Рис. 146. Влияние температуры
на предельную пластичность ли-
тых хромистых сталей 90ХЗГС
(а), 90Х2Г (б) и 90X2 (в) при
испытаниях на растяжение
(стср/Т«0,72;	Нср«5-10-1).
Температура предварительного
нагрева 1200 (/) и 1250°C (2).
Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь |	1 с	Мп	Si	S	р 1	1
а	90ХЗГС	0,87	1,60	1,56	0,011	0,023	3,63
б	90Х2Г	0,86	1,40	0,35	0,010	0,024	2,02
в	90X2	0,92	0,32	0,37	0,011	0,020	1,94
119
Рис. 147. Влияние темпера-
туры на предельную пла-
стичность литой стали
160Х2Ф при прокатке на
клин (аср/Т»0,70; Нср«
«22 с-1):
1 — прямой нагрев, 2—4 —
предварительный нагрев на
1200, 1175 и 1150 °C соответ-
ственно
п
Рис. 148 Влияние температуры на пластичность
при испытаниях на кручение хромистых сталей.
Химический состав сталей, %:
Сталь С S1 Мп Сг Мо V W
0,10
0,16
0,20
0,23
0,31
0,35
0,32
0,40
0,29
0,31
0,45
0,48
0,39
0,41
0,59
2,82
2,70
3,02
2,95
2,43
0,22
0,50
0,41
0,19
Рис 149 Влияние температуры (а) и скорости деформации
(б) на о стали 13H3A при 6=40-4-50 %
120
Рис. 150. Скоростное упрочнение никелевых сталей при £=20 %. Темпера-
тура, °C:
1 — 1200; 2 — 1100; 3 — 1000; 4 — 900; 5 — 800; 6 — 700; 7 — 600. Химический со-
став сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Мп	Сг	N1
а	25НЗ	0,27	0,52	0,18	3,07
б	15Н5А	0,1	0,6	0,19	4,9
8	21Н5А	0,17	0,57	0,21	4,92
Рис. 151. Кривые испытаний на сжатие сталей типа 15ХЗНГ
(а) и 35Х4НГ2 (б) после ковки и отжига. Химический со-
став сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Мп	СГ	Ni
а	15ХЗНГ	0,14	0,76	3,03	1,13
б	35Х4НГ2	0,33	2,29	4,44	1,27
121
в,НПа
Рис. 152. Кривые испытаний на сжатие сталей типа 15Х4НГ
(а) и 15ХЗНГ2 (б). Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Мп	Сг	NI
а б	15Х4НГ 15ХЗНГ2	0,14 0,15	• 0,80 1,61	4,0 3,09 -	1,13 1,22
О 0t1 0,2 0,3 0,4	0,50,55 О 0,1 0,2 0,3 0,4	0,5 £
Рис. 153. Кривые испытаний на сжатие сталей типа ЗОХЗН.
Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Мп	Сг	NI
а	ЗОХЗН	0,32	0,44	3,42	1,19
б	ЗОХЗНГ	0,34	0,94	3,44	1,24
122
Рис. 154. Кривые испытаний на сжатие сталей типа 30Х4Н.
Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Мп	Сг	Ni
а	30Х4Н	о,зо	0,54	4,21	1,23
б	30Х4НГ	0,36	1,03	4,32	1,22
Рис. 155. Кривые испытаний на сжатие сталей типа ЗОХЗН
(а) и ЗОХЗНГ2 (б). Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Si	Мп	Си	Сг	Ni
а	ЗОХЗН	0,28	0,41	0,55	1,07	3,46	1,24
б	ЗОХЗНГ2	0,34	0,48	2,18	0,13	3,42	1,24
6, МПа
Рис. 156. Кривые испытаний на сжатие стали типа 25ХЗНМ
(0,26 % С; 0,35 % Si; 0,57 % Мп; 3,03 % Сг; 0,29 % Ni; 0,49 % Мо)
при скоростях деформации 1,5 (/), 8 (2), 40 (3) и 100 с-1 (4)
Рис. 157. Кривые испытаний на сжатие стали типа 35ХГНЗМ
(0,35 %С; 0,27 % Si; 0,66 % Мп; 0,59 % Сг; 2,45 % Ni; 0,59 % Мо)
при скорости деформации 1,5 (/), 8 (2), 40 (3), и 100 с-1 (4)
124
800 900 1000 1100 1200Тисп°С
Рис. 158. Влияние температуры (а) и
•скорости деформации (б) на б стали
ЗОХЗНМВ (СПЗЗ) (0,32 % С; 0,83 % Мп;
1,03 % Si; 3,08 % Сг; 1,01 % Ni; 0,88 %
W; 0,42 % Мо; 0,15 % V)
Рис. 159. Влияние температуры на пла-
стичность сталей типа 40ХН4 (/) и
50ХН2 (2) при испытаниях на круче-
ние. Химический состав сталей, %:
Сталь	С	S1	Мп	N1	Сг
7	0,41	0,22	0,47	3,59	1,22
2	0,51	0,33	0,64	1,50	0,55
f*HC. 160. Кривые скоростного упрочнения хромоникелевых сталей
при е=20 %. Температура, °C:
У- 1200; 2-1100; 3— 1000; 4 — 900; 5 — 800; 5 — 700; 7- 600 .
Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Мп	Si	Сг	N1
а	20ХНЗА	0,21	0,39	0,17	0,7	2,93
б	12ХН2	0,12	0,27	0,45	1,02	1,85
в	12ХНЗ	0,12	0,21	0,52	0,81	3,1
125
Рис. 161. Кривые деформацион-
ного упрочнения стали 12ХНЗА
(0,13% С; 0,40% Мп; 0,29 % Si;
0,98 % Сг; 3,02 % Ni) при ско-
рости деформации 0,5 (а), 5 (б>
и 50 с-1 (в). Температура, °C:
/ — 900; 2— 1000; 3—1100; 4 —
1200

Рис. 162. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на ст стали
12ХНЗА при 8=40 ч- 50 %
126
Рис. 163. Влияние скорости деформа-
ции на о стали 12ХНЗА при е=30 %
(0,15 % С; 0,40 % Мп; 0,28 % Si; 0,71 %
«Сг; 2,77 % = Ni). Температура, °C:
/ — 700; 2 — 800; 3 — 900; 4— 1000; 5 —
1100; 3—1200
6, МПа
Рис. 164. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на а
стали 20ХНЗВ при е=40-ь50 %.
Рис. 165. Скоростное упрочнение сталей
12Х2Н4А (а) и ЗОХНЗА (б) при 8=20 %. Тем-
пература, °C:
/ — 1200; 2 — 1100; 3 — 1000; 4 — 900; 5 — 800;
5 — 700; 7 — 600. Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Si	Мп	Сг	Ni
а б	12X2 Н4А ЗОХНЗА	0,09 о,з	0,21 0,18	0,40 0,42	1,51 1,08	3,52 2,83
127
Рис. 166. Влияние скорости деформации на
а стали 28ХЗНСМФА. Температура, °C:
/ — 900; 2— 1000; 5-1100; 4-1200
Рис. 167. Кривые испытаний на сжатие стали типа ЗОХЗНЗГ после ковки
и отжига. Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	S1	Мп	Сг	N1
а	ЗОХЗНЗГ	0,32	0,47	1,15	3,16	3,12
б	ЗОХЗНЗГ2	0,32	0,43	0,57	3,29	3,17
128
б, МПа
б, МП а
Рис. 168. Кривые испытаний на сжатие стали типа ЗОХ4НЗГ (а)
и ЗОХЗНЗ (б) после ковки и отжига. Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	S1	Мп	Сг	N1
а	30Х4НЗГ	0,30	0,41	1,02	4,27	3,18
б	ЗОХЗНЗ	0,31	0,41	0,62	3,18	3,12
Рис. 169. Кривые испытаний на сжатие стали типа 15Х5М (0,15 % С;
0,50 % Si; 0,45 % Мп; 4—6% Сг; 0,6 % Мо); образцы размером 8X12
и 12x18 мм после ковки и отжига
9 Заказ № 122
129
Рис. 170. Влияние температуры на пла-
стичность стали типа ЗОХЗМЗ (/) и
35Х5М2С (2). Химический состав, ста-
лей, %:
Рис. 171. Кривые испытаний на
сжатие стали 80X5 (0,80 % С;
4,5 % Сг; 0,3 % Мп) при 950 °C
и скорости деформации 0,001
(/), 0,1 (2) и 1 с-1 (3)
Сталь	С	Si	Мп	Сг
1	0,32	0,34	0,06	2,59
2	0,35	0,93	0,48	5,50
Сталь	Мо	V	Ni	Си
7	3,10	0,51		
2	1,50	0,36	0,18	0,10
Рис. 172. Кривые испытаний высокоуглеродистой хромистой стали типа 100X6
при скоростях деформации 0,1 (а), 1,5 (б) и 90 с-1 (в) и различных темпе-
ратурах, °C:
/ — 20, 2—100; 3 — 200; 4 — 300; 5 — 400; 5 — 500, 7 — 600; 3 — 700
130
Рис. 173. Кривые испытаний на сжатие стали
110X6 (1,11 % С, 6,48 % Сг; 0,25 % Мп) при 950 °C
(сплошные линии) и 1050 °C (штриховые), Ско-
рость деформации, с-1;
7 — 0,001; 2 — 0,1; 3 — 1
б,МПа
Рис. 174 Кривые упрочнения — разупрочнения при испытаниях на растяжение
стали 5ХВ2С (0,47 % С; 0,21 % Мп; 0,80 % Si; 1,16 % Сг; 0,12 % Ni; 1,68 % W)
после горячей прокатки и отжига. Скорость деформации, с-1;
1 — 7*10-3; 2 — 2*10-3; 3 — 3*10-4; 4 — кривая предела текучести
9*
131
Рис. 175. Влияние температуры на пластичность
стали типа 40Х5ГСНВ:
1 — нагрев до температуры испытаний; 2 — нагрев
до 1000 °C, охлаждение до Тисп; 3 — нагрев до
1100 °C, охлаждение до Тисп; 4 — нагрев до
1300 °C, охлаждение до Тисп
Рис. 176. Кривые испытаний на сжатие стали 70Х5Г4
(0,72 % С; 4,98 % Сг; 3,64 % Мп) при температуре
950 (а) и 1025 °C (б) и скорости деформации 0,001
(/), 0,1 (2) и 1 с-1 (3)
6$,МПа
Рис. 178. Влияние содер-
жания молибдена на пре-
дел прочности углеродистых
сталей (~ 0,10 % С; 0,50 %
Мп; 0,30 % Si; ~ 1 % Сг)
при испытаниях на растя-
жение (8=2’10-2 с-1). Тем-
пература испытаний, °C:
/ — 900; 2 — 1000; 3 — 1100;
4—1200; 5 — 1300
Рис. 177. Влияние температуры на пластич-
ность стали типа 125Х5МФ (1,25 % С, 5,25 %
Сг; 1,15% Мо; 1,0 %V):
/ — нагрев до температуры испытаний; 2 —
нагрев до 1100 °C, охлаждение до 7'исп; 3—
нагрев до 1200 °C, охлаждение до Тисп;
4 — нагрев до 1250 °C, охлаждение до Тисп
132
б,МПа
6, МПа
Рис 179. Кривые деформационного упрочнения стали 32НКД:
а — е=2 и 10 с-1 (сплошные и штриховые соответственно); б —
е=50 и 100 с-1 (сплошные и штриховые соответственно). Тем-
пература, °C:
/ — 900; 2— 1000: 3 — 1100; 4 — 1200
Рис. 180. Влияние темпера-
туры на предельную пла-
стичность литой стали
40Х5М1Ф при прокатке на
клин (О ср/Т г=:0,70; Нср«
«20 с-1):
Рис. 181. Влияние температуры
на предельную пластичность ли-
той стали 40Х5М1ФБ при про-
катке на клин (аср/Т «0,70;
Нср«18 с-1) (0,42% С; 0,79 %
Si; 0,53 % Мп; 4,79 % Сг; 1,32 %
Мо; 0,59 % V; 0,13 % Nb):
1 — прямой нагрев; 2 — предва-
рительный нагрев до 1300 °C
1 — прямой нагрев; 2 — пред-
варительный нагрев до
1350 °C
Рис. 182. Влияние температуры на предельную пластичность
литой стали 45Х5Н4МФЮ при прокатке на клин (стс р/Т«0,70;
Нср«15 с-1) (0,44 % С; 0,16 % Si; 0,32 % Мп; 5,17 % Сг; 4,52 %
J4i; 1,66 % Мо; 0,52 % V; 1,40 % А1):
1 — прямой нагрев; 2—4 — предварительный нагрев до 1250,
1225 и 1200 °C соответственно
133
Инструментальные стали
Сталь	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	Т'исп’ °C	е, с-1			
1	2	3	4	5	6
У7, У8	800—1100	10-3-10	S*	183	[27]
	900—1200	0,5—50	О	184	[12]
	850, 950	10-3—10°	О	185	[52]
У8А	800—1200	10-2—103	О	186	[204]
У10А	850—1150	IO-*— Ю2	О	187	[35]
	20—800	3,4- 103	а	188	[30]
У8, У10, У12	600—1200	IO’4—50	о	189	[210]
У12	850—1250	-25	Ар	190	[32]
У12А	800—1200	0,05—150	а	191	[34]
	600-1250	5 • IO’2	Ар	192	[32]
У16	950—1250	-25	Лр	193	[32]
60С2	900—1200	1,5-100	а	194	[Ю]
	900—1200	0,05—150	а	195	[34]
	900—1200	0,05—50	а	196	[12]
	800-1200	IO'3—Ю3	о	197	[204]
	600—1200	10"4—50	а	198	[210]
	600—1200	10-4—102	а	199	[35]
ШХ15	900—1200	0,5-50	о	200	[12]
	750-1200	0,5—25	о	201	[220]
	700—1200	0,5—50	о	202	[220]
ШХ15	800—1200	IO’3—Ю2	о	203	[204]
	700—1200	io-4—102	а	204	[35]
	800-1250	10-3-Ю0	5	205	[206]
	700-1200	0,5—50	5,	206	[220]
Типа ШХ15	750—1250	-10°	п	207	[16]
В2Ф	800—1200	IO"3—Ю2	5	208	[206]
	900—1200	10,50	а	209	[221]
	1000—1200	400,1050	о	210	[Н7]
Типа ВФ	750—1250	-10°	п	211	[16]
Типа ХВ2ГФ	750—1250	-10°	п	212	[16]
9Х4В2МФСГ	750—1300	-IO’3	Лр	213	[32]
130ХВ5	600—1200	10-4—50	а	214	[2Ю]
Р2М5	500-700	-IO’3	0В» 00,2» 4’ $	215	[222]
А11РЗМЗФ2	400—650	-IO’3	0В, 00,2» 4» 6	216	[222]
Р4	900-1200	io-4—10	О	217	[35]
Р6МЗ	900-1200	2—100	а	218	[38]
	900—1200	10-3—65	а	219	[221]
Р6МЗФ2	900—1200	6—70	о	220	[223]
Р6МЗК5	900—1200	-15	Лр	221	[32]
Р6МЗФ4К5	850—1150	-10	Лр	222	[32]
Р6М5	850—1200	1—50	р 6, 4	223	[224]
Р6М5Ф2	900, 1100	0,5—10	о	224	[212]
ЗХ2В8Ф	900-1200	7; 40	О	225	[221]
	750—1250	-15	Лр	226	[32]
Р9МЗ	900—1150	-15	Лр	227	[32]
Р9МЗК5, Р9Ф4К5	900—1150	-15	Лр	228	[32]
Р9МЗФ5, Р9МЗФ4К5	900-1150	-15	р Лр	229	[32]
134
Продолжение табл.
Сталь	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	со I о.	Литература
	Лссгг	е, с-1			
1	2	3	4	5	6
Р12М, Р5М	1100	10	О	230	[42]
	800—1300	—	Ар	231	[42]
Р12	900—1200	10—70	о	232	[223]
Р9, Р18	600—1200	10-4—50	а	233	[210]
Р12	900-1200	10-3—65	а	234	[221]
	900—1150	-15	Ар	235	[32]
Р12МЗК5	900—1150	-15	Ар	236	[32]
Р12Ф4К5	900—1150	-15	г Лр	237	[32]
Р18	20—1200	-IO’3	О	238	[28]
	900-1200	0,05; 7,5	а	239	[34]
	900-1200	1,5—100	а	240	[Ю]
	900-1200	0,5—50	а	241	[12]
	600—1200	10-4-Ю2	а	242	[35]
	800—1200	IO’2-102	5	243	[206]
	20—1250	-102	Ов, 5, ф	244	[3]
Механические свойства стали У7А при статическом и динамическом нагружениях
(данные А. А. Преснякова)
Температура, °C	Динамическое нагружение			Статическое нагружение (растяжение)		
	сжатие emaXi %	растяжение		ов, МПа	б, %	ф> %
		6, %	%			
20	77	30	52	540	24	51
100	79	26	50	480	25	57
200	79	24	51	470	22	53
300	74	24	55	480	21	53
400	65	24	55	470	34	53
500	73	19	48	330	39	55
600	83	35	64	200	49	74
700	86	47	80	ПО	64	83
800	100	71	94	96	65	90
900	100	72	97	64	60	100
1000	100	80	100	37	62	100
1100	100	93	100	22	65	100
1200	100	107	100	17	92	100 .
Примечание. Химический состав стали 0,7 % С; 0,27 % Si; 0,31 % Мп; 0,07 % Сг;
0,020 % S; 0,015 Р.
135
Рис 183 Влияние скорости деформации на Sh
стали У7 (0,72 % С; 0,20 °/о Мп; 0,08 % Сг; 0,07 %
Ni; 0,23 % Si). Температура, °C:
7 — 800; 2 — 900; 3—1000; 4—1100
Рис. 184 Кривые деформационного
упрочнения стали У8 (0,80 % С;
0,40 % Мп; 0,37 % Si, 0,028 % S;
0,018 % Р; 0,14 % Сг; 0,13 % Ni) при
скорости деформации 0,5 (а), 5 (б)
и 50 с-1 (в). Температура, °C:
/-•900; 2— 1000; 3 — 1100; 4—1200
Рис. 185. Кривые испытаний на сжатие
стали У8 (0,77 % С; 0,3 % Сг, 0,3 % Мп)
при 850 (а) и 950 °C (б) и различных ско-
ростях деформации, с-1;
7 — 0,001; 2 — 0,1; 3—1
Рис 186. Кривые скоростного упрочнения стали
У8А при е=30 % (0,82 % С; 0,28 % Мп; 0,19% Si;
0,07 % Сг; 0,10% Ni; 0,020 % S; 0,014 % Р). Тем-
пература, °C:
1 — 800; 2 — 900; 3 — 1000; 4 — 1100; 5 — 1200
136
Рис. 187 Влияние температуры
формации (б) на о стали У10А
(а) и скорости де-
Рис. 188. Кривые упрочнения при сжатии
отожженной стали УЮА со скоростью де-
формации 3,4-Ю3 с-1 при температурах,
°C:
1 — 20; 2— 100; 3 — 200; 4 — 300; 5 — 400,
6 — 500; 7 — 600; 8 — 700; 9 — 800
/—1200, 2—1100; 3—1000; 4 — 900; 5 — 800, 6 — 700; 7 — 600 Хими-
ческий состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	S1	Мп	Сг	Ni
а	У8	0,78	0,3	0,28	0,15	0,2
б	У10	1,02	0,16	0,18	0,11	0.13
в	У12	1,21	0,22	0,3	0,15	0,17
Рис. 190. Влияние температуры на пре-
дельную пластичность литой стали У12 при
прокатке на клин (оср/Т«0,70, Нср«
«25 с-1):
/ — прямой нагрев; 2—4 — предваритель-
ный нагрев до 1250, 1200 и 1150 °C соот-
ветственно
Рис. 191. Кривые деформационного
упрочнения стали У12А (1,19 % С;
0,26 % Мп; 0,26 % Si; 0,012 % Р; 0,010 %
S; 0,1 % Сг) при скорости деформации
0,05 (а), 7,5 (о) и 150 с-1 (в). Темпе-
ратура, °C:
/ — 800; 2 — 900; 3 — 1000; 4 — 1100; 5 —
1200
Рис. 192. Влияние температуры на
предельную пластичность стали
У12А (деформированное состояние)
при испытаниях на растяжение
(аср/Т«0,72; Нср«5-10-2 с-1)
138
Рис. 193. Влияние температуры на предельную
пластичность литой стали У16 (1,56 % С; 0,32 %
Si, 0,24 % Мп) при прокатке на клин (оСр/Т»
«0,70; Нср«25 с-1):
1—3 — предварительный нагрев до 1200, 1150 и
1100 °C соответственно; 4 — прямой нагрев
Рис 194. Кривые испытаний на сжатие стали типа 60С2 (0,61 % С;
1,58 % Si; 0,94 % Мп; 0,038 % S; 0,035 % Р; 0,12 % Сг; 0,27 % Ni;
0,06 % Мо) при скорости деформации 1,5 (/), 8 (2), 40 (<?) и
100 с-1 (4)
139
Рие 195. Кривые деформационного упрочнения стали 60С2 (0,6 % С: 0,71 % Мп;
,9?Са SX; 0,018> Р; 0,010 % S; 0,1 % Сг> ПРИ скорости деформации 0,05 (а); 7,5 (б)
и 150 с-Т (в) Температура, °C:
1 — 900; 2—1000; 3 — 1100, 4 — 1200
0,30 % Ni) при скорости деформации
M0 %ISsi; KO₽oT% 5^Ф0^Щ01%°,р;ОГ0,1/^)ОСг^ИСЯ<1Л^аЛ”п^-*-"	-С; °'78% МП:
0,5 (а); 5 (6) и 50 с-1 (в). Температура, °C:	....	-
7 — 900; 2— 1000; 3-1100; 4—1200
Рис. 197. Кривые скоростного упрочне-
ния стали 60С2 (0,60 % С; 0,68 % Мп;
1,80 % Si; 0,12 % Сг; 0,01 % S; 0,017 %
Р) при е=30 %. Температура, °C:
1 — 800; 2 — 900; 3 — 1000; 4 — 1100; 5 —
1200
в. И Ла
Рис. 198. Влияние температур-
но-скоростных условий испыта-
ний на о стали 60С2 (0,58 % С;
1,72 % Si; 0,72 % Мп; 0,19 % Сг;
0,4 % Ni) при £=20 %. Темпера-
тура, °C:
7 — 1200; 2—1100; 3— 1000; 4 —
900; 5— 800; 6 — 700; 7 — 600
140
6,МПа
Рис. 199 Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на о
стали 60С2 при 8=40ч-50 %
Рис. 200. Кривые деформационного упрочнения стали ШХ15 (0,93 % С; 0,34 %
Мп; 0,26 % Si; 0,015 % S; 0,028 % Р; 1,48 % Сг; 0,16 % Ni) при скорости де-
формации 0,5 (а), 5 (б) и 50 с-1 (в). Температура, °C:
/ — 900; 2— 1000; 3—1100; 4—1200
141
Рис. 201. кривые упрочнения непрерывно литой стали ШХ15 (0,94 % С: 0,38 %
Мп, 0,26 % Si; 1,60 % Сг; 0,016 °/о S; 0,015 % Р) при различных температурах и
скоростях деформации 5 (/) и 25 с-1 (2) (штриховые линии — испытания на
сжатие)
142
б, И Па
Рис. 203 Кривые скоростного упрочнения
стали ШХ15 (1,0 % С; 0,31 % Мп; 0,24 %
Si: 1,54% Сг; 0,10 % Ni; 0,10% Си; 0,018 %
S) при е=30%. Обозначения см. на
рис. 197
Рис. 205. Влияние температуры (а) и скорости деформации (6) на б стали UJX15
(1,02% С; 0,27% Мп; 0,26 % Si; 1,53 % Сг; 0,12 % Ni; 0,14 % Си)
143
Рис. 206. Влияние температуры на изменение показателей пластичности стали ШХ15 при
скорости деформации 0,5 (/); 5 (2); 25 (3) и 50 с-1 (4). Черные точки — литое состояние,
светлые — металл катаный, отожженный. Химический состав стали см. на рис. 201
Рис. 207. Влияние температуры на пластичность сталей типа ШХ15. Химический состав
сталей, %:
Сталь	С	Si	Мп	Сг	N1	Си
1	0,83	0,29	0,32	1,60	0,10	0,15
2	0,98	0,21	0,30	1,30	0,14	0,13
3	1,25	1,25	0,68	1,26	0,06	0,18
4	1,46	0,28	0,53	1,48	0,16	0,17
Рис. 208. Влияние скорости деформации (а) и температуры (б) на б стали
В2Ф (1,18 % С; 0,35% Мп; 0,21 % Si, 0,34 % Сг; 0,10 % Ni; 1,62 % W; 0,42 % V)
144
Рис. 209. Кривые деформационного упроч-
нения стали В2Ф (1,18% С; 0,35 % Мп;
0,21 % Si; 0,34 % Сг; 1,62 % W; 0,1 % Ni;
0,42 % V) при скорости деформации 10
(а) и 50 с-1 (6). Температура, °C:
/ — 900; 2— 1000; 3—1100; 4—1200
6,/1fla
Рис. 210. Кривые упрочнения стали типа В2Ф при высокоскоростной
плоской осадке со скоростями деформации 400 (а) и 1050 с-1 (б).
Температура, °C:
/— 1000; 2—1100; 3— 1200
Рис 211 Влияние температуры на пластичность
инструментальных сталей типа ВФ при испыта-
ниях на кручение. Химический состав сталей, %:
Ю Заказ № 122
Сталь	С	Si	Мп	W	Сг	V	Си
1	0,82	0,14	0,29	6,35	4,14	2,0	0,20
?	1,05	0,56	0,04	1,4	0,33	0,23		
3	1,42	0,21	0,27	5,16	0,64	0,28	0,12
4	1,39	0,28	0,10	3,50	0,32	0,23	0,12
145
п
Рис. 212. Влияние температуры на пластичность сталей
типа ХВ2ГФ при испытаниях на кручение Химический
состав сталей, %:
Сталь	С	Si	Мп	W	Сг	V	Ni	Си
7	0,43	0,80	0,39	1,73	1,02	0,20	0,18	0,16
2	0,60	0,93	0,38	1,87	1,16	0,20	0,10	0,16
3	1,04	0,34	0,20	1,48	0,85	—	—	0,13
Рис. 213. Влияние температуры на предельную пластичность
стали 9Х4В2МФСГ при испытаниях на растяжение (аср/Т«
«0,72; Нср« 1-Ю-3 с-1) в литом состоянии (7) и деформиро-
ванном (2)
Рис 214. Кривые скоростного упрочнения стали 130ХВ5 (1,31 %
С; 0,21 % Si; 0,26 % Мп; 0,52 % Сг; 0,23 % Ni; 0,2 % V; 4,82 %
W) при 8=20 % Температура, °C:
7 — 1200; 2—1100; 3 —1000; 4 — 900; 5 — 800; 6 — 700; 7—600
Рис. 215. Влияние температуры на проч-
ность (а) и пластичность (о) инструмен-
тальной стали Р2М5 (1,03 % С; 0,28 % Si;
0,25% Мп; 4,28% Сг; 2,2 % W; 1,12 % V;
4,9 % Мо; 0,4 % Ni)
146
Рис 216 Влияние температуры на прочность (а) и пластичность (б)
стали А11РЗМЗФ2 (1,09 %С; 0,36 % Si; 0,32 % Мп; 4,04 % Сг; 2,79 % W,
2,31 % V; 2,79 % Мо)
6,мПа
Р4 при е = 40 Н-50 %
10*
147
£ = In h0/hi
Рис. 218. Кривые деформационного упрочнения стали
Р6МЗ: а — е=2 и 10 с-1 (соответственно сплошные
и штриховые линии), б — £=50 и 100 с~1 (соответст-
венно сплошные и штриховые линии). Температура
испытаний, °C:
1 — 900; 2 — 1000; 3—1100; 4 — 1200
Рис. 219. Кривые деформационного упрочнения стали Р6МЗ (0,89 % С; 0,28 %
Si; 0,24% Мп; 2,23 % Сг; 6,2 % W; 2,8 % V; 3,18 % Мо; 0,18 % Ni). Скорость де-
формации, с-1;
1 — 10-3; 2—10; 3 — 40; 4 — 65
148
6, fl Па
Рис. 220 Кривые деформационного упрочнения стали
Р6МЗФ2 (0,89 % С; 0,24 % Мп; 0,28 % Si; 0,18 % Ni.
3,2% Сг, 3,18% Мо, 6,2% W; 2,18% V; 0,008 % S;
0,019 % Р) при температурах 900 (а), 1000 ( 6), 1100
(в) и 1200 °C (г):
б, НПа
Рис.	Кривая	8, С“1	Рис.	Кривая	8, С-1
	1	10,5		1	Н,1
а	2	43,8	в	2	40,06
	3	5,9		3	65,5
	1	10,8		1	11,2
б	2	40,06	г	2	38,9
	3	73,3		3	57,2
Рис. 221. Влияние температуры на предельную пластичность литой
стали Р6МЗК5 при прокатке на клин (<тср/Т«0,15; Нср«15 с-1).
Предварительный нагрев образцов до 1250 (/); 1200 (2) и 1150 °C (3)
Рис. 222. Влияние температуры на предельную пластичность литой
стали Р6МЗФ4К5 при прокатке на клин (<гср/Т«0,15; Нср«15 с-1).
Предварительный нагрев образцов до 1250 (/); 1200 (2) и 1100 °C (3)
Рис. 223. Влияние температуры на
б (а) и гр (6) стали Р6М5 без до-
бавок (сплошные линии) и с до-
бавками церия (штриховые линии)
и иттрия (штрихпунктирные ли-
нии). Цифры у кривых — скорость
деформации
Рис 224. Кривые испытаний на сжатие быстрорежу-
щей стали типа Р6М5Ф2 (0,88 % С; 0,39 % Si; 0,23 %
Мп, 0,03% Р; 0,011 % S; 3,30 % Сг, 6,39 % W; 4,72 %
Мо; 2,23 % V) при 900 (а) и 1100 °C (б). Скорость
деформации, с-1.
1 — 0,5; 2 — 3,5, 3—10
150
6,МПа
ьоо
Рис 225. Кривые деформационного упрочнения стали
ЗХ2В8Ф (0,38% С; 2,52 % Сг; 8,25 % W; 0,46 % V; 0,12 %
Ni; 0,29 % Мп; 0,32 % Si) при 40 (а) и 7 с~‘ (б). Темпера-
тура испытаний, °C:
/ _ 900; 2 — 1000, 3 — 1100; 4—1200
Рис. 226. Влияние температуры на предельную пластичность литой
стали ЗХ2В8Ф при прокатке на клин (аср/Т«0,70; Нср«15 с-1):
/ — прямой нагрев; 2 — предварительный нагрев до 1300 °C
Рис. 227. Влияние температуры на предельную пластичность стали
Р9МЗ при прокатке на клин (сгср/Т«0,15; Нср«15 с-1). Температура
предварительного нагрева, °C:
] — 1250; 2— 1200; 3—1150
Рис. 228. Влияние температуры на предельную пластич-
ность литой быстрорежущей стали Р9МЗК5 (а) и Р9Ф4К5
(б) при прокатке на клин (сгср/Т«0,15; Нср«15 с-’).
Предварительный нагрев до 1250 (/); 1200 (2) и 1150 °C
(3)
Рис. 229. Влияние температуры на предельную пластичность литой бы-
строрежущей стали Р9МЗФ5 (а) и Р9МЗФ4К5 (б) при прокатке на клин
(аср/Т«0,15; Нср«15 с-1). Предварительный нагрев, °C:
1 — 1250; 2— 1200; 3—1150
Рис. 230. Кривые упрочнения литых быстрорежу-
щих сталей при 1100 °C и скорости деформации
10 с-1. Химический состав сталей, %:
Сталь	С	W	V	Мо	Сг	Со	Т1
1	0,7	5,0	1,5	3,0	2,0	0,0	0,2
2	1,1	12,0	2,5	6,0	2,0	0,0	0,2
3	1,1	12,0	1,5	3,0	6,0	8,0	0,2
4	1,1	5,0	2,5	3,0	2,0	8,0	1,0
5	1,1 0,7	5,0	1,5	6,0	6,0	0,0	1,0
6		12,0	2,5	3,0	6,0	0,0	1.0
7	0,7	12,0	1,5	6,0	2,0	8,0	1,0
8	0,7	5,0	2,5	6,0	2,0	8,0	0,2
Рис. 231. Влияние температуры на пре-
дельную пластичность быстрорежущих ста-
лей при прокатке па клин Химический
состав сталей см на рис 230
152
Рис. 232 Кривые деформационного упроч-
нения стали Р12 (0,86 % С; 0,34 % Мп;
0,30 % Si; 0,36 % Ni; 3,3 % Сг; 0,20 % Мо;
12,1 % W; 1,62% V; 0,011 % S; 0,029 % Р)
при температурах 900 (а), 1000 (6), 1100
(в) и 1200 °C (г):
Рис.	Кри- вая	8, С-1	Рис.	Кри- вая	8, С”»
	1	12,8		1	10,7
а	2	40,0	в	2	42,5
	3	63,0		3	70,3
	1	11,5		1	10,3
б	2	40,0	г	2	40,0
	3	63,0		3	55,6
б, МПа
Рис. 233. Скоростное упрочнение сталей Р9 (а) и
Р18 (б) при е=20 %. Температура, °C:
1 — 1200; 2 — 1100; 3 — 1000; 4 — 900; 5 — 800; 6 — 700;
7 — 600. Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	S1	Мп	Сг	Ni	V	W
а	Р9	0,82	0,33	0,38	4,3	0,32	2,43	11,9
б	Р18	0,68	0,37	0,39	4,1	0,32	1,15	17,8
153
; 0,2
i, с-‘.
при различных скоростях
1,62 % V; 12,1
Рис. 235. Влияние температуры на предельную пластичность литой
стали Р12 с добавками 3,6 % Мо; 8,2 % Со и 2,4 % V при прокатке
на клин (оср/Тх0,15; Нср«15 с~1). Предварительный нагрев об-
разцов до 1150 (/), 1200 (2), 1225 (3) и 1250 °C (4)
Рис. 236. Влияние температуры на предельную пластичность литой
стали Р12МЗК5 при прокатке на клин ,т * "
Предварительный нагрев образцов до
(а”руТ«0,15; Нср«15 с-1)
1250 (/); 1200 (2) и 1150 °C
Рис 237. Влияние
ность литой
(оср/Т«0,15; Нср
разца до 1250 (/), 1200 (2) и 1150 °C (3)
температуры на предельную пластич-
стали Р12Ф4К5 при прокатке на клин
15 с-1)- Предварительный нагрев об-
154
Рис. 238. Кривые упрочнения стали Р18 при испытании на растяжение в зависи-
мости от температуры деформации, °C:
/ — 20; 2—100; 3 — 200; 4 — 300; 5 — 400; 5 — 500; 7— 600; 8 — 700; 9 — 800; 10 —
900; // - 1000; /2-1100; /3-1200
Рис. 239 Кривые деформационного упрочнения стали
Р18 (0,72 % С; 0,20 % Мп; 0,22 % Si; 0,028 % Р; 0,016 %
S; 0,18% Ni; 3,98 % Сг; 1,32 % V; 18,0 % W) при
скоростях деформации 0,05 (а) и 7,5 с-1 (б). Темпе-
ратура, °C:
/ - 900; 2 - 1000; 3 - 1100; 4 - 1200
6,МПа
155
6,МПа
Рис. 240. Кривые испытаний на сжатие стали типа Р18 (0,80 % С;
0,28 % Si; 0,32 % Мп; 4,30 % Сг; 0,18 % Ni; 0,55 % Мо; 18,40 % W;
1,54 % V) при скорости деформации 1,5 (/); 8 (2); 40 (3) и 100 с-1
(4)
Рис 241. Кривые деформационного упрочнения стали Р18 (0,69 % С; 0,14 % Мп;
0,22 % Si; 4,10 % Сг; 19,0 % W; 1,1 % V) при скорости деформации 0,5 (а), 5 (б)
и 50 с-1 (в). Температура, °C:
/ — 900; 2—1000; 3—1100; 4—1200
156
6,tin a
Рис. 242. Влияние температуры
стали Р18 при e=40-j-50%
Рис. 243. Зависимость б от температуры (а) и скорости деформации (б)
стали Р18 (0,72 % С; 0,28 % Мп; 0,23 % Si; 3,90 % Сг; 0,19 % Ni; 16,8 % W;
0,40 % Мо; 1,05 % V)
б в, МПа
20 800 300 1000 1100 Тисп?С
'60<
ио
20
0,01	0,1	1	10 ё,с1
Рис. 244. Влияние температуры на
прочностные (а) и пластические
свойства (б, в) стали Р18 при ско-
рости растяжения, мм/мин:
/ — 2,3; 2 — 20; 3— 150; 4 — 3 - Ю5
(динамический разрыв)
157
Высоколегированные стали и сплавы
Сталь, сплав	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	Т	СС 'ИСП'	£, С-1			
1	2	3	4	5	6
Х9С2	700—1100	10~4—10а	О	245	[35]
50Х8С2	900-1200	1,5-100	а	246	[Ю].
40Х8Г6	950, 1025	10’3-1	о	247	[52]
Х12	800—1200	0,05-150	о	248	[34]
Х12М	900-1200	10-2-40	о	249	[221]
Х12Ф	900-1250	~15	Лр	250	32]
12X13	20-700	0,1-90	а	251	[30]
	800-1200	0,2-100	о	252	[14]
	800—1200	0,8—100	о	253	[14]
	800—1200	0,05; 7,5	а	254	34]
	900-1200	0,5-50	о	255	12]
	1000-1200	400, 1050	а	256	[Н7]
	600-1200	ю-«-ю2	о	257	[35]
	900—1200	0,005-10		258	[27]
	800—1200	0,01—30	ф, 6	259	[206]
20X13, 12X13	600—1200	Ю-4—50	а	260	[210]
12X13, 40X13	600—1200	10‘4—50	а	261	[2Ю]
40X13	900—1200	0,5—50	о	262	[12
	800—1200	0,05-150	а	263	[34]
Х13	900—1200	1,5-100	о	264	[Ю]
10X14, 10X15,	750—1300	-10°	п	265	[16]
20X14, 20Х17Н2					
50X15НМ2, 08X14ГС	800—1350	-Ю’1	п	266	[217]
07X17	600—1200	0,1; 10	Лр	267	[60]
	600—1200	0,1; 10	р а	268	[60]
30X13, 12X17, 15X25,	600-1200	10-4—50	о	269	[2Ю]
15X28					
Типа 08X17	800-1200	0,8—100	О	270	[14]
Х17Ю5, Х4В9Ф2	600-1200	10-4-50	о	271	[2Ю]
Х18МГФ	800-1200	0,01—100	5	272	[206]
10Х18Г2Ю	500—1000	—	о	273	[21]
95X18	900-1200	2—100	0	274	[38]
	900—1200	0,05-150	0	275	37]
	850—1300	~15	Лп	276	32]
10Х18СЮ,	750—1250	-10°	Р п	277	46]
10Х25СГЮ2					
Х25	800—1200	0,5; 7,5	0	278	[37]
	1100	10-3—2,6	О	279	[209]
15X25, Х25Ю5	800—1200	0,05—7,5	О	280	[34]
15Х25Т	800-1100	0,01-Ю2	6	281	[206]
15X28	600—1100	IO’4-Ю2	О	282	[35]
Н25	600-1200	IO"4—Ю2	О	283	[35]
Х11Н2	800—1300	IO’3—102	6	284	[206J
Х14Н4	800-1250	Ю-з-102	6	285	[206]
ЮХ14Г14НЗ	800—1200	IO"3—30	ф. 6	286	[206]
Х17Н2	900—1200	0,5-50	О	287	[12]
	800-1250	IO’3—102	6	288	[206J
Х17Н2ГС	800—1300	1,26—7,55	п	289	[180]
09X16Н4Б	800-1250	IO"3—Ю2	6	290	[206J
Х16Н5М4	800-1200	0,8-100	0	291	[14]
Продолжение табл.
Сталь, сплав	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	7цсп* °C	е, с-1			
1	2	3	4	5	6
Х16Н9	800-1200	IO"3—102	6	292	[206]
Типа Х12Н12СГ	800-1200	0,8-100	0	293	[14]
45Х14Н14В2М	600—1200	10-4-50	0	294	[2Ю]
Типа Х12Н15Г	800-1200	0,8-100	0	295	[14]
Х17Н7МЮ	800-1200	0,8-100	0	296	[14]
12Х18Н9	0-1200	0,2-650	О	297	[14]
	900-1200	1,5-100	0	298	[Ю]
	0-1200	197-529	0	299	[14]
	64-1230	IO"3; 44	Т	300	[203]
	800-1200	0,7—23	О	301	[49]
	600-1200	IO"4- ю2	О	302	[35]
12Х18Н9Т	900-1100	10-4-Ю	О	303	[273-275]
	900-1200	0,5-50	О	304	[12]
	900-1200	0,05-150	О	305	[34]
	20-800	0,1-90	О	306	[30]
	800-1200	10-3-103	О	307	[204]
	600-1200	0,1; 10	Лр	308	30]
18Х18Н9	900-1200	0,05-150	О	309	[34
Х14Н14ВГС	700-1000	10-4-Ю2	О	310	[35
Х14Н14В	800-1100	10-4-Ю2	О	311	[35:
15Х16Н14В2Т	800-1200	0,8-100	0	312	[14
Типа 02Х17Н12М2	0-1200	197—527	0	313	[14
Типа 05Х17Н12М2	0-1200	197—527	0	314	[14
Типа 10Х17Н12М2	800-1200	0,8-100	0	315	[14
ЮХ17Н13М2Т	900-1200	0,05-150	0	316	[34
	900-1200	0,05-50	0	317	[12
10X17H13M3T	800-1250	ю-2-ю2	6	318	[206]
20Х17Н13М2Т	800-1000	10-4-Ю2	О	319	[35]
Типа ЮХ18Н12Г2	1100	20,6	О	320	[21]
10Х18Н12М2Г2СЮ	700-1200	~40	Лр	321	[61]
15Х18Н12С4ТЮ	900-1200	-10"1	п	322	[225]
05Х21Н6М2Т	900-1200	0,05-150	0	323	[37]
Типа 15Х22Н13Г	0-1200	197-527	О	324	[14]
00Х21Н16АГ8	800-1300	10"2-102	6	325	[206]
Типа 05Х25Н6	600-1200	0,1; 10	Лр	326	[60]
20Х23Н18	900-1300	0,5; 7,5	0	327	[34]
	700—1100	10-4-Ю2	О	328	[35]
Х18Н25С2	900—1200	0,05; 7,5	0	329	[34]
	600—1200	10-4-50	0	330	[2Ю]
02Х25Н20Г2С2	800-1300	1,26—7,55	п	331	[180]
Типа12Х25Н22	0-1200	197—527	О	332	[14]
ХН35ВТ	1000-1200	Ю-з-10	Sfe	333	[27]
45Х14Н14В2М	600-1200	10-4-50	0	334	[2Ю]
Х14, Х14Н14СВ2М,	600-1200	10-4-50	О	335	[2Ю]
Р9, 20Х23Н13					
15Х25Н20ГС2,	600-1200	10-4-50	0	336	[210]
Х20Н80, 0Х17Ю5,					
Х25Ю5					
20Х23Н13	800-1200	10-2—102	6	337	[206]
40Х15Н7Г7Ф2МС	900-1200	0,05-150	О	338	[37]
158
159
Продолжение табл.
Сталь, сплав	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	Т	°C	ё, с-1			
1	2	3	4	5	6 .
Св.10Х16Н25АМ	900-1200	0,05—150	а	339	[37]
Х15Н60	900-1200	0,05—150	а	340	[37]
ХН79Т	20—1200	10-3—102	ф, б	341	[3]
Х20Н80	850-1200	10-2—100	0	342	[226, 227]
40Х15Н7Г7Ф2МС	850-1200	10-2—100	ф, 5	343	[226, 227]
Х20Н80	20-1250	IO'3—102	Ов. 6, ф	344	[3]
	20-1200	Ю-З—Ю2	ав. 6, ф	345	[3]
ХН78Т	900-1200	0,5-50	0	346	[12]
	900-1200	0,05-150	0	347	[37]
25Х13Н2	20—1200	~103	0	348	
08Х20Н10Г6	900-1200	0,05-150	0	349	[37]
37Х12Н8Г9МВ	800-1200	1-10; 102	q	350	[36]
	900—1150	0,7—70	ф. 6	351	
	900-1200	0,05-150	а	352	[37]
Сплав на основе ни-	950-1200	10-2-102	0	353	[226, 227]
келя	950-1200	10-2-102	ф. 6	354	226, 227
ХН70МВТЮБ	950-1150	10-2-102	0	355	226, 22/ v
	950—1200	10-2-102	ф, 6	356	226, 227
ХН75МТЮБ	900—1200	10-2-102	0	357	226, 22/
	900-1200	0,5—50	0	358	[12]
	900-1200	Ю-2-102	ф, 6	359	[226, 227]
	800-1200	10-2-102	ф, 5	360	[206]
ХН70МВТЮ	850-1150	1-10; 102	а	361	[36]
	800—1200	0,03-30	б, ф	362	[206]
08Х23Н28МЗДЗ	20—1250	IO’3; 102	Ов. б, ф	363	[3]
18ХМТФ	900-1200	0,05-150	о	364	[37]
Х21Н10Ф	900-1200	2-100	о	365	[38]
15Х18Н12С4ТЮ	800-1250	10-2-30	ф. б	366	[206]
ВЖ98, ХН70Ю	900-1200	0,5—50	о	367	[12]
10Х11Н20ТЗР	850—1100	10-2-102	о	368	[226, 227]
	850-1100	Ю-2-102	ф, б	369	[226, 227]
ХН73МБТЮ	900-1250	Ю-з-102	ф. б	370	[230]
36НХТЮ	900-1150	Ю-2-102	О	371	[226, 227]
	900-1200	Ю-2-102	ф. б	372	[226, 227]
	800-1200	10-.2-102	ф. б	373	[206]
ХН38ВТ	900-1200	2-100	О	374	[38]
12Х21Н5Т	900-1200	0,05—150	О	375	[37]
Х10Н75В5МЮ	950-1200	Ю-2-102	О	376	[226, 227]
	950—1200	IO’2— ю2	ф. б	377	[226, 227]
Х25Н16Г7АР	900-1200	2-100	о	378	[38]
	900-1200	IO’2—Ю2	О	379	[226, 227]
	900—1200	IO’2—Ю2	б, ф	380	[226, 227]
ХН62МВКЮ	900-1200	1-50	О	381	[228]
	900—1200	1—50	ф. б	382	[228]
ХН67ВМТЮ,	900-1200	0,5-15	О	383	[229]
Х15Н55М16В, Н70М27					
ХН65ВМТЮ	950-1200	IO’2—Ю2	О	384	[226, 227]
	950-1200	Ю-2-102	б, ф	385	[226, 227]
160
Продолжение табл.
Сталь, сплав	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература	
	7*исп’ °C	ё, с-1				
1	2	3	4	5	6	
ХН55ВМТКЮ	1100-1200	2-100	О	386	[38]	
>	1000-1150	IO’2-Ю2	О	387	[226, 227]	
	1000-1200	IO-2—Ю2	ф. б	388	[226, 227]	
	900—1200	Ю-4; Ю2	q	389	—	
ХН70ВМТЮ,	800—1200	Ю-4; Ю2	ов> б, ап	390	—	
ХН62МВКЮ,						
ХН77ТЮ, ХН77ТЮР,						
ХН70ВМТЮФ,						
ХН55ВМТКЮ						
06ХН28МДТ	900—1200	10-2-102	о	391	[226, 227]	
	900-1200	10-2—Ю2	ф. б	392	[226, 227]	
	800—1200	10-2—102	ф. б	393	[206]	
13Х11Н2В2МФ	900—1200	0,05-150	О	394	[37]	
11Х11Н2В2МФ	800-1250	0,03-30	ф. б	395	[206]	
40КНХМ	900-1200	Ю-2-102	а	396		[226, 227]
	900-1200	10-2-Ю2	ф. б	397		226, 227]
10X11H23T3MP	850-1100	Ю-2-102	о	398		226, 227]
	850-1100	10-2-Ю2	ф. б	399		226, 227]
36НХТЮМ	900-1100	10-2-Ю2	а	400		226, 227]
	900-1200	10-2—ю2	ф, б	401		226, 227]
36НХТЮМ8	900-1100	10-2-Ю2	о	402		226, 227]
	900—1200	10-2-Ю2	ф. б	403		226, 227]
08Х22Н6Т	900-1200	10-2-Ю2	о	404		226, 227]
	900-1200	10-2-Ю2	ф, б	405		226, 227]
ХН50МВКТЮР	900-1150	1-50	о	406	[228]	
ХН56ВМКЮ	830-1230	0,03—30	ф, б	407	[206]	
ХН56ВМТЮ	1000-1150	10-2-Ю2	О	408	[226, 227]	
	1000-1200	Ю-2-102	ф. б	409	[226, 227	
ХН67МВТЮ	950-1200	10-2-Ю2	О	410	[226, 227	
	950-1200	Ю-2-102	ф. б	411	[226, 227	
	1000-1150	10-2—102	О	412	[226, 227	
ХН51МВТЮКФР	1000—1200	10-2—ю2	ф. б	413	[226, 227	
10Х12Н36	20-1250	IO’3; Ю2	ав, б, ф	414	[3]	
55X20 Г9АН4	20—1200	~ю3	о	415		
13X15H4AM3	950-1250	1-100	ф. б	416	[230]	
	950-1250	1-100	о	417	[230]	
25Х12Н2В2М2Ф	900—1200	10-2—Ю2	о	418	[226, 227]	
	900-1200	10-2— ю2	ф. б	419	[226, 227]	
Х15Н5Д2Т	20,	1-100	о	420	[230]	
	950-1250					
	950-1250	1-100	ф. б	421	[230]	
ХН60МВТЮ	800—1200	1-10	ф. б	422	[228]	
0Х17Н16	950-1200	0,5-25	о	423	—	
ХН50ВМТЮБ	950-1200	0,5-25	о	424	—	
ХН68ВМТЮК	1000—1200	0,5-15	а	425	[240]	
ХН62ВМЮТ	1000-1200	0,5-25	о	426	[240	
ЭП708ВД	1000—1200	0,5-25	ф. б	427	[240:	
ХН45МВТЮБР	1000-1150	0,5-25	о	428	[240'	
25Х15ЮБ	950-1200	0,5—25	о	429	—	
ЖСбкп	1100	10-2-10-э	о \	430	[248]	
И Заказ № 122
161
б, МПа
Рис. 245. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на о стали
Х9С2 при £=404-50%

Рис. 246 Кривые деформационного упрочнения стали типа 50Х8С4
(0,47 % С; 3,74 % Si; 0,58 % Мп; 8,20 % Сг; 0,20 % Ni) при скорости
деформации 1,5 (/), 8 (2), 40 (3) и 100 с-1 (4)
162
Рис. 247. Кривые испытаний на сжатие стали
40Х8Г6 (0,46% С; 7,8 % Сг; 6,0 % Si) при 950
(сплошные линии) и 1025 °C (штриховые линии).
Скорость деформации, с-И
1 — 0,001; 2 — 0,1; 3— 1
6, НПа
Рис 248. Кривые деформационного упрочнения стали
Х12 (1,5% С; 0,24% Мп; 0,29 % S1; 0,16 % Ni; 11,8 %
Сг) при скорости деформации 0,05 (а), 7,5 (б) и
150 с-1 (в). Температура, вС:
7 — 800; 2 — 900; 3 — 1000; 4 — 1100; 5 — 1200
11*
163
Рис. 249. Кривые деформационного упрочнения стали Х12М
(1,5% С; 0,23% Мп; 0,24 % SI; 11,67% Сг; 0,23 % V; 0,53 %
Мо; 0,22 % Nt) при скорости деформации 5«10“2 (/), 10 (2)
и 40 с-1 (3)
Рис 250 Влияние температуры на предель-
ную пластичность литой стали Х12Ф при про-
катке на клин (<тср/Т«70; Нср«15 с-1):
1 — прямой нагрев; 2—4 — предварительный
нагрев на 1225, 1200 и 1150 °C соответственно
Рис. 251 Кривые упрочнения отожженной стали типа 12X13 при скорости деформа-
ции 0,1 (а), 1,5 (б) и 90 с-1 (в). Температура, °C:
/ — 20; 2—100; 3 — 200; 4 — 300; 5 — 400; 5 — 500, 7 — 600; 3 — 700
164
б, МПа
300
200
100
Рис. 252. Кривые ис-
пытаний на сжатие
стали типа 12X13
(0,12 % С; 0,12 % Si;
0,29 % Мп; 12,11 %
Сг); образцы разме-
ром 8X12 мм после
горячей прокатки и
отжига
1100°С
100с1
О 0,2 0,4 0,6	0	0,2 0,4 0,6 О 0,2 0,4 0,6 ё
1__1__I___I____I_____I__I____I_I___I____I_____I__I__I___I___I____I____L-J
0 0,10,2 0,3 44 0,5 0 0,10,2 0,3 0,4 0,5 0 0,10,2 0,3 0,4 0,5 е
б, МПа
О 0,2 0,4 0,6 0	0,2 0,4 0,6 0	0,2 0,4 0,6 ё
। ।	।	।	1	||___I__I__I___I____I__1_I__I___I___i___।__।
О 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0 0,10,20,3 0,4 0,5 0 0,10,20,3 0,4 0,5 е
Рис. 253. Кривые испытаний на сжатие стали типа 12X13 (0,16 % С;
0,37 % Si; 0,44 % Мп; 12,62 % Сг); образцы размером 15X22,5 мм после
горячей прокатки и отжига
165
Рис. 254. Кривые деформационного упрочне-
ния стали 12X13 (0,13% С; 0,50 % Мп; 0,29 %
Si; 0,19 % Ni; 12,6 % Сг) при скоростях де-
формации 0,05 (а) и 7,5 с~1 (б). Температура,
°C:
/ — 800; 2 — 900; 3 — 1000; 4-1100; 5 — 1200
Рис. 255. Кривые деформационного упрочнения стали 12X13
(0,13 % С; 0,60 % Мп; 0,91 % S1; 13,92 % Сг; 0,41 % N1) при
скоростях деформации 0,5 (а), 5 (б) и 50 с-1 (в). Темпера-
тура, °C:
/—900; 2— 1000; 3-1100; 4—1200
6,НПа
1 — 1000; 2—1100; 3—1200
166
Рис. 257. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на о
стали 12X13 при е=4(Н-50%
200V—
150 —
100 —
50 —
30 —
20 —
10 —
10~3 * * (б)	10'2	10~7	1 ё,с~1
Рис. 258. Скоростное упрочнение
стали 12X13 (0,08% С; 0,30 % Мп;
0,27 % St; 0,28 % Ni; 12,20 % Сг).
Температура, °C:
/ _ goo; 2 — 1000; 3 — 1100; 4 — 1200
Рис. 259. Зависимость ф (а) и д
(б) от температуры стали 12X13
(0,16 % С; 0,19 % Мп; 0,33 % S1;
0,47 % Ni; 13,0 % Сг). Сплошные
линии — продольные образцы, штри-
ховые — поперечные
167
/ — 1200; 2—1100; 3— 1000; 4 — 900; 5 — 800; 6 — 700; 7 —
600. Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	S1	Мп	N1	Сг
а б	20X13 12X13	0,22 0,11	0,6 0,53	0,31 0,28	0,51 0,4	13,8 12,8
6,МПа
Рис. 261. Скоростные упрочнение сталей 12X13 (а) и
40X13 (б) при е=20%. Температура, °C:
/ — 1200; 2—1100; 3 — 1000; 4 — 900; 5 — 800; 6 — 700; 7 —
600. Химический состав сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Si	Мп	N1	Сг
а	12X13	0,12	0,61	0,52	0,55	12,9
б	40X13	0,47	0,72	0,68	0,61	13,2
168
б. МПа
б, МПа
Рис. 262. Кривые деформационного уп-
рочнения стали 40X13 (0,35 % С; 0,30 %
Мп; 0,33% Si; 0,10 % Ni; 12,67 % Сг)
при скоростях деформации 0,5 (а), 5
(б) и 50 с-1 (в). Температура, вС:
/—900; 2— 1000; 3—1100; 4—1200
Рис. 263. Кривые деформационного уп-
рочнения стали 40X13 (0,37 % С; 0,39 %
Мп; 0,36 % Si; 0,30 % Ni; 13 % Сг) при
скоростях деформации 0,05 (а), 7,5
(б) и 150 с-1 (в). Температура, °C:
/- 800; 2 — 900; 3- 1000; 4-1100; 5 —
1200
169
б МПа
Рис. 264. Кривые деформационного упрочнения стали Х13 с 2,23 %
С (0,43 % Si; 0,37 % Мп; 0,33 % Ni; 13,10. % Сг) при скоростях де-
формации 1,5 (/), 8 (2), 40 (3) и 100 с-1 (4)
Рис. 265. Влияние температуры на пластичность хроми-
стых сталей при испытаниях на кручение. Химический
состав сталей, %:
Рис. 266. Влияние температуры испытаний
на пластичность сталей типа 08Х14ГС (/) и
50X15НМ2 (2) при испытаниях на кручение
170
Рис. 267. Влияние температуры и схемы напряженного
состояния при испытаниях на предельную пластичность
стали типа 07X17 (0,07 % С; 0,40 % Мп; 0,43 % Si; 16,5 %
Сг; 0,37 % Ni; 0,29 % Ti; 0,34 % V):
1 — испытание на кручение сплошных образцов; 2 —
растяжение гладких цилиндрических образцов; 3 — ра-
стяжение образцов с надрезом; сплошные линии — е=
=0,1 с-’; штриховые — ё=10 с-1
Рис. 268. Влияние температуры испытаний на
сопротивление деформации стали типа 07X17
(кручение) при скорости деформации 0,1 (/)
и 10 с-1 (2). Химический состав см. на
рис. 267
Рис. 269. Скоростное упрочнение высокохромистых сталей 30X13 (а), 12X17 (б),
15X25 (в) и 15X28 (г). Температура, вС:
/— 1200; 2—1100; 3— 1000; 4 — 900; 5 — 800; 6 — 700; 7 — 600. Химический состав
сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Si	Мп	Сг	Ni
а	30X13	0,29	0,51	0,27	14,2	0,48
б	12X17	0,1	0,81	0,62	17,2	0,68
в	15X25	0,17	1,1	1,3	26,2	0,52
г	15X28	0,12	0,4	0,58	28,0	0,61
171
Рис. 270. Кривые испытаний на сжатие горячекатаной и отожженной стали
типа 08X17 (0,08 % С; 0,45 % Si; 0,43 % Мп; 17,38 % Сг; 0,31 % N1)
Рис. 271. Скоростное упрочнение стали
Х17Ю5 (а) и Х4В9Ф2 (б) при е=20 %.
Температура, °C:
1 - 1200; 2 — 1100; 3 — 1000; 4 - 900; 5 -
800; 6 — 700; 7 — 600. Химический состав
сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Si	Мп	Сг	Ni	Другие
а	Х17Ю5	0,1	0,48	0,18	17,5	0,55	5.6А1
б	Х4В9Ф2	0,81	0,38	0,41	4,1	0,29	9,2W; 1,6V
172
Рис 272. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на б
стали Х18МТФ (0,06 % С; 0,36 % Мп; 0,22 % Si; 18,9 % Сг; 0,15 % Ni; 0,72 %
W; 0,34% Мо; 0,38 % V)
Рис. 273. Кривые испытаний на сжатие стали
типа 10Х18Г2Ю (17,5 % Сг; 1,43 % Si; 1,0 % Al).
Температура, °C:
7 — 500; 2 — 550; 3 — 700; 4 — 900; 5 — 1000; сплош-
ные линии — опытные кривые; штриховые — рас-
четные с учетом теплового эффекта
Рис. 274. Кривые деформационного упрочнения стали 95X18 (ЭШП): а — е=>2
и 16 с-1 (соответственно сплошные и штриховые линии); б — е—50 и 100 с-1
(соответственно сплошные и штриховые линии)
в, МПа
Рис. 275. Кривые деформационного упрочнения стали 95X18
(0,93% С: 0,46% Мп; 0,43 % Si; 0,018 % Р; 0,010 % S; 0,14 %
Ni; 17,5 % Сг) при скорости деформации 0,05 (а), 7,5 (б)
и 150 с-1 (в). Температура, вС:
7 — 900; 2— 1000; 3-1100; 4—1200
Рис. 276. Влияние температуры испытаний на предельную
пластичность литой стали 95X18 при прокатке на клин
с температурой предварительного Hafrpeea 1150 (а), 1200 (б),
1225 (в), 1250 (г) и 1275 вС (д) при Нср«15 с-1:
1 — аср/Т~0,15, 2 — оср/Т~0,70
174
Рис. 277. Влияние температуры испытаний на предельную пластич-
ность высокохромистых сталей типа 10Х18СЮ (/) и 10Х25СГЮ2 (2).
Химический состав сталей, %:
Сталь	С	S1	Мп	Сг	А1	Р	S
1 2	0,09 0,08	1,43 1,36	0,30 0,87	17,50 24,17	1,01 1,60	0,030 0,026	0,008 0,011
Рис. 278. Кривые деформационного упрочнения стали Х25 (0,08 % С,
0,59 % Мп; 0,4 % St; 0,025 % Р; 0,012 % S; 0,016 % Nt; 24,3 % Сг) при
скорости деформации 0,05 (а) и 7,5 с-1 (б). Температура, °C:
/ — 800; 2 — 900; 3— 1000; 4—1100; 5—1200
Рис. 279. Кривые деформационного упрочнения стали
типа Х25 при испытаниях на кручение (1100 °C) с раз-
личной скоростью деформации, с-1;
/-1,2-10-3; 2-3,6-10-3; 3-1,4-10-2; 4 — 3,6 • 10-2; 5 —
6,5-10-2; 5-1,6-10-1; 7-4,2-10-1; 8—1,1; 9 — 2,6
175
б,МЛа_
О 10 20 50 ЬО 50
б,НПа
Рис. 280. Кривые деформационного упрочнения стали 15X25 (а, б) и
Х25Ю5 (в, г). Температура, °C:
/ — 800; 2— 900; 3— 1000; #—1100; 5—1200
Рис.	Сталь	8, С~»	Рис.	Сталь	8, С~»
а	15X25	0,05	в	Х25Ю5	0,05
б	15X25	7,5	г	Х25Ю5	7,5
Рис. 281. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на б
стали 15Х25Т
176
Рис. 283. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на б
сплава Н25 при е=40 4-50 %
Рис. 284. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на б стали
Х11Н2
12 Заказ Na 122
177
Рис 285. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на б стали
Х14Н4
Рис. 286. Влияние температуры на ф (а) и б (б) стали 10Х14Г14НЗ. Сплош-
ные линии — кованый металл, штриховые — литой
6, МПа
Рис. 287. Кривые деформационного уп-
рочнения стали Х17Н2 (0,13 % С; 0,49 %
Мп; 0,22 % Si; 17,8 % Сг; 2,06 % Ni)
при скоростях деформации 0,5 (а),
5 (б) и 50 с-1 (в). Температура, °C:
/ — 900; 2— 1000; 2—1100; 4—1200
178
Рис. 288. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на 6 стали
Х17Н2
Рис. 289. Влияние температуры на
пластичность стали типа Х17Н2ГС
(0,2 % С; 1,0 % Si; 1,0 % Мп; 0,04 %
Р; 0,03% S; 17,0 % Сг; 2,0 % Ni).
Скорость деформации, с-1;
/ — 1,26; 2 — 5,03; 3-7,55
Рис. 290. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на б стали
09Х16Н4Б. Сплошные линии — кованый металл, штриховые — литой
12*
179
б,мпа
Рис. 291. Кривые испытаний на сжатие горячекатаной
и отожженной стали Х16Н5М4 (0,05 % С; 0,45 % Si;
0,68 % Мп; 16,47 % Сг; 4,71 % Ni; 4,25 % Мо)
Рис. 292. Влияние температуры (а) и скорости деформации (6) на 6 стали Х16Н9.
Сплошные линии — кованый металл, штриховые — литой
180
Рис. 293 Кривые испытаний на сжатие горячекатаной и отожженной
стали типа Х12Н12СГ (0,12 % С; 0,95 % Si; 1,34 % Мп; 12,79 % Сг; 12,34 %
Ni)
Рис. 294. Скоростное упрочнение стали 45Х14Н14В2М
при е=20 % (0,47 % С; 0,32 % Si; 0,61 % Мп; 13,8 %
Сг; 13,9 % Ni; 0,38 % Мо; 2,7 % W). Температура,
°C:
7 — 1200; 2—1100; 3 — 1000; 4 — 900; 5 — 800; 5 — 700;
7 — 600
181
в, НПa
О 0,1 0,2 0,3 0,0	0,5 О 0,1 0,2 0,3	0,5 £
Рис. 295. Кривые испытаний на сжатие горячекатаной и
отожженной стали типа Х12Н15Г (0,21 % С; 0,62 % Si; 1,23 %
Мп; 11,85% Сг; 15,06 % Ni)
О0,10,20,3 0,0 0,500,10,20,30,0 0,5 00,10/0,30,0 0,5 е
Рис. 296. Кривые испытаний на сжатие горячекатаной и
отожженной стали типа Х17Н7МЮ (0,08 % С; 0,93 % Si;
1,10 % Мп; 16,9 % Сг; 6,9 % Ni; 0,31 % Мо; 0,93 % А!)
6,МПа________________в, МПа	в, МПа	6, fl Па
Рис. 297 Кривые испытаний на сжатие горячекатаной и отожженной стали типа 12Х18Н9 (0,08 % С; 0,49 % Si; 1,06 % Мп; 18,37 %
Сг, 9,19% Ni)
183
б,МПа
Рис. 298. Кривые деформационного упрочнения стали
типа 12Х18Н9 (0,07 % С; 0,43 % Si; 0,48 % Мп; 18,60 % Сг;
7,70 % Ni) при скоростях деформации 1,5 (/), 8 (2),
40 (5) и 100 с-1 (4)	'
Рис 299. Кривые испытаний на
сжатие горячекатаной и отож-
женной стали типа 12Х18Н9
(0,07 % С; 0,71 % Si; 1,07 % Мп;
18,34 % Сг; 9,56 % Ni)
О 0,1 0,2 0,3 О,Ь е
Рис. 300. Кривые испытаний на
кручение горячекатаной и отож-
женной стали типа 12Х18Н9
(0,026 % С; 0,54 % Si; 1,72 % Мп;
0,026 % Р; 0,005 % S; 0,07 % Си;
19,02 % Сг; 10,80 % Ni) при ско-
рости деформации 4,5 • 10-3 (а)
и 44 с-1 (о) и различных тем-
пературах, °C:
/-64; 2 — 228; 3-395; 4- 564;
5 — 729; 6 — 896; 7 — 1063; 8 —
1230
т,МПа
301. Кривые испытаний на кручение стали
12Х18Н9 (0,07 % С; 0,82 % Si; 1,76 % Мп;
Рис.
типа ________ v.,_.	______ ... ___ „
17,6 % Сг; 8,52 % N1) при скорости деформации
0,066	~~ ""	' ""
(/) и 2,3 (2) и 23 с-1 (3)
Рис 302. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б)
на о стали 12Х18Н9
Рис. 303. Кривые упрочнения — разупрочнения при испытаниях на растяжение
стали 12Х18Н9Т (0,13 %С; 1,09 % Мп; 0,4 % Si; 17,15 % Сг; 10,38 % Ni; 0,8 %
Ti) после горячей прокатки и отжига. Скорость деформации:
1 — 7-Ю-3, 2— 2-10-3; 3— 3-10~4; 4 — кривая предела текучести
тисп°с
Рис. 304. Кривые деформационного
упрочнения стали 12X18Н9Т (0,07 %
С; 0,85 % Мп; 0,47 % Si; 17,8 % Сг;
10,5 % Ni; 0,2 % Ti) при скоростях
деформации 0,5 (а), 5 (б) и 50 с-1
(в). Температура, вС:
/ — 900; 2- 1000; 3-1100; 4-1200
б,МПа
Рис. 305. Кривые деформационного упрочнения ст:
1,07 % Мп; 0,6 % Si; 18,2 % Сг; 10,3 % Ni; 0,65 % Ti)
ции 0,05 (а), 7,5 (б) и 150 с-1 (в). Температура, °C:
12Х18Н9Т (0,11 % С;
ючнения ругали
при скоростях деформа-
/—900; 2- 1000; 3-1100; 4-1200
Рис. 306. Кривые деформационного упрочнения закаленной стали типа
12Х18Н9Т при скоростях деформации 0,1 (а), 1,5 (б) и 90 с-1 (в) и темпе-
ратурах, °C:
/ — 20; 2—100; 3 — 200; 4 — 300; 5 — 400; 5 — 500; 7 — 600; 3 — 700; 9 — 800
187
Рис. 307. Скоростное упрочнение стали
12Х18Н9Т (0,11 %С; 1,40 % Мп; 0,60 %
Si; 19,5% Сг; 10,0 % Ni) при е-30 %.
Температура, °C:
1 — 800; 2 — 900; 3 — 1000; 4 — 1100; 5 —
Рис. 308. Влияние температуры на
предельную пластичность стали
12Х18Н9Т (0,10% С; 0,60 % Si; 1,52 %
Мп; 0,040 % Р; 0,017 % S; 17,87 % Сг;
10,66 % Ni; 0,40 % Ti):
/ — испытания на кручение; 2 —испы-
тания на растяжение; 3 — испытания
на растяжение образцов с надрезом;
сплошные линии —е=0,1 с-1, штрихо-
вые 6=10 с-®
Рис. 309. Кривые деформа-
ционного упрочнения стали
18Х18Н9 (0,21 % С; 1,07 %
Мп; 0,72 % Si; 17,6 % Сг;
9,0 % Ni) при скоростях де-
формации 0,05 (а), 7,5 (б)
и 150 с-1 (в). Температура,
°C.
/ — 900; 2—1000; 3 — 1100;
4—1200
Рис. 310. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б)
на о стали Х14Н14ВГС
Рис. 312. Кривые испытаний на сжатие горячекатаной и отожженной
стали типа 15Х16Н14В2Т (0,14 % С; 0,36 % Si; 0,70 % Мп; 16,6 % Сг;
13,54 % Ni; 1,07 % Ti; 2,7 % W)
189
б,нпа
Рис. 313. Кривые испытаний на сжатие стали типа 02Х17Н12М2 (0,03 % С; 0,60 % Si;
1,12 % Мп; 16,9 % Сг; 12,59 % Ni; 2,13 % Мо); образцы после горячего волочения,
и отжига
190
б, МП a
Рис. 314. Кривые испытаний на сжатие стали типа 05Х17Н12М2 (0,06 % С; 0,52 % Si;
1,40% Мп, 17,25 % Сг; 12,23 % Ni; 2,17 % Мо); образцы после волочения и отжига
О 0,1	0,2	0,3 О,0 е
191
Рис. 315. Кривые испытаний на сжатие стали типа 10Х17Н12М2 (0,07 %
С; 0,67 % Si; 1,34 % Мп; 17,29 % Сг; 12,0 % Ni; 2,26 % Мо); образцы
после горячей прокатки и отжига
Рис 316. Кривые деформационного упрочнения стали ЮХ17Н13М2Т (0,09 % С;
1,13% Мп; 0,66% Si; 13,6 % Ni; 16,7 % Сг; 0,25 % Си; 2,05 % Мо; 0,44 % Ti) при
скоростях деформации 0,05 (а), 7,5 (б) и 150 с-1 (в). Температура, °C:
1 — 800; 2 — 1000; 3—1100; 4 — 1200
192
Рис. 317. Кривые деформационного
упрочнения стали 10Х17Н13М2Т
(0,09 % С; 1,0 % Мп; 0,60 % Si;
17,2% Сг; 11,2% Ni; 2,3 % Мо;
0,58 % Ti) при скоростях деформа-
ции 0,5 (а), 5 (б) и 50 с~1 (в). Тем-
пература, °C:
/—900; 2— 1000; 3—1100; 4—1200
Рис 318 Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на б стали
10X17H13M3T. Сплошные линии — кованый металл, штриховые — литой
13 Заказ № 122
193
Рис. 320. Кривые испытаний на
сжатие стали типа 10Х18Н12Г2 при
7’исп = 1100°С и 6 =20’6 С-1
1 — металл в деформированном со-
стоянии; 2 — металл литой, образцы
продольные; 3 — металл литой, об-
разцы поперечные; 4 — металл ли-
той, середина слитка
Рис. 321. Влияние температуры на
предельную пластичность стали
типа 10Х18Н12М2Г2СЮ при испы-
таниях на кручение (ё~40 с-1):
/ — деформированный металл; 2 —
металл литой, образцы поперечные;
3 — металл литой, образцы про-
дольные; 4 — металл литой, центр
слитка
1 — 900, 2 — 1000; 3 — 1100; 4—1200
Содержание феррит а,7,
6, МПа
Рис 323 Кривые дефор-
мационного упрочнения
стали 05Х21Н6М2Т (0,6 %
С; 0,45% Мп; 0,45 % Si;
0,022 % Р; 0,010 % S;
21,0 % Сг; 6,1 % Ni) при
скоростях деформации
0,05 (а), 7,5 (6) и 150 с~1
(в) и различных темпе-
ратурах, °C:
I - 900, 2 — 1000; 3—1100;
4 - 1200
194
Рис 324. Кривые высокоскоростных
испытаний на сжатие стали типа
15Х22Н13Г	(0,13 % С; 0,42 % Si;
1,30% Мп; 22,30 % Сг; 12,99 % Ni);
образцы после волочения и отжига
13*
195
Рис. 326 Влияние температуры на пре-
дельную пластичность стали типа 05Х25Н6:
1 — испытания на кручение; 2 — растяже-
ние гладких образцов; 3 —растяжение
образцов с надрезом; сплошные линии
6=0,1 c-Ц штриховые ё = 10 с-1
Рис. 327. Кривые деформационного уп-
рочнения стали 20Х23Н18 (0,15 % С;
1,98 % Мп; 0,5 % Si; 24,5 % Сг; 17,2 %
Ni) при скоростях деформации 0,05
(а) и 7,5 с-1 (б). Температура, "С:
/ — 900; 2—1000; 3 — 1100; <4—1200
Рис. 328. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на а стали
типа 20Х23Н18
196

Рис. 329 Кривые деформационного упрочнения стали
Х18Н25С2 (0,31 % С; 0,49 % Мп; 2,35 % Si; 23,6 % Ni;
17,9% Сг) при скоростях деформации 0,05 (а) и 7,5 с-1
(б). Температура, °C:
/ — 900; 2— 1000; 3—1100; 4—1200
Рис. 330. Скоростное упрочнение стали Х18Н25С2
(0,32 % С; 2,52 % Si; 1,72 % Мп; 18,3 % Сг; 25,8 %
Ni) при е=20 %. Температура, ‘’С:
/ — 1200; 2 — 1100; 3 — 1000, 4 — 900; 5 — 800; 6 —
700; 7-600
Рис. 331. Влияние температуры на пластичность
стали 02Х25Н20Г2С2 (0,2 % С; 2,0 % Мп; 2,0 % Si;
0,045 % Р; 0,03 % S; 25,0 % Сг; 20,0 % Ni) при
скоростях деформации, с-':
1 — 1,26; 2 — 5,03, 3 — 7,55
197
Рис 332. Кривые испытаний на
сжатие стали типа 12Х25Н22 (0,12 %
С; 1,26% Si; 1,56 % Мп; 25,49 % Сг;
21,28 % Ni); образцы после горя-
чего волочения и отжига
Рис. 333. Скоростное упрочнение стали ХН35ВТ
(0,07% С; 1,56 % Мп; 15,3 % Сг; 36,5 % Ni:
1,10 % Ti; 2,88 % W). Температура, °C:
1 — 1000; 2—1100; 3 — 1200
198
б,МПа
600
200
WO
60
20
10
5‘1О'55'10'35П0'15-101510'55’10'35П0'151015-10'55'10'35И0'15Н015Ю'55ПО'35П0'1ё>с1
Рис. 334 Скоростное упрочнение сталей при 8=20 %. Температура, °C:
/—1200; 2—1100; 3— 1000; 4 — 900; 5 — 800; 5 — 700; 7 — 600. Химический состав
сталей, %:
Рис.	Сталь	С	Si	Мп	Сг	N1	Остальные
а	45Х14Н14В2М	0,92	0,51	0,72	14,2	14,3	2,4 % W
б	Х13Ю4	0,22	0,84	1,0	14,5	0,59	4,8 % А1
в	20Х13Н4Г9	0,17	0,75	9,8	12/5	4,5	—
г	40Х10С2М	0,44	2,2	0,48	9,5	0,98	0,76 % Мо
Рис 335 Скоростное упрочнение сталей при 8=20%. Температура, °C:
/—1200; 2—1100; 3— 1000; 4 — 900; 5 — 800; 5 — 700; 7 — 600. Химический состав
сталей, %.
Рис.	Сталь	С	Si	Мп	Сг	Ni	W
а	Х14Н14СВ2М	0,11	0,44	0,62	14,5	0,55		
б	Х14	0,43	2,8	0,72	13,8	14,0	2,2
в	Р9	0,95	0,44	0,49	4,2			9,6
г	20Х23Н13	0,17	0,77	1,7	24,0	13,1	—
199
Рис. 336 Скоростное упрочнение сталей и сплавов при е=20 %. Температура, вС:
/ — 1200; 2—1100; 3— 1000; 4 — 900; 5 — 800; 5 — 700; 7 — 600. Химический состав
сталей, %:
Рис.	Сталь	С	S1	Мп	Сг	Ni	А1
а	15Х25Н20ГС2	0,17	1,61	0,42	26,2	20,1		
б	Х20Н80	0,19	0,55	1,52	22,3	Основа		
в	0Х17Ю5	0,1	0,48	0,18	17,5	0,55	4,9
г	Х25Ю5	0,17	1,1	0,72	24,5	0,55	5,6
Рис. 337. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на б стали
Рис. 338. Кривые деформационного упрочнения стали
40Х15Н7Г7Ф2МС (0,38 % С; 6,0 % Мп; 0,9 % S1; 0,003 % Р; 0,003 %
S; 5,0 % N1; 14,0 % Сг; 1,4 % Nb; 0,5 % Мо) при скорости де-
формации 0,05 (а), 7,5 (б) и 150 с-1 (а). Температура, °C:
/-900; 2 — 1000; 3-1100; 4—1200
б, fl Па
Рис. 339. Кривые деформационного упрочнения стали Св.
10Х16Н25АМ (0,11 % С; 1,5 % Мп; 0,8 % Si; 0,030 % Р; 0,018 % S;
25,5 % Ni; 16,0 % Сг; 6,3 % W; 0,15 % V) при скорости дефор-
мации 0,05 (а), 7,5 (б) и 150 с-1 (в). Температура, °C:
1 — 900; 2 — 1000; 3 — 1100; 4— 1200
Рис. 340. Кривые деформационного упрочнения сплава Х15Н60
(0,12 % С; 1,01 % Мп; 0,75 % Si; 0,020 % Р; 0,006 % S; 57,9 % Ni;
16,8 % Сг; 0,19 % Ti) при скорости деформации 0,05 (а); 7,5 (б)
и 150 с-1 (в). Температура, °C:
1 — 900; 2 — 1000; 3 — Н00; 4 — 1200
201
80
60
40
20
• О
20	700 800 900 700011001200
Рис. 341. Влияние температуры на ip (а)
растяжения, мм/мин:
и 6 (б) сплава ХН79Т при скорости
/ — 20; 2 — 150; 3 — 3-105
Рис. 342. Кривые деформационного упрочнения сплава Х20Н80. Скорость де-
формации, с-1:
1 — 1 • 10-2; 2 — 5 • 10-1; 3 — 1; 4 — 10; 5 — 50; 6 — 100
Рис. 343 Влияние Тасп на гр (а) и б (б) сплава Х20Н80 Обозначения см. на
рис 342
мм/мин:
/ — 2,3; 2 — 20; 3 — 150; 4 — 3*105 (динамический разрыв)
203
Рис. 345. Влияние температуры
на прочностные (а) и пласти-
ческие (б, в) свойства сплава
Х20Н80 с плохой деформируе-
мостью. Обозначения см. на
рис. 344
Рис. 346. Кривые деформационного упрочне-
ния сплава ХН78Т (0,07 % С; 0,45 % Мп; 0,53 %
Si; 20,9 % Сг; 76,7 % Ni) при скоростях де-
формации 0,5 (7), 5 (77) и 50 с-1 (777). Тем-
пература, °C:
/ — 900; 2— 1000; 3—1100; 4—1200
204
б, МПа
Рис. 347. Кривые деформационного упрочнения сплава ХН78Т
(0,08% С; 0,57% Мп; 0,43 % Si; 0,005 % Р; 0,005 % S; 77,3 %
Ni; 20,6 % Сг) при скорости деформации 0,05 (а), 7,5 (б) и
150 с-1 (в). Температура, °C:
/ — 900; 2 — 1000; 3 — 1100; 4 — 1200
Рис. 348. Кривые высокоскоростного нагруже-
ния при испытаниях на баллистическом копре
стали 25Х13Н2. Температура, 0С:
7 — 20; 2 — 200; 3 — 400; 4 — 600; 5 — 800; 6 —
1000; 7 — 1200 (данные А. М. Зайкова)
Рис 349 Кривые деформационного упрочнения стали 08Х20Н10Г6
(0,09 % С; 6,0 % Мп, 0,52% S1; 10,2 % Ni; 19,3 % Сг) при ско-
рости деформации 0,05 (а), 7,5 (б) и 150 с-1 (в). Температура,
•С:
1 — 900; 2 — 1000; 3 — 1100; 4—1200
Рис. 350 Кривые деформационного упрочнения
стали 37Х12Н8Г9МВ. Температура, °C:
/ — 800, 2 — 900; 3 — 950; 4— 1000; 5 — 1050; 6 —
1100; 7—1150; 8— 1200; сплошные линии — испы-
тания на копре (ё»102 с-1), штриховые — на
прессе (8«И-?10 с-1)
Рис 351. Влияние температуры на
ф (а) и б (б) стали 37Х12Н8Г9МВ
при скорости деформации 0,7 (/),
7 (2), 35 (3) и 70 С-1 (4) (данные
В. А Петрова по методике авто-
ров)
Рис 352. Кривые
37Х12Н8Г9МВ (0,37 % (
S,	8,1 % Ni; 12,4 % Сг,	...	....„„ ....
рости деформации 0,05 (а), 7,5 (б) и 150 с-1 (в). Температура,
деформационного упрочнения стали
С; 8,1 % Мп, 0,5% Si; 0,023 % Р; 0,009 %
', 0,4 % Nb; 1,3 % Мо; 1,44 % W) при ско-
/ — 900, 2—1000; 3— 1100, 4—1200
206
Рис. 353. кривые деформационного упрочнения при растяжении горячекатаных обоазпов
сплава на основе никеля (0,06 % С; 0,19 % Si; 17,6 % Сг; 5,96 % Мо; 2,55 % Ti; 3 37 %
Al; Ni —основа). Скорость деформации, с-1:
1 — 1-10-2; 2-5-10-1; 3—1; 4—10; 5 — 50; 5—100
б (б) сплава на основе никеля Обозна-
Рис 354 Влияние температуры на -ф (а) и
чения и химический состав см. на рис. 353
207
б, МП а
Рис. 355. Кривые деформационного упрочнения сплава ХН70МВТЮБ (0,05 % С; 0,49 %
Si; 0,20% Мп; 3,14 % W; 17,58 % Сг; 4,96 % Мо; 2,02 % Ti; 1,61 % Al; 1,44 % Fe; Ni -
основа). Скорость деформации, с-1:
/ —ЫО-2; 2-5-10-1; 3—1; 4—10; 5 — 50; 5—100
Рис. 356. Влияние температуры на ф (а) и б (б) сплава ХН70МВТЮБ. Обозначения
и химический состав см на рис. 355
208
Рис. 357. Кривые деформационного упрочнения сплава ХН75МТЮБ (0,06 % С; 0,22 %
Мп; 0,49% Si; 20,83 % Сг; 2,10 % Мо; 1,15 % Ni; 0,65 % Ti; 0,57 % Al; 1,66 % Fe, NI —
основа). Скорость деформации, с-1:
/ — 1.10-2; 2 — 5-10-1; 5—1; 4—10; 5-50; 5-100
14 Заказ № 122
209
6, fl Па
Рис. 359. Влияние температуры на
ф (а) и б (б) сплава ХН75МБТЮБ.
Химический состав и обозначения
кривых см. на рис. 357
Рис. 358. Кривые деформационного упрочнения
сплава ХН75МБТЮБ (0,06 % С; 0,26 % Мп; 0,65 %
Si; 21,0% Сг; 2,16% Мо; 1,13 % Nb; 0,6 % Т1;
Ni — основа) при скоростях деформации 50 (штри-
ховые линии), 5 (штрихпунктирные) и 0,5 с~*
(сплошные)
Рис. 360. Влияние температуры на ф (а) и б (б) сплава ХН75МТЮБ (0,06 %
С, 0,25% Мп; 0,53 % Si; 20,7 % Сг; 0,67 % Ti; 2,0 % Мо; 1,05 % Nb; 1,15% Fe;
0,45 % Al; Ni —основа). Цифры на кривых — скорость деформации
210
6, fl Па
Рис 361. Кривые испытаний на сжатие
сплава ХН70МВТЮ при температурах 750
(/), 900 (2), 1000 (3), 1050 (4), 1100 (5)
и 1150 °C (6). Сплошные линии — осадка на
копре, штриховые — на прессе
Рис. 362. Влияние температуры на ф
на кривых — скорость деформации
14*
211
Рис. 363. Влияние температуры на
прочностные (а) и пластические (б, в)
свойства стали 08Х23Н28МЗДЗ с плохой
ковкостью при скорости растяжения,
мм/мин:
1 — 2,3; 2 — 20; 3 - 150; 4 - 3 • 105 (ди-
намический разрыв)
Рис. 364. Кривые деформационного упрочнения стали 18ХМТФ
(0,06% С; 0,47% Мп; 0,47 % Si; 0,015 % Р; 0,013 % S; 0,17%
Ni, 18,5 % Сг; 0,4 % Мо; 0,34 % V; 0,69 % Т1) при скорости де-
формации 150 (а), 7,5 (б) и 0,05 с-1 (в). Температура, °C:
/ — 900; 2— 1000; 3—1100; 4—1200
212
б,.М.Па
б,МПа
Рис. 365. Кривые деформационного упрочнения стали Х21Н10Ф:
а — ё=2 и 10 с-1 (соответственно сплошные и штриховые линии);
б—ё=50 и 100 с-1 (соответственно сплошные и штриховые линии)
Рис. 366. Влияние тем-
пературы на -ф (а) и д
(б) стали 15Х18Н12С4ТЮ.
Цифры у кривых — ско-
рость деформации
Рис. 367. Кривые деформацион-
ного упрочнения сплавов ВЖ98
(а), ХН70Ю (б) при скоростях
деформации 0,5 (сплошные ли-
нии), 5 (штрихпунктирные) и
50 с-1 (штриховые). Температу-
ра, °C:
/ — 900; 2— 1000; 3-1100; 4-
1200
Рис. 368. Кривые деформационного упрочнения стали 10Х11Н20ТЗР (0,06 % С; 0,33 % Si;
0,54 % Мп; 11,15% Сг; 19,23 % Ni; 2,95 % Ti). Скорость деформации, с-1:
/—1-10-2; 2-5-10-1, 3—1; 4—10; 5 — 50; 6—100
Рис. 369. Влияние температуры на б (а) и ф (б) стали 10Х11Н20ТЗР. Химиче-
ский состав стали и обозначения кривых см. на рис. 368
214
Рис. 370. Влияние температурно-скоростных условий на относительное сужение
Ф (а) и относительное удлинение б (б) при испытаниях на растяжение сплава
ХН73МБТЮ:
/ — гр >90 %; 2-гр >70 %; 3-гр > 60 %; 4-гр>40%;
2'-б >60 %, 3'-б >50 %
/'-б > 80 %,
6. МПа
Рис. 371 Кривые деформационного упрочнения сплава 36НХТЮ. Скорость деформа-
ции, с-1:
1— 1-10-2; 2-5-10-1; 3—1; 4—10; 5 — 50; 6—100
215
Рис. 373.
Ф (а)
Цифры
Рис. 372. Влияние температуры на
Ф (а) и 6 (б) сплава 36НХТЮ.
Обозначения кривых см. на рис. 371
и
У
Влияние температуры на
6 (б) сплава 36НХТЮ.
кривых — скорость дефор-
Рис. 374. Кривые деформацион-
ного упрочнения сплава ХН38ВТ
(0,07 % С; 0.46% Si; 0.37 % Мп;
21,3 % Сг; 37.7 % Ni; 3,0 % W;
0,91 % Т1):
a—-ft=2 и 10 с-1 (соответствен-
но сплошные и штриховые ли-
нии); б— ё=50 и 100 с-1 (соот-
ветственно сплошные и штрихо-
вые линии)
216
б, МПа
Рис. 375. Кривые дефор.
мационного упрочнения
стали 12Х21Н5Т (0,11 %
С; 0,72% Мп; 0,66 % Si;
0,024 % Р; 0,010 % S;
5,21 % Ni; 21,3 % Сг) при
скоростях деформации
0,05 (а), 7,5 (б) и 150 с-1
(в). Температура, °C;
1 — 900;	2 — 1000;	3 —
1100; 4—1200
1100
£00
700
500
300
1ОО
700
600
500
1050°С			
		6	
			
		хо	
			
		^7"	
ZOO
1ОО
О 0,1 0,2 0,3 0,0 О 0,1 0,2 0,3 0,0 О 0,1 0,2 £= 41/10
Рис. 376. Кривые деформационного упрочнения сплава Х10Н75В5МЮ. Скорость де-
формации, с-1:
1 — 0,01; 2 — 0,5; 3—1; 4—10; 5 — 50; 6 — 100
217
Рис. 377 Влияние температуры на ф (а) и б (б) сплава Х1075В5МЮ Обозначе-
ния кривых см. на рис. 376
Рис 378 Кривые деформационного упрочнения стали Х25Н16Г7АР:
а— ё=2 и 10 с-1 (соответственно сплошные и штриховые линии); б — ё=50
и 100 с-1 (соответственно сплошные и штриховые линии)
218
б,	МПа
500
020
340
200
180
100
20
ООО
320
200
150
80
О
Рис. 379 Кривые деформационного упрочнения стали Х25Н16Г7АР. Скорость де-
формации, с-ь
/ — 0,01; 2 — 0,5, 3—1; 4—10; 5—50; 6 — 100
219
Рис. 381. Кривые деформационного упрочнения сплава ХН62МВКЮ. Скорость де-
формации, с-ь
1 — 1; 2-10; 3-50
Рис. 382 Влияние температуры на ф (а)
и б (б) сплава ХН62МВКЮ. Скорость де-
формации, с-1:
1 — I; 2— 10; 3 — 50
220
6, fl Ла
б, И Па
Рис. 383. Скоростное упрочнение сплавов ХН67ВМТЮ (а), Х15Н55М16В (б)
и Н70М27 (в). Температура, °C:
1 — 900; 2— 1000; 3-1100; 4-1200
Рис. 384. Кривые деформационного упрочнения сплава ХН65ВМТЮ. Скорость дефор-
мации, с~]:
1 — 0,01; 2 — 0,5; 3 — 1; 4—10; 5 — 50; 5—100
221
Рис. 385. Влияние температуры на
ф (а) и б (б) сплава ХН65ВМТЮ.
Обозначения см. на рис. 384
Рис. 386. Кривые деформационного
упрочнения сплава ХН55ВМТКЮ.
Скорость деформации, с~1:
1 — 2; 2—10; 3 — 100
Рис 387. Кривые деформационного упрочнения сплава ХН55ВМТКЮ. Скорость деформа-
ции, с-1;
/ — 0,01; 2—0,5; 3—1; 4 — 10; 5 — 50; 5—100
222
Рис 389 Кривые испытаний на сжатие
сплава ХН55ВМТКЮ при статическом (а)
и динамическом (б) деформировании
(данные Ф. Ф. Химушина)
223
800
Рис. 390. Механические свойства жа-
ропрочных сплавов в зависимости от
температуры испытаний:
1 — ХН70ВМТЮ; 2 — ХН77ТЮ; 3 —
ХН77ТЮР; 4 - ХН55ВМТКЮ; 5 —
ХН62МВКЮ; 6 — ХН70ВМТЮФ (дан-
ные Ф. Ф. Химушина)
О 0,1 0,2 0,3 О/f 0,5 О 0,1 0,2 0,3 О,if 0,5 0 0,1 0,2 0,3 0, if 0,5 0 0,1 0,2 Е = А1/10
Рис. 391. Кривые деформационного упрочнения стали 06ХН28МДТ. Скорость деформации,
С-1;
/ — 0,01; 2 — 0,5; 3—1; 4—10; 5 — 50; 5—100
224
Рис. 392. Влияние температуры на *ф (а)
ния см на рис 391
Рис 393 Влияние температуры на
гр (а) и б (б) стали 06ХН28МДТ
Рис. 394 Кривые деформационного упрочнения стали
13Х11Н2В2МФ (0,15% С; 0,37 % Мп; 0,44 % Si; 0,023 % Р; 0,010 %
S; 1,58% Ni; 10,6 % Сг, 1,90 % W, 0,30 % V; 0,39 % Мо) при
скорости деформации 0,05 (а), 7,5 (б) и 150 с~' (в). Темпера-
тура, °C:
1 — 900; 2 — 1000; 3 — 1100; 4—1200
15 Заказ № 122
225
Рис. 395. Влияние температуры на ф (а) и б (б) стали 11Х11Н2В2МФ Цифры на
кривых — скорость деформации
226
Рис. 398. Кривые деформационного упрочнения стали 10X11H23T3MP Скорость
деформации, с-1:
7 — 0,01; 2 — 0,5; 3—1; 4—10, 5—50; 5—100
15*
227
650 900 950 1000 1050 1100 1150
Рис. 399. Влияние температуры на ф (а)
см. на рис 398
и б (б) стали ЮХПН23ТЗМР. Обозначения
0,1 0,2 0,3 0 0,1 0,2 0,3 0,9 0,5 0	0,1 0,2 0,3 г = Л1/1й
в,	МП а
700
600
500
900
300
200
100
О
Рис 400. кривые деформационного упрочнения сплава 36НХТЮМ. Скорость дефор-
мации, с-1:
228
Рис. 401. Влияние температуры на *ф (а) и 6 (б) сплава 36НХТЮМ. Обозначения см.
на рис. 400
Рис. 402. Кривые деформационного упрочнения сплава 36НХТЮМ8 Обозначения
см. на рис. 400
Рис. 403. Влияние температуры на ф (а) и б (б) сплава 36НХТЮМ8. Обозначения
см. на рис. 400
(э,МЛа
Рис 404. Кривые деформационного упрочнения стали 08Х22Н6Т. Обозначения
см. на рис. 400
230
Рис. 406. Кривые деформационного упрочнения сплава ХН50МВКТЮР. Скорость
деформации, с-1;
1 — 1; 2—10; 3 — 50
231
800 900 7000 1100 1200 1300 800 000 1000 7100 1200Тисп°С
Рис. 407. Влияние температуры на ф (а) и б (б) сплава ХН56ВМКЮ. Цифры у кри-
вых — скорость деформации
Рис. 408. Кривые деформационного упрочнения сплава ХН56ВМТЮ. Скорость
деформации, c~k
/—0,01; 2 — 0,5; 3—1; 4—10; 5—50; 5—100
232
Рис 409. Влияние температуры на ф (а)
ния см. на рис. 408
6, МПа
1000
800
600
400
ZOO
О
500
400
300
ZOO
100
О 0,1 0,2 0,3 0,4
Рис. 410. Кривые деформационного упрочнения сплава ХН67МВТЮ. Обозначения
см на рис. 408
233
Рис. 411. Влияние температуры на ф (а) и б (б) сплава ХН67МВТЮ. Обозначения
см. на рис. 408
Рис. 412. Кривые деформационного упрочнения сплава ХН51МВТЮКФР. Обозначе-
ния см. на рис. 408
234
Рис. 413. Влияние температуры на i|) («) и б (б) сплава ХН51МВТЮКФР. Обоз-
начения см. на рис. 408
Рис. 414. Влияние температуры на прочностные (а) и пластические (б, в) ха.
рактеристики стали 10Х12Н36 при испытаниях на растяжение с различной ско-
ростью, мм/мин:
/ — 2,3; 2 — 20; 3—150; 4 — 3-105 (динамический разрыв)
235
Рис. 415. Кривые высокоскоростных испытаний стали 55Х20Г9АН4 на баллистическом
копре (ё«103 с-1). Температура, °C:
/ — 20; 2 — 200; 3 — 400; 4 — 600; 5 — 800; 5— 1000; 7— 1200 (данные А. М. Зайкова)
Рис. 416 Влияние температуры на б (а) и ф (б) сплава 13X15H4AM3. Скорость де-
формации, с-1:
/ — 1; 2—10; 3 — 50; 4— 100
6,НПа	б, МПа
0,1 0,2 0,3 О,Ь 0,1 0,2 0,3 0,4	0,1 0,2 0,3	£
Рис. 417. Кривые испытаний на растяжение сплава 13X15H4AM3. Обозначения см.
на рис 416
236
Рис. 418. Кривые деформационного упрочнения стали 25Х12Н2В2М2Ф. Скорость де-
формации, c-к
/ — 0,01; 2 — 0,5; 3—1; 4—10; 5 — 50; 5—100
Рис. 419. Влияние температуры
1|) (а) и б (б) стали 25Х12Н2В2М2Ф. QQQ
Обозначения см. на рис. 418
woo
1WO Тисп°С
237
238
Рис. 422. Влияние температуры на ф (а) и б (б) сплава ХН60МВТЮ.
Цифры у кривых — скорость деформации
Рис. 423. Кривые испытаний на растяжение сплава 0Х17Н16 (металл горячекованый)
при скорости деформации 0,5 (/), 2,5 (2), 12,5 (3) и 25 с-1 (4). (данные В Н Си-
воконь, Ю. В Запорожцева по методике работ авторов)
Рис. 424. Кривые испытаний на растяжение сплава ХН50ВМТЮБ (металл горяче-
кованый). Обозначения см. рис. 423 (данные В. Н. Сивоконь, Ю. В. Запорожцева)
1 — 0,5; 2—5; 3 — 35
Рис. 426. Кривые деформационного упрочнения сплава ХН62ВМЮТ. Обозначения см.
на рис. 425
Рис. 427. Влияние температуры испытаний
начения см. на рис. 425
240
б,НПа
Рис. 428. Кривые деформационного упрочнения сплава ХН45МВТЮБР. Обозначения
см. на рис. 425
Рис. 429. Кривые деформационного упрочнения сплава 25Х15ЮБ Скорость де-
формации, с-1:
/ — 0,5; 2 — 2,5; 3—12,5; 4 — 25 (данные Сивоконь В. Н. и Запорожева Ю. В.
по методике работ авторов)
Рис. 430. Кривые течения сплава ЖСбкп при 1100 °C, снятые в процессе растяжения
в атмосфере (а) и в вакууме (б). Цифры на кривых — скорость растяжения, мм/мин
16 Заказ № 122
241
2. ЦВЕТНЫЕ МЕТАЛЛЫ И СПЛАВЫ
Алюминиевые сплавы
Сплав	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	^исп’ °C'	е, с~*			
1	2	3	4	5	6
А1, %:					
99,995	99-564	2,4 • IO"3;	т	431	[203]
		0,12			
99,99	20	10-’—106	о	432	[19]
99,99	20-500	0,4-203	0	433	[145]
99,8 (АДОО)	50-500	IO"4—20	Ов» О0,2, Ф» 6	434	[22]
99,7	18-500	0,1-10	0	435	[14]
99,55	300-500	1-30	0	436	[247]
А1	20-500	10-’; 102	Ф	437	
А1	200-300	10-3—6	0	438	[Н]
А1	320—500	0,5-60	0	439	[249]
99,5	20—480	0,25-63	0	440	[25]
99,5 (АД 1)	20-500	1,200	0	441	[17]
99.5	(—75)—600	0,2-650	0	442	[14]
99,4	20	IO’5; ~103	0	443	[30]
99,3	—1904-4-550	4,38	а	444	[248]
А7	300-500	1-300	(J	445	[9]
АМц	20-500	102	Я	446	[36]
	350—450	10-2-200	CJ	447	[17]
	340-500	0,5-60	0	448	[249]
	300-550	1-30	0	449	[247]
	50-500	IO"4-20	Ов» Оо,2» Ф» б	450	[22]
АД31	200-450	10-2-200	а	451	[17]
	360-480	3 • 10-2-14	0	452	[251]
АДЗЗ	50-500	10-4-20	Ов» Од ,2» б	453	[22]
АД35	50-500	10-4-20	Ов» Оо,2» б, гр	454	[22]
А1—Mg—Si—Fe	300-550	-IO’2	п	455	[252]
Типа АМг	20—480	0,25-63	а	456	[250]
АМг2	300—500	1-30	а	457	247]
	20-480	0,25-63	0	458	[250]
	50—500	10-4-20	Ов» О0,2, б, ф	459	[22]
АМгЗ	20-480	0,25-63	0	460	[250]
	300-550	10-2-10°	п	461	[252]
	350-450	10-2-102	G	462	[17]
АМг4	20-480	0,25-63	G	463	[250]
	- 20—480	0,25-63	а	464,	[250
АМг5	300-500	1-30	а	465	[247
	350-450	10-2—200	а	466	[17]
АМг5В	300-450	0,5-60	о	467	[249]
АМгб	320-460	0,5-60	а	468	[249]
	200-450	10-2—200	а	469	[17]
	300-500	1-300	а	470	[9]
	50-500	10-4-20	Oq,2» <?в» Ф» б	471	[22]
АК4	300-500	-102	q	472	[36]
АК4-1	350-450	0,07-0,35	т	473	[253]
АК6	200-450	10-2-200	а	474	[17]
	20-500	~102	q	475	[36]
	150-300	0,01-40	б, ф	476	[231]
242
Продолжение табл.
Сплав	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	Т	°C ^ИСП’ ъ	ё, с-1			
1	2	3	4	5	6
АК8	350-450	10-2-200	О	477	[17]
	300-500	1-30	О	478	[247]
	350—500	0,4-311	О	479	[145]
	50-500	5 • IO"4—20	Ов, О0,2, ф, 6	480	[22]
АВ	300—550	1-30	О	481	[247]
	50-500	10~4—20	Ов, О0>2	482	[22]
АВВ	150-450	10-2-200	О	483	[17]
САВ6	350—450	10-2-200	О	484	[17]
1915	350-450	10’2-200	а	485	[17]
Д1	350-450	10-2—200	о	486	[17]
	200-500	0,2-100	а	487	[14]
	50—500	10"4—20	Ов, Оо,2, ф,	488	[22]
	350-500	0,3; 3,6	т	489	[254]
Д16	150-450	10’2-200	о	490	[17]
	360-480	10-2-14	о	491	[251]
	400-450	1,62-10,26	т	492	[254]
	20-350	10-3-103	О0 2» Ов, ф»		
			6, sk	493	[202]
В65	50—500	10~4—20	Ов, О0,2, Ф» 6	494	[22]
В93	350-450	10-2-200	о	495	[17]
	200-500	~102	Q	496	[36]
В95	300-500	~102	q	497	[36]
	400-550	0,4-311	а	498	[145]
	350—450	10-2-200	а	499	[17]
	360-480	10’2-14	а	500	[251]
В95-4	350-450	10-2-200	о	501	[17]
САП1	350-450	10-2-200	а	502	[17]
16*
Рис. 431. Кривые испытаний на
кручение высокочистого алюми-
ния (99,995 %, горячепрессован-
ный) при скорости деформации
2,4 10-3 (а) и 0,12 с-1 (б). Тем-
пература, °C:
/ — 99; 2—192; 3 — 285; 4 — 378;
5 — 471; 5 — 564
Рис 432 Кривые деформационного упроч-
нения высокочистого алюминия (99,99 %)
при 20 °C в условиях высокоскоростного
нагружения:
/ — статическое испытание; 2—10; 3—100;
4 — 1000; 5 — 10 000 с-1
Рис. 433. Кривые дефор-
мационного упрочнения
высокочистого алюминия
(99,99 %). Скорость де-
формации, с-1:
/_0,4; 2 — 2; 3 — 9; 4 —
41; 5—101; 5 — 203
244
свойства алюминия АДОО (99,8%) в литом состоянии. Скорость деформации, с-1-
а —5-10-1; 6 — 0,5; в — 5; г — 10, 6 — 20
О 0,1 0,2 0,3 0,0 0,5 О 0,1 0,2 0,3 0,0 0,5 О 0,1 0,2 0,3 0,0 0,5 е
Рис. 435 Кривые деформационного упрочнения алюминия (99,7 %). Об-
разцы испытывали на сжатие размером 12X18 мм, горячепрессованные и
отожженные после волочения
245
6f tin a
Рис. 436. Кривые деформационного упрочнения
алюминия (99,55). Скорость деформации, с-1;
/ — 1; 2 — 10; 3 — 20; 4 — 30
Рис. 437. Пластичность литого тех-
нически чистого алюминия при ста-
тическом (/) и динамическом (2)
нагружении (данные А. А. Пресня-
кова)
Рис. 438. Кривые деформационного уп-
рочнения алюминия при 200—300 °C
Кривая	Температура, °C ,	8, С~1
1	200	6-
2	200	6-10—2
3	300	6-10—1
4	300	6-10-8
246
/ — 0,5; 2 — 2—5; 3 — 20; 4 — 40; 5 — 60
Рис. 440. Кривые деформационного упрочнения алюминия (99,5%). Скорость дефор-
мации, с-1:
/ — 0,25; 2 — 4; 3 — 63
247
б, пЛ a
О 0,Ь	0,8
Рис 441. Кривые деформационного упрочнения горячепрессован-
ного алюминия АД! (99,5 %). Скорость деформации, с-1:
1- 1; 2—10; 3-200
б,МПа
О 0,2 0,6 0,6 О 0,2 0,6 0,6 О 0,2 06 0,6 ё
I I I—I_____I____। I I I 1	।	। 1 । । ।л 1 it
0 0,1 0,20,3 0,6 0,5 00,10,20,3 0,6 0,50 0,70,20,3 0,6 0,5 £
Рис. 442. Кривые деформационного упрочнения алюминия (99,5 %); образцы
после волочения и отжига
Рис. 443. Кривые деформационного упрочнения алюминия (99,4 %) при высоко-
скоростном сжатии в условиях комнатной температуры. Скорость нагружения,
м/с:
б,Г1Па
/ — 206; 2—183; 3—137, 4 — 97; 5 — статические испытания
Рис. 444. Кривые деформационного упрочнения алюминия (99,3 %) при 6=4,38 с~1
Рис 445 Кривые деформационного упрочнения алюминия марки А7 при скорости де-
формации: 1 (а), 10 (б), 100 (в) и 300 с-1 (г). Температура, °C:
/ — 300; 2 — 350; 3 — 400; 4 — 500; 5 — 600
249
д,МЛа
Рис 446. Кривые деформационного упроч-
нения сплава типа АМц при осадке на
копре. Температура, °C:
/ — 20; 2 — 300; 3 — 350; 4 — 400; 5 — 450,
6 — 500
Рис 447. Кривые деформационного упрочнения сплава типа
АМц (1,3 % Мп) в горячепрессованном состоянии. Скорость
деформации, с-1;
/-0,01; 2-1, 3-10; 4-100; 5-200
Рис. 448 Кривые деформационного упрочнения сплава типа АМц.
Скорость деформации, с-1:
/ — 0,5; 2 — 5; 3 — 20; 4 — 60
250
6,НПа
Рис. 450. Влияние температурно-скоростных условий деформации на прочностные и
пластические характеристики сплава АМц (0,01 % Си; 0,03 % Mg; 1,52 % Мп; 0,43 %
Fe; 0,28 % Si; 0,04 % Zn). Скорость деформации, с-1;
а — 5-10-4; 6 — 0,5; в — 5,0; г—10; д —20
Рис 451 Кривые деформационного упрочнения сплава АД31 (0,6 %
Mg, 0,5 % Si; 98,0 % Al) после горячей прокатки и отжига Ско-
рость деформации, с-1:
/ — 0,01, 2—1; 5—10; 4—100; 5 — 200
251
Рис. 452. Кривые деформационного
упрочнения сплава АД31 при тем-
пературах 360 (/), 420 (//) и 480 °C
(III). Скорость деформации, с-к
1 — 3-10-2; 2-14-10-2; 3 — 4; 4 —
14
Рис. 453 Влияние температурно-скоростных условий испытаний на прочностные и
пластические свойства литого сплава АДЗЗ (0,32 % Си; 1,10 % Mg; 0,01 % Мп, 0,07 %
Fe; 0,59 % Si; 0,02 % Zn). Обозначения см на рис. 450
Рис. 454. Влияние температурно-скоростных условий испытаний на прочностные и
пластические свойства деформированного сплава АД35 (0,12 % Си; 1,26 % Mg; 0,68 %
Мп; 0,47 % Fe; 1,02 % Si; 0,03 % Zn; 0,05 % Сг). Обозначения см. на рис. 450
Рис 456 Кривые деформационного упрочнения сплава АМг
(0,9 % Mg, 0,11% Si; 0,27 % Fe; 0,14 % Сг) после деформации
и отжига. Температура, °C:
/ — 20; 2—120; 3 — 240; 4 — 360; 5 — 480
253
б,МПа
Рис. 457. Кривые деформационного уп-
рочнения сплава АМг2 (0,06 % Си;
0,17 % Мп; 2,35 % Mg; 0,22 % Si; 0,32 %
Fe) после холодной прокатки. Скорость
деформации, с-1:
1 — 1; 2—10; 3 — 20; 4 — 30
Рис. 458. Кривые испытаний на сжатие сплава АМг2 (0,065 %
Си; 0,81 % Мп; 2,45 % Mg; 0,12 % Si; 0,18 % Fe) после дефор-
мации и отжига Скорость деформации, с-1:
/ — 0,25; 2 — 4; 3—63
254
Рис. 459. Влияние температурно-скоростных
пластические свойства сплава АМг2 (0,01 %
0,16 % Si). Скорость деформации, с-1:
условий испытаний на прочностные и
Си, 2,40 % Mg; 0,28 % Мп; 0,16 % Fe;
а — 5-10-4; 6 — 0,5; в — 5; г — 10; 6 — 20
Рис. 460. Кривые испытаний на сжатие сплава АМгЗ (0,068 %
Си; 0,04 % Мп; 2,74 % Mg; 0,10 % Si; 0,19 % Fe) после дефор-
мации и отжига. Температура, °C:
/ — 20; 2— 120, 3 — 240; 4 — 360; 5 — 480
Рис 461 Влияние температуры и скорости
деформации на пластичность сплава АМгЗ
(2,9 % Mg; 0,29 % Fe) при испытаниях на кру-
чение со скоростью 23 (/), 175 (2) и 857 об/мин
(5)
300 350 400 450 Тисп,°С
255
Рис. 462. Кривые деформационного упрочнения сплава АМгЗ
(0,4 % Мп; 0,4 % Si; 3,6 % Mg; 95,1 % Al) после горячего прес-
сования и отжига. Скорость деформации, с*1:
/ — 0,01; 2—1; 5—10; 4—100; 5 — 200
Рис. 463. Кривые испытаний на сжатие сплава АМг4 (0,01 %
Си, 0,77 % Мп; 4,71 % Mg, 0,10 % Si; 0,6 % Fe; 0,13 % Сг) Тем-
пература, °C:
/ — 20; 2—120; 5 — 240; 4 — 360; 5 — 480
256
6,НПа
Mg; 0,15 % Si; 0,22 % Fe; 0,14 % Сг). Скорость деформации, c-i;/ —0,25; 2 — 4; 3 — 63
Рис 465. Кривые деформационного упрочнения сплава АМг5 (0,1 % Си; 0,19 % Мп;
5,11 % Mg; 0,21 % Si; 0,29 % Fe). Скорость деформации: с-1;
/ — 1; 2—10; 5 — 20; 4 — 30
Рис. 466. Кривые деформационного упрочнения сплава АМг5 (5,2 % Mg; 0,5 % Мп, 93,4 %
А1) после горячей прокатки и отжига. Скорость деформации, с-1;
/ — 0,01; 2—1; 5—10; 4—100; 5 — 200
17 Заказ № 122
257
б, МПа
/-0,5; 2 — 5; 5 — 20; 4 — 60
Рис. 468. Кривые деформационного упрочнения сплава типа АМгб, Обозначения см.
на рис. 467
258
Рис 469. Кривые деформационного упрочнения сплава АМгб (6,2 % Mg; 0,65 % Мп;
92,2 % А1) после горячего прессования и отжига. Скорость деформации, с-1;
/ — 0,01; 2—1; 5—10; ^—100; 5 — 200
Рис 470 Кривые деформационного упрочнения сплава АМгб при различных
скоростях деформации: 1 (а), 10 (б), 100 (в) и 300 с-1 (г). Температура, °C:
/ _ 300; 2 — 350; 3 — 400, 4 — 450; 5 — 500
Рис. 471 Влияние температурно-скоростных условий испытаний на прочностные и
пластические свойства деформированного сплава АМгб (0,04 % Си; 6,5 % Mg; 0,51 %
Мп; 0,20 % Fe; 0,23 % Si). Скорость деформации, с-1;
а — 5-10-4, 6 — 0,5; в — 5; г — 10; 6 — 20
17*	259
у,НПа
Т,МПа
Рис. 472. Кривые испытаний сплава
АК4 на сжатие на копре. Темпе-
ратура, °C:
/ — 300; 2 - 350; 3- 400; 4- 450;
5 — 500
Рис. 473. Кривые испытаний на
кручение сплава АК4-1 в литом
(/—3) и деформированном (4—5)
состояниях при 350 (а), 400 (б) и
450 °C (в). Скорость деформации,
с-1:
/, 4 — 0,35 с-1; 2, 5 — 0,07 с-1; 3, 5 —
0,007
<$гНЛа
Рис 474. Кривые деформационного упрочнения сплава АК6 (2,2 % Си; 0,5 % Mg;
0,7 % Мп; 1,1 % Si) после горячего прессования и отжига. Скорость деформации,
с-1;
/—10-2; 2—1; 3—10; 4—100; 5 — 200
Рис 475. Кривые испытаний на сжатие сплава АКб на копре. Температура, °C:
/ — 20; 2 — 300; 3 — 350; 4 — 400, 5 — 450; 6 — 500
Рис. 476. Влияние температуры на пластичность сплава АК6 в условиях теплой
деформации. Сплошные линии — б %, пунктирные — ф, %. Скорость деформа-
ции, с-’:
/ — 40; 2—10; 3—1; 4 — 0,01
Рис 477. Кривые деформационного упрочнения сплава АК8
(4,5 % Си; 0,4 % Mg; 0,8 % Мп; 1,1 % Si; 92,4 % Al) после го-
рячего прессования и отжига. Скорость деформации, с-1:
/-10-2; 2 — 1; 3—10; 4—100; 5 — 200
261
Рис 478. Кривые деформационного упрочнения сплава АК8
(4,40 % Си; 0,80 % Мп; 0,56 % Mg; 0,90 % Si; 0,36 % Fe). Ско-
рость деформации, с-1:
1 - 1; 2-10; 3 — 20; 4 — 30
Рис 479 Кривые испытаний сплава АК8 на плоское сжатие
(4,17% Си; 0,89% Mg; 0,68 % Si; 0,41 % Fe; 0,80 % Мп; 92,8 %
AI) Скорость деформация, с-1:
/ — 0,4; 2 — 9; 3 — 101; 4 — 311
262
Рис. 480. Механические свойства сплава АК8 (4,1 % Си; 0,54 % Mg; 0,57 % Мп; 0,83 %
Si; 0,04 % Zn) в деформированном состоянии. Скорость деформации, с-1;
а — 5J0-4; б — 0,5; в — 5,0; д — 20
500*С
О O£e=lnh0/fy
Рис. 481. Кривые деформа-
ционного упрочнения сплава
АВ (0,07 % Си; 0,53 % Мп;
0,73 % Mg; 1,03 % Si; 0,36 %
Fe). Скорость деформации,
с-1
1 — 1; 2—10; 3 — 20: 4 — 30
263
б,/1Пв
Рис. 483. Кривые деформационного упрочнения сплава АВВ (0,4 % Си; 0,7 % Mg;
0,3 % Мп; 1,1 % Si) после горячего прессования и отжига. Скорость деформа*
ции, с-1:
/ — 0,01; 2—1; 3—10; 4—100; 5 — 200
Рис 484 Кривые деформационного упрочнения сплава САВ6
после горячего прессования и отжига. Обозначения см. на
рис. 483
264
(5,М.Па
Рис. 485. Кривые деформационного упрочнения алюминиевого
сплава 1915 (1,5 % Mg; 0,4 % Мп; 3,8 % Zn; 93,0 % Al). Скорость
деформации, с-1:
/-0,001; 2—1; 3—10; 4—100; 5 — 200
Рис 486. Кривые деформационного упрочнения сплава Д1
(4,3 % Си; 0,6 % Mg; 0,5 % Мп; 93,2 % А1) после горячего прес-
сования и отжига. Обозначения см. на рис. 485
265
6, МПа
О 0,2	0,Ь	0,6	0	0,2	О//	0,6 Ё
I__I__I__(____I___I__tii ।__________I___।	।
О 0,1 0,2 0,6	О,и	0,5 О 0,1 0,2 0,3	0/t	0,5 е
Рис. 487. Кривые деформационного упрочнения сплава типа Д1 (3,5 % Си;
0,10 % Si; 0,5 % Мп; 0,45 % Mg; 0,5 % Fe; 94,9 % Al) после холодного воло-
чения и отжига
U 0,-
Si, 0,03 % Zn). Скорость деформации, с-1:
а — 5-10-4; б — 0,5; в — 5,0; г — 10; 6 — 20
266
Т,Ша
Т,НЛа
Рис 489 Кривые испытаний на кручение сплава Д1 при 350 (а), 400 (б), 450
(в) и 500 °C (г) Скорость деформации, с-1;
/—0,3; 2 — 3,6, сплошные линии — скорость течения металла при прессовании
2,07 м/мин, штриховые — 4,03 м/мин
Мп; 92,1 % А1) после горячего прессования и отжига. Скорость деформации, с-1
/—0,01; 2—1; 3—10; 4—100; 5 — 200
267
б, МП в
Рис. 491. Кривые деформационного упроч-
нения сплава Д16 при температурах 350
(/), 420 (//) и 480 °C (///). Скорость де-
формации, с-h
/ —3-10-2; 2—14.10-2; 3 — 4; 4—14
линии — скорость при прессовании
1 — 1,62; 2 — 5,45; 3 — 10,26; сплошные
2,02 м/мин, штриховые — 3,09 м/мин
Рис. 493. Влияние температуры испытаний на прочность (а) и пластич-
ность (б) отожженного алюминиевого сплава типа Д16 (5,0 % Си; 1,85 %
Mg; 1,0 % Мп; 0,45 % S1; 0,51 % Fe) при скоростях испытаний 2—
2,5 мм/мин (/), 58 мм/мин (2) и 75 м/с (3)
Рис. 494. Механические свойства литого сплава В65 (4,2 % Си; 0,20 % Mg; 0,39 % Мп;
0,11 % Fe). Скорость деформации, с-1;
а — 5-10-4; 6 — 0,5; в —5,0; г—10; д —20
Рис. 495. Кривые деформационного упрочнения сплава В93 (1,1 % Си;
1,9 % Mg; 4,75 % Zn; 91,9 % Al) после литья и гомогенизирующего отжига.
Скорость деформации, с-1:
/ — 0,01; 2—1; 3—10; 4—100; 5 — 200
269
Рис. 496. Кривые деформационного
упрочнения сплава типа В93 при
осадке на копре. Температура, °C:
/ — 200; 2 — 250; 3 — 300; 4 — 350;
5 — 400; 5 — 450; 7 — 500
Рис. 497. Кривые испытаний на
сжатие на копре сплава В95. Тем-
пература, °C:
1 — 300; 2 — 350; 3 — 400; 4 — 450;
5 — 500
Рис. 498 Кривые испытаний на плоское сжатие сплава В95. (1,31 % Си;
2,21 % Mg, 0,21 % Si, 0,30% Fe; 0,34 % Мп; 5,75 % Zn). Скорость дефор-
мации, c-i:
/-0,4; 2-9, 3-101; 4-311
270
б, МПа
Рис. 499. Кривые деформационного упрочнения сплава В95 (1,7 % Си;
2,1 % Mg; 0,4 % Мп; 5,3 % Zn; 89,8 % Al). Скорость деформации, с-1;
/ — 0,01; 2-1; 3—10; 4-100; 5 — 200
Рис. 500. Кривые деформационного упроч-
нения сплава типа В95 при температур-
ных испытаниях на растяжение 360 (/),
420 (//) и 480 °C (///). Скорость дефор-
мации, с~>:
1 — 3-10-2; 2—14-10-2; 3 — 4; 4—14
271
Рис. 501. Кривые деформационного упрочнения сплава В95-4
(1,5 % Си; 5,2% Zn; 2,4 % Mg; 0,6 % Мп; 89,5 % Al) после го-
рячего прессования и отжига. Скорость деформации, с-1:
/ — 0,01; 2—1; 3—10; 4—100; 5 — 200
Рис. 502. Кривые деформационного упрочнения сплава САП1
после горячего прессования. Обозначения см. на рис. 501
272
Магниевые сплавы
Металл, сплав	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	^исп» С	е, с-1			
1	2	3	4	5	6
Mg(99,9 %)	18-30	0,1-10	О	503	[14]
МА2-1	300-400	Ю-з—ю-1	О	504	[255]
	300-500	Ю-<—10°	q	505	[72]
МА5	300-450	~102	q	506	[36]
МА8	300-450	~102	q	507	[36
	300—400	10-3-10-'	о	508	[255]
ВМ65-1	300-400	Ю-з-10-'	о	509	[255]
0 0,10,2 0,3 0,0 0,5 О 0,10,2 0,3 0,0 0,5 О 0,10,2 0,3 0,0 0,5 е
Рис. 503. Кривые испытаний на сжатие магния (99,9%); образцы после прес-
сования, холодного волочения и отжига
18 Заказ № 122
273
Рис. 504. Кривые деформационного упрочнения магниевого сплава МА2-1
(4,78 % А1; 0,5 % Мп; 0,98 % Zn). Скорость деформации, с-1:
/ —4-10-3; 2-1,33-10-2; 3-4-10-2; 4 — 1,2-10-1
Рис 505 Кривые испытаний на сжатие сплава типа МА2-1 в условиях сверх-
пластичности Температура, °C:
/ — 300 , 2 — 350; 3 — 400; 4 — 450; 5 — 500
Рис. 506. Кривые испытаний
на сжатие сплава МА5 на
копре. Температура, °C:
/ — 300; 2 — 350; 5 — 400; 4 — 450
Рис. 507. Кривые испытаний на
сжатие сплава МА8 на копре
Обозначения см. на рис. 506
Рис 508 Кривые деформационного упрочнения сплава МА8 (1,78 % Мп) Обозначе-
ния см. на рис 504
Рис. 509. Кривые деформационного упрочнения магниевого сплава ВМ65-1 (5,5 % Zn;
0,45 % Zr). Обозначения см на рис. 504
274
Титановые сплавы
Металл, сплав	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	Т	°C	ё, с-1			
1	2	3	4	5	6
Ti,%:					
99,9; 99,7	20	4 • 10-3-103	О	510	[256]
99,9	20-1000	0,25-16	О	511	[256]
99,9	400-900	0,1-10	G	512	[И]
ВТ1-0	700-1000	0,1-16,6	О	513	[257]
ВТ1-0 с молибденом	20-800	~10-4	Ов	514	[258]
ВТ1	600-1100	10-’; 102	q	515	[36]
ОТ4	600-1000	10-3-10	о	516	[259]
	700-1100	IO’2-102	о	517	[233
ОТ4-1	700-1100	10-2-102	О	518	[232
ОТ4, ВТЗ-1; ВТ 14	20	IO’3— ю3	Ов	519	[260
ВТЗ-1	600—1200	IO-4; 102	q	520	[36]
	800-1100	0,1-16,6	о	521	[257]
	700-1100	10-2-Ю2	О	522	[232]
	850—1100	750	О	523	[261]
	870-980	Ю-З-Ю-з	О	524	[72]
	300-800	1-100	О	525	[262]
	400—800	1-100	о	526	[262
	20-1200	10°— ю2	о	527	[242
ВТ5	20-1200	10°— Ю2	о	528	[242
	950—1200	10-3-102	G	529	[263
ВТ5-1	800-1100	0,1-16,6	G	530	[257
	300-800	1-100	G	531	[262
	300-800	1-100	G	532	[262
	20-1200	10°— ю2	G	533	[242
ВТ-6	700-1100	10-2—102	G	534	[233
	700-1100	~102	q	535	[36]
ВТ-6С	400-700	0,5; 5	G	536	
	300-800	1-100	G	537	[262]
	300-800	1-100	G	538	[262]
	400-900	0,01-100	G	539	[264]
	1000-1200	0,01-100	G	540	[264]
	20—1200	10°—102	G	541	[242]
ВТ-6С, ВТ 14	20-400	~10"4	G	542	[265]
ВТ8	600-1000	10"3—10	G	543	[259]
ВТ9	300-800	1-100	G	544	[262]
	800-1000	10~3	G, д, m	545	[266]
ВТ14	800—1100	0,1-16,6	G	545	[257]
	500-750	0,5; 5	G	547	—
	400-1000	2 • IO’3-10	G	548	[259]
	700-1100	10"2-102	G	549	[233]
	900—1200	0,05	G	550	[263]
	300-800	1 — 100	G	551	[262]
ВТ15	900-1200	0,05	О	552	[263]
	300-550	0,05; 5	0	553	—
	760—840	10~3—102	q	554	[267]
ВТ16	400-550	0,5—50	G	555	—
	700-1100	10~2-102	G	556	[232]
18*
275
Продолжение табл.
Металл, сплав	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	^ИСП» С	8, С'1			
1	2	3	4	5	6
ВТ18	800-950	0,75-35	а	557	[264]
	1000-1100	0,75-35	о	558	[264]
	900-1200	0,5-15	о	559	[239]
	900-1200	0,5-15	а, 5	560	[239]
ВТ20	400-850	0,5-50	о	561	—
	400-900	10-2- юз	о	562	[264]
	1000-1200	10-2-Ю2	о	563	[264
	300-800	1-100	о	564	[262
	400-800	1-100	о	565	[262
ВТ22	900-1050	0,5-4	о	566	—
	300—800	1-100	а	567	[262]
ВТ22, ВТ1-0, ВТЗ-1	820-980	10-2-10-3	q	568	[267
ВТ23	400-900	Ю-2-102	о	569	[264
	1000-1200	IO’2—102	а	570	[264

1600
1200
1000
800
600
О 0,2	0,0	0,6
на сжатие,
деформа-
Рис. 510. Кривые де- /400
формационного уп-
рочнения при 20 °C
отожженного титана
чистотой 99,7 % (а) и
и 99,9 % (б) при ис-
пытаниях —
Скорость
ции, с-1;
1 -4-10-3;
Х10-2;
4 — 2; 5—.
7 — 500; 8 — 1000
2 — 3,2Х
3-2,5-10-1;
• 16; 5—126;
0,0	1>0
Рис. 511. Кривые ис-
пытаний на сжатие
титана (99,9 %) при
скорости деформации
0,25 (а), 2 (б) и
16 с-1 (в). Темпера-
тура, °C:
1 — 20; 2 — 100; 3 —
200; 4 — 300; 5 - 400;
5— 500; 7 — 600; 8 —
700; 9 — 800; /0 — 900;
// — 1000
Рис. 512. Кривые испытаний
на сжатие горячекатаного и
отожженного титана (99,9 %)
277
б, МПа
1 — 700; 2 — 800; 3 — 900; 4 — 1000
бв,МЛа
Рис 514. Влияние температуры испытаний на сгв титана ВТ1-0, армированного
молибденом Содержание молибдена, %:
/ — 0; 2—10; 5 — 20; 4 — 32; 5 — 44
Рис. 515. Кривые деформационного упрочнения титана ВТ1 при осадке на прессе
(штриховые линии) и на копре (сплошные линии). Температура, °C:
/—600; 2 — 700; 3 — 800; 4 — 900, 5— 1000; 5—1100
278
Рис. 516. Кривые деформационного упрочнения титано-
вого сплаав ОТ4. Скорость деформации, с-1;
/—2,7 10-3; 2-1,33-10-2; 3-4-10-2; 4 - 1,1; 5-5; 6-
10
Рис. 517. Кривые испытаний на растяже-
ние сплава ОТ4. Скорость деформации,
c-J:
1 — 0,01; 2—1; 3 — 10; 4—100
279
Рис 518 Кривые испытаний на растяжение сплава ОТ4-1 после горячей про-
катки и отжига. Обозначения см. на рис. 517
280
Рис. 520. Кривые деформационного упрочнения титанового сплава ВТЗ-1 при ста-
тическом (а) и динамическом (б) деформировании. Штриховые линии — литое со-
стояние, сплошные — кованое. Температура, °C:
/ — 600; 2 — 700; 3 — 800; 4 — 900; 5— 1000; 5—1100; 7—1200
Рис 521 Кривые деформационного упрочнения сплава
ВТЗ-1 при скорости деформации 0,1 (а), 7,0 (б) и 16,6 с-1
(в). Температура, °C:
/ — 800; 2 — 900; 3— 1000; 4— 1100
281
Рис. 523. Кривые испытаний сплава
ВТЗ-1 при высокоскоростном нагру-
жении. Температура, °C:
/ — 850; 2 — 900; 3 — 950; 4 — 1000;
5 - 1050; 5—1100
Рис. 524. Влияние скорости деформа-
ции на сопротивление деформации ти-
танового сплава ВТЗ-1 в состоянии
сверхпластичности.
/ — 300; 2 — 400; 3 — 500; 4 — 600; 5 — 700; 5 — 800
282
б, МПа
Рис. 526. Кривые испытаний на растяжение титанового сплава ВТЗ-1 при 1 (а),
10 (б) и 100 с-1 (в). Температура, °C:
1 - 400; 2 - 500; 3 - 600; 4 — 700; 5 — 800
Рис. 527. Влияние температуры испы-
таний на О титанового сплава ВТЗ-1
(6,3 % А1; 2,8 %Мо; 1,9 % Сг; 0,41 %
Fe). Скорость деформации, с~1;
/ — 102; 2—10-1; 3—10°
Рис. 528. Влияние температуры испы-
таний на о сплава ВТ5 (5,2 % А1;
0,30 % Zr; 0,5 % Мо; 0,8 % V). Ско-
рость деформации, с-1:
1 — Ю2; 2 — 10-1; 3 — 10°
Рис 529. Скоростное упрочнение сплава
ВТ5. Температура, °C:
/ — 950; 2 — 1100; 3—1200
283
О 0,2 #4 0,6 0,8 0 0,2 0/f 0,6 0,8 0 0,2 O^8-lnho/hl
Рис. 531. Кривые испытаний на сжатие сплава ВТ5-1 при скоростях де-
формации 1 (а), 10 (б) и 100 с-1 (в). Температура, °C:
1 — 300; 2 — 400; 3 — 500; 4 — 600; 5 — 700; 6 — 800
Рис 532 Кривые испытаний на растяжение сплава ВТ5-1 при скоро-
стях деформации 1 {а), 10 (б) и 100 с-1 (в). Температура, °C
/ — 300; 2 — 400; 3 — 500; 4 — 600; 5 — 700; 5 — 800
284
Рис. 533. Влияние температуры испы-
таний на о сплава ВТ5-1 (5,4 % А1;
0,30 % Zr; 2,3 % Sn). Скорость дефор-
мации, с-h
/ — 102; 2«— 10*; 3—10’
6,НПа
Рис. 534. Кривые испытаний на растяжение сплава ВТ-6. Скорость деформации, с-1:
1 -0,01; 2-1; 3-10; 4-100
285
Рис. 535 Кривые испытаний на сжатие
сплава ВТ-6 на копре. Температура, °C:
1 — 700; 2 — 800; 3 — 900; 4 — 1000; 5—1100
Рис 536 Кривые деформационного упроч-
нения сплава ВТ-6С в условиях теплой
деформации Скорость деформации, с-1:
1 — 0,5, 2 — 5 (данные А. А. Фролова по
методике работ авторов)
Рис 537. Кривые испытаний на сжатие сплава ВТ-6С при различных
скоростях деформации 1 (а), 10 (б) и 100 с-1 (в). Температура, °C:
/ — 300; 2 — 400; 5 — 500; 4 — 600; 5 — 700; 5 — 800
286
б^Ла
Рис 538. Кривые испытаний на растяжение сплава ВТ-6С. Обозначения
см. на рис. 537
О 0,2	0,0	0,6
Рис. 539. Кривые испытаний на растяжение сплава ВТ-6С при
400 (а), 500 (б), 600 (в), 700 (г), 800 (б) и 900 °C (е). Скорость
деформации, с-Н
/ — 0,01; 2 — 1, 3—10, 4 — 100
О 0,2 O,O<pslnFo/Fj
287
Рис. 541. Влияние температуры испы-
таний на а сплава ВТ-бС. Скорость
деформации, с-к
1 — 102; 2 — 10’; 5—10°
Рис. 540. Кривые испытаний на растя-
жение сплава ВТ-6С при 1000 (а), 1100
(б) и 1200 °C (в). Обозначения кривых
см. на рис. 539
Рис. 542 Кривые деформационного упрочнения сплава ВТ-6С
(а) и ВТ14 (б). Температура, °C:
/ — 20; 2 — 100; 3 — 200; 4 — 300; 5 — 400
288
Рис. 544. Кривые испытаний на сжатие сплава ВТ9 при ско-
рости деформации 1 (а), 10 (б) и 100 с-1 (в). Температура, °C:
/ - 300; 2 - 400; 3 — 500; 4 — 600; 5 — 700; 6 — 800
◄
Рис. 543. Кривые деформационного упрочнения сплава ВТ8.
Скорость деформации, с~1;
/-2,7-10-3; 2—13,3-10-3; 3 — 4 • 10"2; 4 — 10
Рис. 545. Зависимость напряжения тече-
ния а, относительного удлинения 0 и ко-
эффициента скоростной чувствительности
т сплава ВТ9 б состоянии сверхпластич-
ности (ё = 1,7-10-3 (Г1)
О О, if 0, д О О,0,8 О Ofiblnh^
Рис. 546. Кривые деформационного уп-
рочнения сплава ВТ14. Температура,
°C:
1 — 800; 2 — 900; 3 — 1000; 4—1100
19 Заказ № 122
289
б, мп a
Рис. 547. Кривые деформационного упрочнения сплава BTI4 в условиях теплой
деформации. Скорость деформации, с-1:
/ _ о,5; 2 — 5 (данные А. А. Фролова по методике работ авторов)
Рис. 548. Кривые деформационного упрочнения сплава ВТ14. Скорость деформа-
ции, с-1:
/ — 2,7-10-3; 2 — 13,3 • 10~2; 3 — 4 • 10~2; 4—10
Рис. 551. Кривые испытаний на сжатие сплава ВТ14 при скоростях деформации
1 (а), 10 (б) и 100 с-1 (в). Температура, °C:
/ — 300; 2 — 400; 3 - 500; 4-600; 5 - 700;
6 — 800
Рис. 552. Кривые испытаний на сжа-
тие сплава ВТ15 при ё=0,05 с-1. Обоз-
начения см. на рис. 550
Рис. 553. Кривые деформационного уп-
рочнения сплава ВТ15 в условиях теп-
лой деформации. Скорость деформа-
ции, с-1:
] — 0,5; 2 — 5 (данные А. А. Фролова)
19*
291
Рис. 554. Влияние температуры и скорости на q при испытаниях на сжа-
тие сплава В По в изотермических условиях Скорость деформации, с-1:
1	6,2’10-2; 2	1,2’10-3; сплошные линии — крупное зерно (катаная плита);
штриховые — мелкое зерно (кованый металл)
Рис. 555. Кривые деформационного упрочнения сплава ВТ16 в условиях теп-
лой деформации. Скорость деформации, с-1:
1	0,5; 2	5; 3	50 (данные А. А. Фролова по методике работ авторов)
292
/-0,75; 2-6,5; 3-35
Рис. 558. Кривые испытаний на растяжение сплава ВТ18 при 1000—1100 °C. Обозначения см.
на рис. 557
Рис. 559. Кривые текучести сплавов ВТ18У (сплошные линии) и ВТ18 (штриховые)
при 900 (а), 1000 (б), 1100 (в) и 1200 °C (г). Скорость деформации, с-1;
1 — 0,5; 2 — 6,5; 3—15
293
Рис. 560. Влияние температуры на а
и б сплавов ВТ18У (сплошные линии)
и ВТ18 (штриховые). Скорость дефор-
мации, с-1:
1 — 0,5; 2—15
Рис 561. Кривые деформационного уп-
рочнения сплава ВТ20 в условиях теп-
лой деформации. Скорость деформа-
ции, с-1:
1 — 0,5; 2 — 5; 3 — 50 (данные А. А. Фро-
лова по методике работ авторов)
О 0,2 0,0 О 0,2 (f):lnF0/Fr
Рис. 562. Кривые испытаний на растя-
жение сплава ВТ20 при 400 (а), 500 (б),
600 (в), 700 (г), 800 (б) и 900 °C (е).
Скорость деформации, с-1;
/ — 0,01; 2—1; 3—10; 4 — 100
294
6,МПа
Рис. 563. Кривые испытаний на растяжение сплава ВТ20 при 1000 (а), 1100 (б) и
1200 °C (в). Обозначения см. на рис. 562
Рис. 564. Кривые испытаний на сжатие сплава ВТ20 при скорости деформации
1 (а), 10 (б) и 100 с-1 (в). Температура, °C:
1 — 300; 2 — 500; 3 — 600; 4 — 700; 5 — 800
Рис 565. Кривые испытаний на растяжение сплава ВТ20 при скоро-
сти деформации 1 (а), 10 (б) и 100 с-1 (в). Температура, °C:
1 — 400; 2 — 600; 3 — 800
295
6,/1Ла
Рис. 566. Кривые деформационного упрочнения сплава ВТ22 обычной поставки
(сплошные линии) и в сложнокованом состоянии (штриховые). Скорость деформа-
ции, с-1:
/ — 0,5; 2—1,5; 3 — 2,5; 4 — 4 (данные Ю. П. Соболева по методике работ авто-
ров)

Рис. 567. Кривые испытаний на сжатие сплава ВТ22. Температура, ®С:
/ — 300; 2 — 400; 3 — 500; 4 — 600; 5 — 700; 5 — 800
95
Рис. 568. Влияние температуры на удельное давление при осадке образ-
цов сплавов ВТ1-0 (а), ВТЗ-1 (б) и ВТ22 (в) в условиях изотермической
деформации. Скорость деформации, с~1;
/— 6,2-10-2; 2—1,2-10-3 сплошные линии — катаный пруток; штриховые —
кованый
О 0,2	44 0,6 0 ( 0,2 (p-lfiFo/Fi
Рис. 569. Кривые испытаний на
растяжение сплава ВТ23 при 400
(а), 500 (б), 600 (в), 700 (г), 800
(б), 900 °C (е). Скорость деформа-
ции, с-1.
/ — 0,01; 2—1; 3—10; 4—100
297
Сплавы на основе меди и никеля
Металл, сплав	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	^исп» °C	ё, с-1			
1	2	3	4	5	6
Си, %: 99,99 99,99 ОД 99*89 (АМФ) 99,8 99 8 МО, Ml, М2 Ml Си(99,2 %) М2, ЛО62-1 Типа Л98 Л90 Л80 Л70 Л62 Типа Л60 Типа БрОФ 1, 5-0,1 БрОФ 5-0,15 БрОФ 7-0,15 БрОФ 10-0,15 БрОФ 6,5-0,15 БрОЦ 4-3 БрАЖН 10-4-4 Бр08; БрА9; А10 БрАЖНМц 9-4-4-1 БрБ2 БрКМц 3-1 БрКД МВД 15-20 МН19 МНЗО, МНЖ 30-1 МНХ 30-3 МНЖМц 30-0,8-1 МНЖМц 28-2,5-1,5 НММцАЖВТНбКр Н1 НПА1 НПАП НХ9	407—948 18-800 18—900 450—950 450, 500 201 450—950 20-650 600-950 20 650-900 18-800 18-800 450—900 18-800 450—900 450—850 600—850 18-800 18-700 18-800 18-800 18-800 18-700 20-400 600-850 650—900 650—900 700-950 600—850 600-850 600—900 650-950 600—1030 850-1100 850—1000 600—1030 900—1200 600-1200 700—1200 20-1000 900—1200 900-1250 800-1250 900-1200	IO"3; 0,12 0,1-10 0,1-2,5 0,4-18 10-3-10"1 IO"2 5 • Ю-з-50 0,4-18 1-50 -10 10-3-10"4 1-300 0,1—10 0,1-10 0,4-18 0,1-10 0,4-18 0,4-18 10-2-10 2,5 0,1-10 0,1-10 0,1—10 0,1-10 0,1-10 1,73—33 0,04—10 1-300 1-300 1-25 -10 -10 0,045; 10 0,4-18 0,4—18 1-3 -1 0,4-18 -10 0,4-18 1-100 10-4-10"1 -10 0,4-18 0,4-18 -10	Т а а аср а а а аСр а а а о о а аСр а аСр аср о о а а а а а а а а а о а о аср аСр а а °ср а вер а 5 а аСр Оср а	571 572 573 574 575 576 577 578 579 580 581 582 583 584 585 586 587 588 589 590 591 592 593 594 595 596 597 598 599 600 601 602 603 604 605 606 607 608 509 610 611 612 613 614 615 616	[203] [14] [14] [15] [268] [268 [234 [15] [245] [278] [201] [9] [14] [И 15; 14 [15 [15] [27 [30: [И [И [И [14 [14 [245] [269] [9] [9] [298] [269 [269 [269 [15] [270] [270] [15] [269] [15] [298] [269] [15] [15] [269]
298
Рис 571. Кривые испытаний на кручение высокочистой меди
(99,99 %) в горячепрессованном состоянии при скоростях дефор-
мации 2,4-10-3 (а) и 0,12 с-1 (б). Температура, °C:
/-407; 2 — 475; 3 - 543; 4 — 679; 5 - 746; б - 812; 7-948
299
6,11 Па
400
300
200
100
18°С
Рис. 573. Кривые испытаний
на сжатие меди (99,95 %)
после горячей прокатки, хо-
лодного волочения и отжига
О 0,2	0,4	0,6 О 0,2	0,4	06	£
I____I-----1_____I--------1_________I_____I____I____I______I_______I_________»	।
/ — 450; 2 — 600; 3 — 750; 4 — 950

Рис. 575. Кривые деформационного
Скорость деформации, с-1:
1 — 1,8-10-3; 2- 1,8-10-2; 3-1,8-10-1
Рис. 576. Кривые испытаний на сжатие электролитической меди (99,8%) при 500 °C (ё™
= 10-2 с-1) и двухступенчатом нагружении. Длительность паузы между нагружениями, с;
7 — 0,58; 2—1,62; 3 — 3,98; 4 — 5,66; 5 — 68; 5 — 500
301
Рис. 578. Кривые деформационного упрочнения меди Ml (99,98 %) при
скоростях деформации 18 (а), 6 (б), 1,8 (в) и 0,4 с-1 (г), темпера-
тура, °C- / — 450; 2 — 600; 3— 750; 4 — 950
20 4/7 60 80 20 ЬО 60 &,7а
Рис 580. Кривые испытаний на <
пература, °C:
/ — 600; 2 — 650; 3 — 700; 4 — 750;
Рис. 579. Кривые испытаний на растяжение меди Ml (99,9 %) после
горячей прокатки. Скорость деформации, с-1 / — 1; 2 — 10; 3 — 50
5 — 800; 5 — 850; 7 — 900; 3 — 950
Рис. 581. Кривые деформационного упрочнения меди (99,2 %) при 20*.
Скорость деформации, с-1:
/ —2-10-3; 2-1,6-10-2; 3—1,5-102; 4 — 2 • ЮЗ; 5—1,33-104
302
<5. fl Па
Рис. 582. Кривые скоростного упрочнения меди марки М2 (а) и латуни
ЛО62-1 (б). Температура, °C:
1 — 650; 2 — 700; 3 — 750; 4 — 800; 5 — 850; 5 — 900
О 8,1 8,2 0,3	О,к	0,5 О 0,1 0,2 0,3 О,Ь 0,5 е
Рис. 585. Кривые деформационного упрочнения латуни Л90 при скоростях де-
формации 18 (а), 6 (б), 1,8 (в) и 0,4 с-1 (г). Температура, °C:
/ — 450; 2 - 600; 3-750; 4-900
Рис. 587. Кривые деформационного упрочнения латуни Л70 при
скоростях деформации 18 (а), 6 (б), 1,8 (в) и 0,4 с-1 (г). Тем-
пература, °C:
/-450; 2 — 600; 3 — 750; 4-900
20 Заказ № 122
305
Рис. 588. Кривые деформационного упрочнения латуни Л62 при скоростях дефор-
мации 18 (а), 6 (б), 1,8 (в) и 0,4 с-1 (г). Температура, °C:
1 — 450; 2 — 600; 3 — 750; 4 — 850
Рис. 589. Скоростное упрочнение
латуни Л62. Температура, °C:
/ — 600; 2 — 700, 3 — 800; 4 — 850
Рис. 690. Кривые испытаний на
сжатие латуни типа Л62 со ско-
ростью деформации 2,5 с-1
306
20*
Рис. 593. Кривые испытаний на сжатие оловянистой бронзы типа	Рис. 594. Кривые испытаний на сжатие оловянистой бронзы
БрОФ5-0,15 (94,5 % Си; 5,35 % Sn; 0,135 % Р) после прессования,	типа БрОФ 7-0,15 (92,78 % Си; 7,03 % Sn; 0,138% Р) после
холодного волочения и отжига	прессования, холодного волочения и отжига
308
Рис. 595. Кривые испытаний на сжатие оловянистой бронзы
типа БрОФ 10-0J5 (90,2 % Си; 10,0 % Sn; 0,166 % Р) после
прессования, холодного волочения и отжига
Рис. 596. Кривые испытаний на сжатие
холоднокатаной бронзы БрОФ 6,5-0,15. Ус-
ловия испытаний:
Кривая	Тисп> °C	е, с-1
1	20	32,9
2	20	1,73
3	210	17,3
4	400	32,9
5	400	1,73
309
Рис 597. Кривые деформационного упроч-
нения бронзы БрОЦ 4.3 при скоростях
деформации 10 (а) и 0,04 с-1 (б). Темпе-
ратура, °C:
/ — 600; 2 — 650; 3 — 700; 4 — 750; 5 — 800;
6 — 850
1 — 650; 2 — 700; 3 — 750; 4 — 800; 5 — 850; 6 — 900
310
Рис. 600. Кривые деформационного упрочнения бронзы БрАЖНМц
9-4-4-1 (по методике работ авторов).
Рис. 601. Кривые дефор-
мационного упрочнения
бериллиевой бронзы
БрБ2. Температура, °C:
/ — 600; 2 — 650; 3 — 700;
4— 750; 5 — 800; 5 — 850
Рис. 602. Кривые дефор-
мационного упрочнения
бронзы БрКМц 3-1 при
10 с-1. Температура,
°C:
/ — 600; 2 — 700; 3 - 800;
4-850
Рис. 603. Кривые деформационного
упрочнения бронзы БрКД при скоро-
стях деформации 10 (а) и 0,045 с-1
(б). Температура, °C:
7 — 600; 2 — 650; 3 — 700; 4 - 750; 5 —
800; 6 — 850; 7 — 900
Рис. 604. Кривые деформационного уп-
рочнения сплава МНЦ 15-20 при ско-
ростях деформации 18 (а), 6 (б), 1,8
(в) и 0,4 с-1 (г). Температура, °C:
/ — 650; 2 — 750; 3 — 850; 4 — 950
Рис. 605. Кривые деформационного уп-
рочнения сплава МН19 при скоростях
18 (а), 6 (б), 1,8 (в) и 0,4 с-1 (г). Тем-
пература, °C:
/ — 600; 2 — 750; 3 — 900; 4 — 1030
/ — 850; 2 — 900; 3 - 950; 4- 1000; 5- 1050; 5 — 1100
312
6}/1Ла
Рис 607 Кривые испытаний на сжатие
литого сплава МНХ 30-3 ( 30 % Ni; 3 %
Сг). Условия испытаний:
Кривая	Гисп> °С	8, С~1
1	850	1,6
2	900	0,7
3	950	0,8
4	1000	0,9
Рис. 608. Кривые деформационного упрочнения сплава МНЖМц 30-0,8-1. Обо-
значения см. на рис. 605
Рис. 609. Кривые деформа-
ционного упрочнения сплава
МНЖМц 28-2,5-1,5 при ё «
«10 с-1. Температура, °C:
1 — 900; 2 — 1000; 3 — 1200
ростях деформации 18 (а), 6 (б), 1,8 (в), 0,4 С"1 (г). Температура, °C:
1 — 600, 2 — 700; 3 — 800; 4 — 900; 5 — 1000; 6 — 1100; 7 — 1200
Рис. 611. Кривые деформационного упрочнения сплава НММцАЖВТНбКр при ско-
ростях деформации, с-1;
J — 1; 2 — 5; 3 — 25; 4 — 100
314
Рис. 612. Влияние температурно-скоростных
условий испытаний на пластичность никеля
(предварительная деформация 48 %). Скорость
деформирования, мм/мин:
б, мпа
Рис. 613. Кривые деформацион-
ного упрочнения никеля Н1 при
ё « 10 с-1. Температура, °C:
/ _ 900; 2 — 1000; 3 — 1100; 4 —
Рис. 614. Кривые деформационного упрочнения никеля НПА 1 (99,73 %) при скоро-
стях деформации 18 (а), 6 (б), 1,8 (в) и 0,4 с-1 (г). Температура, °C:
1 — 600; 2 — 800; 3 — 900; 4 — 1000; 5—1100; 5—1200
315.
Рис. 615 Кривые деформационного упрочнения никеля НПАП (99,64 %) при скоро-
стях деформации 18 (а), 6 (б), 1,8 (в) и 0,4 с~1 (г). Температура, °C:
/- 800; 2 — 900; 3-1000; 4-1150; 5—1250
Рис. 616. Кривые деформационного упроч-
нения сплава НХ9 при ё«10 с-1. Темпе-
ратура, °C:
/ — 900; 2— 1000; 3—1100; 4 — 1200
Тугоплавкие и другие металлы и сплавы
Металл, сплав	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература	
	^ИСП’ °C	8, С"1				
1	2	3	4	5	6	
Мо(99,95 %)	20—1600	2,0	а	617	[271]	
	20—1600	10-3	Gb» О0,2	618		[39]
ВМ1	400-1600	10-’—10-'	GB, Go,2	619		[39]
мч	800—1500	1—100	0	620	[1471	
мчвп	800—1500	1—50	а	621			
тсм-з	800—1500	1—50	а	622			
Молибден и его	20—1800	IO’3	ов, 6	623		[39]
сплавы						
Nb (99,86 %)	80—1600	2,0	а	624	[271]	
Nb	750—1050	1—50	а	625	|	[236]
Nb	20—1200	Ю-з-10-1	Gb» Go,2	626		[39]
ВН2	20—1200	lO-3-io-i	Gb> Go,2	627		[39
ЦМ-2А	800—1200	Ю-з—10-1	GB	628		[39
ЭЛН-1	800—1600	1—100	а	629		[148]
Та(99,8 %)	20—1600	2,0	а	630		271]
	750—1150	1—50	а	631		236]
W(99,96 %)	400—1400	2,0	а	632		271]
ВВ2	1300—1700	1—70	а	633		272]
ВА	1000—1700	1—100	а	634		147]
СВИ-1	800—1600	1	0	635		148]
ТСВ-1	1100—1600	1	о	636		148]
Re	1000—1600	1	а	637		147]
Pb, %:						
99,98	22—300	0,04—311	а	638	Г1451	
99,95	20	Ю-З—10-2	а	639		[Ю]
COO; РЬ + 4 % Sb	20	10’4—40	а	640		[40]
Pb + 2,1 % Sb	20	1—12	а	641		[278]
Pb + 2,5 % Sb	20	0,01—20	а	642		
Cl	20	10-3—17,3	т	643		[279]
Pb, Sn, сплавы	25	Ю-5—10-1	а	644	1	[280]
Zn, %:						
99,99	(-75)-	0,2—650	а	645		[141
99,99	-т-(-рЗОО) 20—180	2—20	о	646	[2811	
99,97	0—300	0,8—100	а	647		[14]
99,60	0—300	0,8—100	а	648		[14]
Ц0	100—250	10	а	649		[269]
	150—340	0,4—18	Gcp	650		[15]
Zn(99,8%)	20—200	0,01—50	а	651		[237]
	20—200	0,01—50	а	652		237
Сплавы цинка	20—180	2—20	а	653		28 Г
	20—180	2—20	а	654		281
	20—180	2—20	а	655		281
	20—180	2—20	0	656		281
Ag(99,99 %)	20	10-4—50	а	657		234
	600—750	5—50	а	658		"282
317
Продолжение табл.
Металл, сплав	Условия испытаний		Характери- стики меха- нических свойств	Номер рисунка	Литература
	^исп’ °C	е, с-1			
1	2	3	4	5	6
Сплавы серебра	20—400	1,7—33	а	659	[245]
	500—700	2—25	о	660	[282]
	500—680	2—25	а	661	[282]
	20—1000	1	а	662	—
	20—850	1	а	663	[244]
Сплавы золота	20—500	1—50	а	664	[238]
	20—600	1—50	6, ф	665	[238]
Сплавы хрома:					
ВХ4	900—1320	0,5—8	а	666		
ВХ2К	600—1000	0,5; 8	а	667	—
ВХ1-17А	600—1100	0,5; 8	а	668	—
Zr(99,8 %)	20—1000	0,25—16	о	669	[283]
Zr + 0,7 % Sn	775	1О-4—Ю0	а	670	[284:
Zr(98,35 %)	20—1000	0,25—16	о	671	[283
Zr 4- Sn	625—925	10-4—10°	Ов	672	[284
Zr + 1 % Nb	600—900	1—25	о	673	[285:
Zr + 2,5 % Nb	775	10-3—Ю-2	а	674	[49]
цнжо	500—1000	10-3—25	а	675	
ЦЖХВ	500—1000	10-3—25	о	676		
и(99,8 %)	20—100	0,25—16	о	677	[286]
Ni—Ti	850	0,3—50	о	678	[287]
Аморфные сплавы	0—300	IO’5—IO’2	Ов	679	[288]
Механические свойства молибдена вакуумно-дуговой плавки при статическом
нагружении [39]
Температура испытания, °C	ав, МПа	Од,2» МПа	б, %	%
	Деформированный молибден			
20	650	525	31,0	58,0
300	480	—	32,0		
1000	260	230	20,0	74,0
1250	116	88	42,0	92,0
1300	110	63	33,0	75,0
1500	45	—	48,0	—
Отожженный молибден
20	550	330	15,0	16,0
300	300	—	52,0	86,0
1000	130	60	47,0	95,0
1200	100	30	50,0	98,0
Рис. 617. Кривые испытаний
на сжатие молибдена
(99,95 %) при ё=2 с-1. Тем-
пература, °C:
/—20; 2 — 100; ...	17 —
1600 (через 100 °C)
Рис. 618. Влияние скорости деформации на прочность молибдена. Температура, °C:
1 — 20; 2 — 400; 3 — 800; 4— 1200; 5—1600
Рис. 619 Скоростное упрочнение молибденового сплава ВМ1. Температура, °C:
1 — 400; 2 — 800; 3 — 1200; 4—1600
в,мпа
Рис. 620. Кривые испытаний на сжатие молибдена марки М4. Скорость деформации, с->:
J — 1; 2—10; 3— 100
Рис. 621. Кривые испытаний на сжатие молибденового сплава марки МЧВП. Скорость
деформации, с-1;
1 — 1; 2—10; 3 — 50 (данные В. А Москалева по методике работ [364—366])
/7	20	4/7	60
О 20	4/7 60 О 20	4/7
Рис 622. Кривые испытаний на сжатие молибденового сплава марки ТСМ-3. Обозна-
чения см на рис. 621 (данные В. А. Москалева по методике работ [364—366])
Рис. 623. Влияние температуры испыта-
ний на прочность и пластичность молиб-
дена и его сплавов:
/ — молибден литой; 2 — молибден метал-
локерамический; 3 — Мо + 1 % Nb; 4 — Мо+
+ ZrN; 5 —ВМ1
320
6JMa
Рис. 624. Кривые деформационного упрочнения ниобия (99,86) при ё=2,0 с-1. Тем-
пература, °C:
/ - 20; 2-100; ... 17 - 1600 (через 100 °C)
Рис 625. Кривые деформационного упрочнения технически чистого ниобия после
ковки и отжига. Скорость деформации, с-1:
/ — 1; 2—10; 3 — 50
21 Заказ № 122	321
Рис. 627. Влияние скорости деформа-
ции на прочность ниобиевого сплава
ВН2. Обозначения см. на рис 626
Рис. 628. Зависимость прочности нио-
биевого сплава ЦМ-2А от скорости де-
формации. Температура, °C:
/ — 800; 2— 1000; 3 — 1100; 4 — 1200
Рис. 629. Кривые испытаний на сжатие
ниобиевого сплава ЭЛН-1 в деформиро-
ванном и отожженном состоянии:
7 — 6=100 с-1; //—10; III — 1. Темпера-
тура, °C:
1 - 800; 2 — 1000; 3 — 1200; 4 — 1400; 5 —
1600
Рис 630. Кривые деформационного упрочнения тантала (99,8%) при 6=2 с~1.
Обозначения см. на рис. 624
322
6,НПа
Рис. 631. Кривые деформационного упрочнения тантала. Скорость, с-1:
/ —1; 2—10; 3-50
Рис. 632. Кривые деформа-
ционного упрочнения воль-
фрама (99,96 %) при ё=
=2,0 с-1. Температура, °C
1 — 400; 2 — 500; ... 11—
1400 (через 100 °C)
Рис. 633. Кривые деформа-
ционного упрочнения сплава
вольфрама ВВ2. Условия ис-
пытаний:
/_3_ё = 1 с-1; 1700, 1600 и
1300 °C соответственно; 4—
7 —ё=20 jc-’; 1700, 1600, 1450
и 1300 °C соответственно; 8 —
ё =70 с-1, 1700 °C
21*
323
Рис. 634. Кривые деформационного уп-
рочнения вольфрама марки ВА, полу-
ченного методом порошковой металлур-
гии. Скорость деформации, с-1
1 — 1; 2—10; 3 — 100
324
Рис. 636. Кривые испытаний на
сжатие сплава вольфрама ТСВ-1
при 1 c-к Отжиг при 1400 °C (а)
и при 1800 °C (б). Температура, °C:
1 — 1100; 2 — 1200; 3 — 1300; 4 — 1400;
5 — 1500; 6 — 1600
Рис. 637. Кривые испытаний на сжа-
тие рения электронно-лучевой плавки
при 8 = 1 с-1. Температура, °C:
1 - 1000; 2 - 1200; 3 - 1400; 4 ~ 1600
325
7 — 0,04; 2 — 9; 3—101; 4 — 311
Рис. 639. Кривые деформационного упроч-
нения технически чистого свинца (99,95 % >
при 20 °C и статическом нагружении. Ско-
рость деформации, с-1:
7 — 0,05; 2 — 0,033; 3 — 0,016; 4 — 0,008; 5 —
0,0033
326
б, МПа
Рис. 640. Кривые деформационного упрочнения при 20 °C
свинца С00 (а) и сплава РЬ+4 % Sb (б). Скорость дефор-
мации, с-1:
/-3.10-4; 2 — 2,7; 3-40
Рис. 641. Кривые
свинца с 2,1 % Sb
формации, с-1:
Рис. 642. Кривые испытаний на
сжатие свинца с 2,5 % Sb (по
данным авторов справочника);
образцы размером 12X18 мм.
Скорость деформации, с-1;
7 — 0,01; 2—1; 3—10; 4 — 30
испытаний на сжатие
при 20 °C. Скорость де-
7 — 1; 2 — 3; 3 — 6; 4—12
Рис. 643. Кривые испытаний на кручение свинца С1
при 20 °C. Скорость деформации, с-1;
7 — 0,006; 2 — 0,04; 3 — 0,10; 4 — 1,73; 5 — 2,55; 5 — 5,1; 7 —
17,3
327
Рис. 644. Влияние скорости деформации на а при
25 °C олова, свинца и их сплавов в состоянии
сверхпластичности (испытания на растяжение,
металл в прессованном состоянии):
/ — олово; 2 — свинец; 3 —Sn+2% Pb; 4 — Pb+
+ 19% Sn; 5 — Sn+38% Pb
Рис. 645. Кри
чистого цинка
испытаний на сжатие
Рис. 646. Кривые испытаний
на сжатие высокочистого
цинка (99,99 %). Скорость
деформации, с-1:
7 — 2; 2 — 5; 3 — 20
329
Рис. 649. Кривые деформационного уп-
рочнения цинка ЦО при fe = 10 c~i. Тем-
пература, °C:
/ — 100; 2—150; 3 — 200; 4 — 250
7—150; 2 — 220; 3 — 280; 4 — 340
330
/ — 0,01; 2 — 2; 3—10; 4 — 50
331
1 — 2; 2—5; 3 — 20
332
6JMa
Рис 656 Кривые испытаний на сжатие образцов сплава цинка (2,7 % Си; 0,55 %
Ti). Обозначения см. на рис. 653
в,МЛа
Рис. 657. Кривые упрочнения серебра (99,99 %) при 20 °C. Скорость деформации, с-1;
1 — 5-10-4; 2 — 3; 3—15; 4 — 50
Рис. 658 Кривые упрочнения серебра (99,99 %) в диапазоне 600—750°C. Сплошные линии —
деформированный металл, штриховые — литой. Скорость деформации, с-1:
/ — 5, 2 — 25; 3 — 50
Рис. 659. Кривые испытаний на
сжатие сплава СрМ970 в отожжен-
ном (а) и нагартованном (б) со-
стояниях при 8=75 %
Кривая
Т о Г
исп»
8, С-1
20
20
210
400
400
32,9
1,73
17,3
32,9
1,73
Сплошные линии — эксперименталь-
ные кривые, штриховые — расчет-
ные
334
Рис. 660. Кривые деформационного уп-
рочнения сплава СрМ875. Сплошные
линии — деформированный металл;
штриховые — литой. Скорость дефор-
мации, с-1:
2 — 2; 2—10; 3 — 25
335
Рис. 662. Кривые испытаний на
сжатие СрПдМГ 20-0,3 при ё=1 с-1.
Данные получены Кантамиро-
вой Л. И. по методике работ ав-
торов
Рис 663. Кривые испытаний на пластометре серебряных припоев при ё=1 с-1:
а — ПСр5,5; б — ПСрМц23; в — ПСр15; г — ПСр25Ф; д — ПСр62 Температура, °C:
/ — 20; 2—100; 3 — 200; 4 — 300; 5 — 400; 5 — 500; 7— 600; 3 — 650, 9 — 700; /5 — 750;
// — 800, 12 — 850
О 0,15 0,50
200°С
О 0,15 0,30
Рис. 664. Кривые
деформационного
упрочнения спла-
ва ЗлСрМ 583-80
(а) и ЗлСрПдМ
375-100-38 (б).
Скорость дефор-
мации, с-1;
/ — 1; 2—10; 3 —
50
Рис. 665 Влияние температуры на пластичность сплавов на основе зо-
лота. Обозначения см. на рис. 664
Рис. 666 Кривые испытаний на растяжение сплава на основе хрома ВХ4 при ско-
рости деформации 0,5 (а), 2 (б), 8 (в) и 25 с~1 (г) (исследование проведено по ме-
тодике работ авторов). Температура, °C:
/ — 900; 2 — 950; 3 — 1000; 4 — 1050; 5 — 1100; 6 — 1150; 7 — 1200
Рис. 667 Кривые испытаний на растяжение сплава ВХ2К при 0,5 (/) и 6 с-1 (2)
(по методике авторов)
22 Заказ № 122	337
Рис. 668. Кривые испытаний
на растяжение сплава
ВХ1-17А при 0,5 (а) и 8 с~1
(б) (по методике авторов)
б}МПа
Рис. 669. Кривые деформа-
ционного упрочнения цирко-
ния (99,8%). Температура,
°C:
1 _ 20; 2—100; 3 — 200; 4 —
300; 5 — 400; 5 — 500; 7 — 600;
5 — 700;	9 — 800;	10 — 900;
И — 1000
Рис. 670. Кривые текучести циркония с до-
бавкой олова (0,7%) при 775 °C. Скорость
деформации:
/ — 1,0-10-4; 2-3*10-4; 3-9,9*10-4; 4-
3 • 10-3;	5 - 9,9* 10-3;	6 - 2,9 • 10-2;	7 -
1,0*10-1; 8 — 3,1*10-1; 9—1,1*100 с-1
d,МПа
12	3
О 0,2	0,Ь	0,6	£
22*
339
Рис. 672. Влияние скорости деформации на прочность поликристал-
лического циркония (а) и сплавов Zr+0,7 % Sn (б), Zr+3 % Sn
(в) и Zr+5 % Sn (г). Температура, °C:
1 — 625; 2 - 675; 3 — 725; 4 — 775; 5 - 825; 6 - 875; 7 - 925
Рис. 674. Кривые испытаний на сжатие
двухфазного сплава циркония (2,5 %
Nb) при 775 °C. Скорость деформации,
с-1:
1 — 1,2 • 10-3; 2 — 3,1 • 10-3; 3 — 1,2 • 10-2;
4 — 3,1-10-2
Рис 673. Кривые испытаний на растя-
жение сплава циркония (1 % Nb). Ско
рость деформации, с-1:
1 — 1; 2 — 10, 3 — 25
Рис. 675. Кривые деформационного упрочнения циркониевого сплава ЦНЖО (по мето-
дике работ авторов). Скорость деформации, с->:
/-0,005; 2 — 0,5; 3-2,5; 4-12,5; 5-25
Рис 676 Кривые деформационного упрочнения циркониевого сплава ЦЖХВ. Обоз-
начения см на рис. 675 (по методике авторов)
341
Рис. 677. Кривые испытаний на сжатие урана (99,8 %) при 0,25 (а), 2 (б) и 16 с-1
(в). Температура, °C:
1 — 20; 2 — 100; 3 — 200; 4 — 300; 5 — 400; 6 — 500; 7 — 600; 8 — 700; 9 — 760; 10 — 800;
11 - 900; /2—1000
Рис. 678. Кривые деформационного уп-
рочнения интерметаллида Ni—Ti, со-
держащего 53,6 % (по массе) Ni (а)
и 55,0 % (по массе) Ni (б) при 850 °C.
Скорость деформации, с-1:
1 — 0,3; 2 — 2; 5—50
Рис. 679. Влияние скорости деформа-
ции на прочность аморфного сплава
₽b8oSi2o при испытаниях на растяжение.
Температура, °C:
1 — 0; 2 — 100; 5 — 150; 4 — 200; 5 — 300
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1.	Смирнов-Аляев Г. А. Сопротивление материалов пластическому деформиро-
ванию. 3-е изд., перераб. и доп. М.: Машгиз, 1978. 368 с.
2.	Фридман Я. Б. Механические свойства металлов. 3-е изд., перераб. и доп.
М.: Машиностроение, 1974. 472 с.
3.	Дзугутов М. Я. Пластическая деформация высоколегированных сталей и
сплавов. 2-е изд., перераб. и доп. М.: Металлургия, 1977. 480 с.
4.	Гун Г. Я- Теоретические основы обработки металлов давлением. Теория пла-
стичности: Учебник для вузов. М.: Металлургия, 1980. 456 с.
5.	Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия,
1978. 568 с.
6.	Эпштейн Г. Н., Кайбышев О. А. Высокоскоростная деформация и струк-
тура металлов. М.: Металлургия, 1971. 197 с.
7.	Бернштейн М. Л. Структура деформированных металлов: Учебное пособие
для вузов.: М.: Металлургия, 1977, 432 с.
8.	Смирнов-Аляев Г. А., Чикидовский В. И. Экспериментальные исследования
в обработке металлов давлением. Л.: Машиностроение, 1972. 360 с.
9.	Сопротивление деформации и пластичность металлов (при обработке дав-
лением) (Смирнов В. С., Григорьев А. К., Пакудин В. П., Садовников Б. В.
М.: Металлургия, 1975. 272 с.
10.	Целиков А. И. Теория расчета усилий в прокатных станах. М.: Металлург-
издат, 1963. 284 с.
11.	Соколов Л. Д. Сопротивление металлов пластической деформации. М.: Ме-
таллургиздат, 1963. 284 с.
12.	Зюзин В. И., Бровман М. Я., Мельников А. Ф. Сопротивление деформации
сталей при горячей прокатке. М.: Металлургия, 1964. 270 с.
13.	Третьяков А. В., Трофимов Г. К., Зюзин В. И. Механические свойства ме-
таллов и сплавов при обработке металлов давлением. М.: Металлургия,
1974. 222 с.
14.	Suzuki Н.— Report of Inst, of Industrial Science the University of Tokyo,
1968, v. 18, № 3, p. 139—240.
15.	Серебренников А. В., Мельников А. Ф. Горячая прокатка тяжелых цветных
металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1969. 243 с.
16.	Weber К. //.— Freiberger Forschungshefte, 1969, Bd 143, S. 253.
17.	Прессование алюминиевых сплавов/Под ред. Полухина П. И. М.: Метал-
лургия, 1974. 356 с.
18.	Су яров Д. И., Лель Р. В., Гилевич Ф. С. Упрочнение и разупрочнение ме-
таллов и сплавов при горячей пластической деформации. Горький, ГПИ,
1975 75 с.
19.	Полухин П. И., Гун Г. Я., Галкин А. М. Сопротивление пластической де-
формации металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1976. 488 с.
20.	Drastik F., Elf mark J. Plastometry a tvaritelnost kovu. Praha, SNTL, 1977.
292 s.
21.	Hensel A., Spittel T. Kraft- und Arbeitsbedarfbildsamer Formebungs-verfahren.
Leipzig, 1978. 528 s.
22.	Микляев П. Г., Дуденков В. М. Сопротивление деформации и пластич-
ность алюминиевых сплавов. М/ Металлургия, 1979. 183 с.
23.	Третьяков А. В. Механические свойства сталей и сплавов при пластическом
деформировании. М.: Машиностроение, 1971. 63 с.
24.	Калачев М. И. Деформационное упрочнение металлов. Минск: Наука и тех-
ника, 1980. 256 с.
25.	Проблемы разработки конструкционных сплавов: Пер. с англ. М.: Металлур-
гия, 1980 336 с.
26.	Булат С. И., Тихонов А. С., Дубровин А. К. Деформируемость структурно-
неоднородных сталей и сплавов. М/ Металлургия, 1975. 352 с.
27.	Агеев Н. П., Каратушин С. И. Механические испытания металлов при вы-
соких температурах и кратковременном нагружении. М.: Металлургия, 1968.
280 с.
343
28.	Механические свойства сталей, деформированных в широком интервале тем-
ператур/Под ред. Северденко В. П. Минск: Наука и техника, 1974. 64 с.
29.	Бобылев А. В. Механические и технологические свойства металлов. М.: Ме-
таллургия, 1980. 296 с.
30.	Кроха В. А. Упрочнение металлов при холодной пластической деформации.
М.: Машиностроение, 1980. 157 с.
31.	Пресняков А. А. Свойства меди и сплавов на ее основе. Алма-Ата: Наука,
1975. 236 с.
32.	Мигаче в Б. А., Потапов А. И. Пластичность инструментальных сталей и
сплавов: Справочник. М.: Металлургия, 1980. 88 с.
33.	Механические свойства редких металлов/Соколов Л. Д., Скудное В. А.,
Соленое В. М. и др. М.: Металлургия, 1972. 287 с.
34.	Механические свойства стали при горячей обработке давлением/Тарнов-
ский И. Я., Поздеев А. А., Меандров Л. В., Хасин Г. А. Свердловск: Ме-
та ллургиздат, 1960. 264 с.
35.	Зайков М. А. Режимы деформации и усилия при горячей прокатке. Сверд-
ловск: Металлургиздат, 1960. 302 с.
36.	Корнеев Н. И., Скугорев И. Г. Основы физико-химической теории обра-
ботки металлов давлением. М.: Машгиз, 1960. 316 с.
37.	Сопротивление деформации и пластичность стали при высоких температу-
pax/Тарновский И. Я., Поздеев А. А., Баакашвили В. С. и др. Тбилиси: Соб-
чота Сакартвело, 1970. 224 с.
38.	Применение теории ползучести при обработке металлов давлением/77оз-
деев А. А., Тарновский В. И., Еремеев В. И., Баакашвили В. С. М.: Ме-
таллургия, 1973. 192 с.
39.	Прочность тугоплавких металлов/Писаренко Г. С., Борисенко В. А., Горо-
децкий С. С. и др. М.: Металлургия, 1970. 368 с.
40.	Пластическое формоизменение металлов/Гун Г. Я., Полухин 77. И., Полу-
хин В. П., Прудковский Б. А. М.: Металлургия, 1968. 416 с.
41.	Колмогоров В. Л. Напряжения. "Деформации. Разрушение. М.: Металлур-
гия 1970. 230 с.
42.	Пластичность и разрушение/Под ред. В. Л. Колмогорова. М.: Металлургия.
1977. 336 с.
43.	Паршин В. А., Зудов Е. Г., Колмогоров В. Л. Деформируемость и каче-
ство. М.: Металлургия, 1979. 192 с.
44.	Jonas J. J., Sellars С. М., Tegart W. J.—Metallurgical Revues, 1969, v. 14,
№ 130, p. 1—24.
45.	Stuwe H. P.— Acta Metall., 1965, v. 18, p. 1337.
46	Weiss J., Jonas J — Metall Trans., 1980, v. 11 A, № 3, p. 403—410.
47.	Sandstrom R., Lagneborg R — Acta Metall, 1975, v. 23, p. 387—398; 481—488.
48.	Me Queen H. J., Jonas J. J. Plastic Deformation of Materials (edited by
R. J. Arsenauet), Academic Press, New York: 1975. 493 p.
49.	The Hot Deformation of Austenite (edited by J. B. Ballance) AIME, New-
York: 1977, 631 p.
50.	Elfmark J.— Hutnicke listy, 1979, № 12, s. 848—854.
51.	Вайнблат Ю. M., Родина И. Б.— Физика металлов и металловедение 1973,
т. 35, вып. 4, с. 838—841.
52.	Бернштейн М. Л., Капуткина Л. М., Прокошкин С. Д., Добаткин С. В —
Изв вузов. Черная металлургия, 1979, № 9, с. 97—100.
53	Rossard С — Archiwum Hutnictwa, 1980, v. 25, № 3, р. 411—421.
54.	Валиев Р. 3., Кайбышев О. А., Ценев Н. К.— Металлофизика, 1980, т. II,
№ 6, с. 117—123.
55.	Вязкость разрушения высокопрочных материалов- Пер. с англ. М.: Метал-
лургия, 1973 304 с.
56.	Черепанов Г. П. Механика хрупкого разрушения. М.: Наука, 1974. 236 с.
57.	Разрушение. Т. 3. М.: Мир, 1976. 797 с.
58.	Нотт Дж. Ф. Основы механики разрушения- Пер. с англ М : Металлургия,
1978. 256 с.
59.	Никифоровский В. С., Шемякин Е. И. Динамическое разрушение твердых
тел Новосибирск: Наука, 1979. 272 с.
344
60.	Exner К-Ch., Papsdorf P — Freiberger Forschungshefte. 1973, Bd 183, S. 169.
61.	Herger D., Reinbold //.— Freiberger Forschungshefte, 1979, Bd 208, 158 S.
62.	Зудов E. Г., Фрейдензон M. E., Агапова Л. И., Лившиц А. А— Изв вузов.
Черная металлургия, 1979, № 8, с. 63—67.
63.	Гун Г. Я., Полухин П. И.— Изв. вузов. Черная металлургия, 1971 № 9,
с. 63-66.
64.	Готлиб Б. М., Старших В. В.— Изв. вузов. Черная металлургия, 1972, № 6,
с. 77—81.
65.	Мижирицкий О. И., Богатов А. А., Шимимцев В. Ф — Обработка, металлов
давлением: Науч. тр./УПИ. Свердловск: УПИ, 1976, № 3, с. 25—28
66.	Богатов А. А., Колмогоров В. Л., Мижирицкий О. И.— Изв. вузов. Черная
металлургия, 1977, № ,10, с. 83—86.
67.	Богатов А. А., Смирнов С. В., Мижирицкий О. И.— Обработка металлов
давлением: Науч. тр./УПИ. Свердловск: УПИ, 1978, № 5, с. 86—89.
68.	Агожино А. Теоретические основы инженерных расчетов: Пер. с англ. М.:
Мир, 1978, № 4, с. 12—20.
69.	Мигачев Б. А., Волков В. П., Потапов А. И., Литвинов В. 3.— Обработка
металлов давлением: Научн. тр./УПИ. Свердловск: 57.
70.	Кайбышев О. А. Пластичность и сверхпластичность металлов. М/ Метал-
лургия, 1975. 279 с.
71.	Тихонов А. С. Эффект сверхпластичности металлов и сплавов. М.: Наука,
1978. 142 с.
72.	Смирнов О. М. Обработка металлов давлением в состоянии сверхпластич-
ности. М.: Машиностроение, 1979. 184 с.
73.	Галкин А. М., Полухин П. И., Гун Г. Я.— Изв. АН СССР. Металлы, 1971,
№ 5, с. 117—119.
74.	Выдрин В. Н., Агеев Л. М.— Изв. вузов. Черная металлургия, 1967, № 2,
с. 58—61.
75.	Weinstein A., Matsufuje А.— Iron and Steel Engineer, 1968, v. 45, № 9,
p. 121 — 136.
76.	Klepaczko J.— J. of the mech. and physics solids, 1968, v. 16, № 4, p. 255—266
77.	Lee D., Zaverl F.— Metall Trand., 1980, v. 11 A, № 6, p. 983—991.
78.	Смолин А. П., Дерябин В. Д.— Изв. вузов. Черная металлургия, 1978, № 8,
с. 56—60.
79.	Персиянцев В. А.— Изв. АН СССР. Металлы, 1980, № 2, с. 115—120.
80.	Шварцбарт Я. С.— Изв. АН СССР. Металлы. 1978, № 4, с. 137—144.
81.	Прус А. А.— Металловедение и термическая обработка металлов. 1976, № 1,
с. 7—9.
82.	Бернштейн М. Л., Добаткин С. В., Капуткина Л. М., Прокошкин С. Д.—
В кн.: Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства ме-
таллов. Тула- ТулПИ, 1980, с. 41—46.
83.	Мигачев Б. А., Лель Р. В., Волков В. П. Обработка метаплов давлением:
Науч. тр./УПИ. Свердловск: УПИ, 1976, № 3, с. 20—24.
84.	Андреюк Л. В., Тюленев Г. Г., Гурков А. А.— Теория и практика метал-
лургии: Науч. тр./НИИМ. Челябинск: НИИМ, 1967, № 9, с. 89—94.
85.	Суяров Д. И., Лель Р. В., Акс В. Ю— Изв. вузов. Цветная металлургия,
1970, № 1, с. 130—135.
86.	Djaic R. А. Р., Jonas J. J.— J. of Iron and Steel Inst., 1972, v. 210, № 4,
p. 256—261.
87.	Buhler H., Robbert D.— Stahl und Eisen, 1970, Bd 90, № 8, S. 21—28.
88.	Tien N., Knauschner A.— Freiberger Forschungshefte, 1976, Bd 188, S. 5—78.
89.	Левченко Г. В.— Изв АН СССР. Металлы, 1978, № 1, с. 158—161
90.	Шварцбарт Я. С., Никитин Г. С., Зуев И. Г.— Изв. АН СССР. Металлы,
1978, № 2, с. 155—164.
91.	Вайнблат Ю. М., Варфоломеева Э. А., Шаршагин Н. А.— Технология лег-
ких сплавов. Науч. тр./ВИЛС. М : ВИЛС, 1980, № 9, с. 3—9
92.	Spittel М., Spittel Т,— Neue Hutte, 1979, Bd 24, № 4, S. 133—138
93.	Sankar J., Hawkins D., Me. Queen H.— Metals Technol., 1979, v. 6, № 9,
p. 325—331.
94.	Elf mark J.— Hutn. listy, 1976, v. 31, № 10, p. 699—704.
345
95.	Лачугин Ф. С., Калетьян Н. М., Ятвецкая А. Э.— Кузнечно-штамповочное
производство, 1978, № 10, с. 25—27.
96.	Hengerer D.— Metall, 1978, Bd 32, № 5, s. 452—457.
97.	Пью Г., Чендлер Э. Успехи механики деформируемых сред: Пер. с англ.
М.: Наука, 1975, с. 430—470.
98.	Важенцев Ю. Г. Прочность и пластичность материалов под гидростатиче-
ским давлением. Томск: ТПИ, 1978. 86 с.
99.	Pugh Н. High Pressure Sci. and Technol. Proc. 6th AIRAPT Conf. Boulder
Colo, 1977, v. 2, 1979, New-York—London, p. 483—511.
100.	Афанасьев В. Д., Гофман Ю. И., Стенина Е. И.— Изв. вузов. Физика, 1976,
№ 6, с. 122—123.
101.	Писаренко Г. С., Киселевский В. Н. Прочность и пластичность материалов
в радиационных потоках. Киев: Наукова думка, 1979. 284 с.
102.	Спицин В. И., Троицкий О. А.— ДАН, 1975, т. 220, с. 1070—1073.
103.	Спицин В. И., Троицкий О. А., Гусев Е. В., Курдюков В. К.— Изв. АН
СССР. Металлы, 1974, № 2, с. 123—128.
104.	Клыпин А. А.— Металловедение и термическая обработка металлов, 1979,
№ 3, с. 12—15.
105.	Varma S. К, Cornwell L. R.— Scripta metallurgica, 1979, v. 13, № 8, p. 733—
738.
106.	Северденко В. П., Клубович В. В., Степаненко А. В. Ультразвук и пла-
стичность. Минск: Наука и техника, 1976. 446 с.
107.	Leps G.— Neue Hiitte, 1974, Bd 19, № 11, S. 659—663.
108.	Дмитриев H. Н., Абрамов О. С., Куделькин В. 77.— Изв. АН СССР. Ме-
таллы, 1977, № 5, с. 205—210.
109.	Северденко В. П., Скрипнеченко А. Л., Пявловский М. Д. Ультразвук и проч-
ность. Минск: Наука и техника, 1979. 248 с.
ПО. Келли А. Высокопрочные материалы: Пер. с англ. М.: Мир, 1976. 261 с.
111.	Порошковая металлургия материалов специального назначения: Пер. с англ.
М : Металлургия, 1977. 376 с.
112.	Карпинос Д. М., Максимович Г. Г., Кадыров В. X., Лютый Е. М. Проч-
ность композиционных материалов. Киев: Наукова думка, 1978. 236 с.
113.	Структура и свойства композиционных материалов/Портной К И., Салибе-
ков С. Е., Светлов И. Л., Чубаров В. М. М.: Машиностроение, 1979. 255 с.
114.	Портной К И., Бабич Б. Н., Светлов И. Л. Композиционные материалы
на никелевой основе. М.: Металлургия, 1979. 264 с.
115.	Klepaczko J. R., Wiktorow W. W., Szapiro G. S.— Rorprawy Inzynierskie En-
gineering Transactions, 1977, v. 25, № 4, p. 587—608.
116.	Аверьянов А. Б., Беклемишев H. H., Шапиро Г. С.— Проблемы прочности,
1980, № 9, с. 82—83.
117.	Buhler Н., Vollmer J.—Bander-Bleche-Rohre, 1970, Bd 11, № 1, S. 44—48.
118.	Барановский M. А., Сарело С. Б.— Кузнечно-штамповочное производство,
1970, № 9, с. 8—11.
119.	Степанов Г. В. Характеристики прочности и пластичности конструкционных
материалов при высоких скоростях деформации. Киев: Институт проблем
прочности АН УССР, 1978. 78 с.
120.	Степанов Г. В.— Проблемы прочности, 1978, № 5, с. 89—104.
121.	Степанов Г. В.— Проблемы прочности, 1980, № 10, с. 48—56.
122.	Цой П. А., Новиков С. А., Синицын В. А. и др.—Проблемы прочности,
1980, № И, с. 87—90.
123.	Кононенко В. Г. Высокоскоростное деформирование и разрушение металлов
Харьков- Вища школа, 1980. 231 с.
124.	Маркочев В. М., Житенев В. В., Воробьев А. М.— Заводская лаборатория,
1979, № 10, с. 944—949.
125.	Steinberg D., Cochran S., Guinan M.— J. appl. Phys., 1980, v. 51, № 3,
p. 1498—1504.
126.	Веников Г. В., Федосеев А. А. Автоматизация в проектировании и экспе-
риментальных исследованиях. М.: Знание, 1973. 69 с.
127.	Египко В. М. Организация и проектирование систем автоматизации научно-
технических экспериментов. Киев: Наукова думка, 1978. 232 с.
.346
128.	Ковальчук Б. И., Лебедев А. А., Гришко В. Г. и др —Заводская лабора-
тория, 1977, т. 43, № 8, с. 1008—1012.
129.	Стрижало В. А., Гришко В. Г., Билан В. Н.— Проблемы прочности, 1978,
№ 2, с. 111—115.
130.	Лебедев А. А., Руденко В. Н., Спиваков А. С.— Проблемы прочности, 1978,
№ 4, с. 115—117.
131.	Шнейдерович Р. М., Левин О. А.— Заводская лаборатория, 1977, № 10,
с. 1270—1276.
132.	Shirohama Н.— J. of the Iron and Steel Inst, of Japan, 1978, v. 64, № 10,
p. 1625—1639.
133.	Stewart M. /.— Canadian metallurgical Qurterly, 1974, v. 13, № 3, p. 503—509.
134.	Гришко В. Г., Алексюк М. М., Мелентьева В. Б.— Проблемы прочности,
1978, № 2, с. 119—122.
135.	Змиевский В. И., Пятышев Л. И.— Заводская лаборатория, 1978, т. 44,
№ 7, с. 883—885.
136.	Харченко В. К-, Гришко В. Г., Гнучий Ю. Б. и др.— Проблемы прочности,
1981, № 3, с. 121—125.
137.	Munford Р. М.— Metall Progress, 1980, v. 118, № 3, р. 46—50.
138.	Shirohama Н.— Trans, of the Iron and Steel Inst, of Japan, 1981, v. 21, № 1,
p. 57—65.
139.	Cooper W., Zweigoron R.— Journal of metals, 1980, v. 32, № 7, p. 17—21.
140.	Orowan E., Report M. Forging Committee, Meeh. Working Divisions, 1950.
68 p.
141.	Тюленев Г. Г., Андреюк Л. В.— Заводская лаборатория, 1966, № 9, с. 1135—
1137.
142.	Быков Л. А., Третьяков А. В.— Заводская лаборатория, 1966, № 9, с. 1137—
1139.
143.	Суяров Д. И., Шилов В. И., Лель Р. В.— Технологические основы рацио-
нализации листопрокатного производства: Науч. тр./Институт металлургии
Уральского филиала АН СССР. Свердловск: Уральское кн. изд-во 1966,
с. 107—114.
144.	Выдрин В. И., Смолин А. П., Крайнов В. И. и др.— Сталь, 1980, № 12,
с. 1085—1087.
145.	Bailey Г, Singer Л,—J. of Inst, of metals, 1963—64, v. 92, № 5, p. 288—289;
№ 12, p. 404—408.
146.	Kienzle O., Buhler H.— Z. fiir Metallkunde, 1964, Bd 55, № 11, S. 668—673.
147.	Hockett J.— J. Appl. Polymer Simposia 1967, № 5, p. 205—255.
148.	Habara Haruo, Nishiyama Vjiro.— Bull. University Osaka Prefect, 1968. A17,
p. 275—285.
149.	Thomason P., Fogg B., Chisholm A.— Advances Mach. Tool Design and Res.,
1969, Part 1, p. 287—302.
150.	Pawelski O., Rddiger H., Kaspar R.— Stahl und Eisen, 1978, Bd 98, № 5,
S. 181—189.
151.	Hiroshi Y.— J. Iron and Steel Inst, of Japan, 1980, v. 66, № 11, p. 992.
152.	Eleiche A., Campbell J.— Exper. Meeh., 1976, v. 16, p. 281—290.
153.	Clyens S., Johnson W.— Journal of Meeh. Sciences, 1977, v. 19, p. 745—752.
154.	Fulop S., Cadien K-, Luton M., Me Queen H.— J. Test. Eval., 1977, № 5,
p 419—426.
155.	Бровман M. Я.— Технология легких сплавов: Науч. тр./ВИЛС, М.: ВИЛС,
1979, № 8, с. 26—30.
156.	Бровман М. Я.— Проблемы прочности, 1980, № 8, с. 64—68.
157.	Тюленев Г. Г., Борисов Ю. А., Кокорина Р. П., Антипов В. Ф.— Бюл. Чер-
метинформации, 1975, № 15(755), с. 39.
158.	Beiss Р., Broichhausen /.— Metall, 1977, Bd 31, S. 1206—1215.
159.	Beiss P., Broichhausen /.— Metall, 1979, Bd 33, № 6, S. 639—644.
160.	Hart E — Acta metall., 1967, v. 15, № 2, p. 351—355.
161.	Rossard C — Rev. de metall., 1966, v. 63, № 3, p. 225—235.
162.	Jonas J., Holt R., Coleman C.— Acta Metall., 1976, v. 24, № 10, p. 911—918
163.	Demeri M. Y., Conrad H — Scripta Metall, 1978, v. 12, № 5, p. 389—392.
164.	Chosh A. K.— Acta Metall., 1977, v. 25, № 12, p. 1413—1427.
165.	Lee D., Zaverl Jr.— Acta Metall, 1980, v. 28, № 10, p. 1415—1426.
347
166.	Lippman И.— Bander-Bleche-Rohre, 1962, v. 3, S. 374—383.
167.	Klepaczko J.— Int. J. of mech. Sci., 1968, v. 10, № 4, p. 29.
168.	Кроха В. Л.—Проблемы прочности, 1978, № 12, с. 88—91.
169.	Колмогоров В. Л., Карпов С. В.— Изв. вузов. Черная металлургия, 1978,
№ 12, с. 78—82.
170.	Pohlandt К.— Metall, 1980, Bd. 34, № 4, S. 324—328.
171.	Ромашев В. К-, Суяров Д. Я.—Изв. вузов. Черная металлургия, 1969,
№ 8, с. 99—103.
172.	Горев Б. В.—Заводская лаборатория, 1978, т. 44, № 12, с. 1511—1514.
173.	Barraclough D., Whittaker Н., Nair К., Sellars С.— J. of Testing and Eval.,
1979, v. 1, p. 220—226.
174.	Шварцбарт Я. С., Степанов В. П.— Заводская лаборатория, 1974, № 6,
с. 733—735.
175.	Шварцбарт Я. С., Никитин Г. С., Зуев И. Г.— Заводская лаборатория,
1976, т. 42, № 5, с. 591-953.
176.	Грищенко Н. А., Ромашев В. К., Суяров Д. И.— Технология легких спла-
вов: Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1975, № 4, с. 29—31.
177.	Кроха В. А.— Заводская лаборатория, 1977, № 5, с. 596—599.
178.	Шварцбарт Я- С.—Заводская лаборатория, 1977, т. 43, № 10, с. 1282—1285.
179.	Schmidt W., Huskes Н.— Bleche-Rohre-Profile, 1978, Bd. 25, № 1, S. 5—11.
180.	Kovacevic R., Funke P — Stahl und Eisen, 1978, Bd 98, № 21, S. 1077—1081.
181.	Hertel J.— Metall, 1980, Bd 71, № 10, S. 673—680.
182.	Barto R., Ebert A.—Met. Trans., 1971, v. 2, p. 1643.
183.	Drucker D.— Met. Trans., 1973, v. 4, № 3, p. 667—673.
184.	Bauer D.—Metall, 1978, Bd 32, S. 776—782.
185.	Herbertz R., Wiegels H — Arhiv. fur Eisenhutt., 1980, Bd 51, № 10, S. 413—
416.
186.	Kovacevic R., Domezetov V.— Technika, 1979, v. 34, № 5, S. 738—744.
187.	Гун Г. Я., Галкин А. М., Белевич А. В.— Изв. вузов. Черная металлургия,
1970, № 1, с. 104—108.
188.	Полухин П. И., Гун Г. Я., Щербель Р. Д., Галкин А. М — Изв. АН СССР.
Металлы, 1970, № 2, с. 171—175.
189.	Красников Н. Е., Скрябин Н. П.— Цветные металлы, 1967, № 1, с. 83.
190.	Ранне И. П., Артемова О. А., Емельянова В. А.— Цветные металлы, 1981,
№ 1, с. 61—63.
191.	Юдович С. 3., Иванченко В. М., Ковалев В. Н.— Сталь, 1978, № 6, с. 559—
560.
192.	Williams R.— Scripta Metall., 1978, v. 12, № 11, p. 993—994.
193.	Busse H., Keropp J.— Arch. Eisenhiittenwesen, 1978, Bd 49, № 7, S. 365—368.
194.	Грищенко H. А., Суяров Д. Я.—Цветные металлы, 1978, № 1, с. 66—67.
195.	Шварцбарт Я. С., Никитин Г. С., Ростов Г. Н.— Изв. вузов. Машинострое-
ние, 1973, № 10, с. 151—154.
196.	Шварцбарт Я. С.— Изв. АН СССР. Металлы, 1980, № 1, с. 86—94.
197.	Соколов Л. П., Золотухин Н. М., Шинкаренко О. М., Ефимов В. И.— Куз-
нечно-штамповочное производство, 1980, № 1, с. 10—11.
198.	Дегтяренко В. К., Соколов В. А.— Сталь, 1980, № 7, с. 589—590.
199.	Glover G., Sellars С.— Met. Trans., 1973, v. 4, № 3, p. 765—775.
200.	Писаренко Г. С.— Проблемы прочности, 1970, № 7, с. 3—8.
201.	Дьяков А. П., Ишуткин С. И., Соколов Л. Д.— Обработка металлов давле-
нием: Научн. тр./УПИ. Свердловск: УПИ, 1973, № 1, с. 28—32.
202.	Ващенко А. П.— Проблемы прочности, 1979, № 9, с. 97—99
203.	Ohtakara В., Nakamura Т., Sakui S.— Trans, of Iron and Steel Inst, of Japan,
1972, v. 12, № 1, p. 36—44.
204.	Динник А. А — Обработка металлов давлением: Науч. тр./ДМетИ. Днепро-
петровск: ДМетИ, № 39, с. 311—327.
205.	Бернштейн М. Л., Филатова Н. В., Полухин В. П., Потемкин В. К-—Изв.
вузов. Черная металлургия, 1978, № 11, с. 63—65.
206.	Андреюк Л. В., Тюленев Г. Г.— Теория и практика металлургии: Науч, тр./
НИИМ. Челябинск: Южно-Уральское кн. изд-во, 1970, № 11, с. 101—102.
207.	Острин Г. Я., Соболева Т. В — Бюл Черметинформации, 1973, № 15(707),
с. 46—47.
348
208.	Чичигин В. А., Бурундуковский В. Г., Антошечкин Б. М.— Обработка ме-
таллов давлением: Науч. тр./УПИ. Свердловск: УПИ, 1978, № 5, с. 62—67.
209.	Rossard С., Blain Р.— Rev. Metall, 1958, v. 55, № 6, р. 573—581.
210.	Соколов Л. Д. Сопротивление деформации сталей. М.: Металлургиздат,
1963. 76 с.
211.	Djaic R. А. Р., Jonas J. J.— Metall Trans., 1973, v. 4, № 2, p. 621—624.
212.	Lehmann G., Tietz A.— Neue Hiitte, 1979, Bd 24, № 9, S. 325—327.
213.	Ouchi C., Okita T., Ichihara T., Veno Y — Trans, of Iron and Steel Inst, of
Japan, 1980, v. 20, № 12, p. 833—841.
214.	Luton M., Dorvel R., Petkovic R.— Met. Trans., 1980, v. HA, 1980, № 3,
p. 411—420.
215.	Жадан В. T., Брюхов Б. Н.— Изв. вузов. Черная металлургия, 1972, № 9,
с. 87—90.
216.	Лобарев М. И., Жадан В. Т., Штургунов И. Л. и др.— Бюл. Черметинфор-
мации, 1972, № 3(671), с. 43—44.
217.	Kveder A., Taucer М — Arch. Eisenhiittenwes., 1974, Bd 45, № 7, S. 465—469.
218.	Elfmark /.—Hutnicke listy, 1977, v. 32, № 8, p. 559—566.
219.	Каледин Б. А., Калимое А. И., Малятин В. В.— Кузнечно-штамповочное
производство, 1972, № 7, с. 22—24.
220.	Полухин П. И., Ефименко С. П., Галкин А. М. и др.— Изв. АН СССР,
Металлы, 1980, № 5, с. 132—138.
221.	Одинокое Ю. И., Поспелов И. А.— Кузнечно-штамповочное производство,
1967, № 12, с. 6—9.
222.	Капланов Г. И., Яровой Е. И., Сиглеев И. И.— Бюл. Черметинформации,
1980, № 4, с. 41.
223.	Шилов В. И., Лель Р. В., Суяров Д. И.— Исследование процессов пласти-
ческой обработки металлов: Науч. тр./УФАН. Свердловск: УФАН, 1971,
№ 23, с. 29—59.
224.	Гун Г. Я., Косырев В. К-, Галкин А. М. и др.— Теория и технология де-
формации металлов: Науч. тр./МИСИС. М.: Металлургия, 1977, № 100,
с. 20—22.
225.	Жадан В. Т., Попов О. С., Чинаров Ю. С.—Бюл. Черметинформации, 1977,
№ 2(790), с. 45—46.
226.	Галкин А. М., Скугорев В. С., Гун Г. Я. и др.— Технология легких сплавов:
Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1973, № 10, с. 24—29.
227.	Гун Г. Я-, Полухин 77. И., Скугорев В. С. и др.— Изв. вузов. Черная ме-
таллургия, 1973, № 11, с. 92—97.
228.	Галкин А. М., Гарибов Г. С., Ерманок М. 3. и др.— Технология легких
сплавов: Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1973, № 9, с. 58—62.
229.	Гришков А. И.— Обработка давлением специальных сталей и сплавов: Науч.
тр./ЦНИИЧМ. М.: Металлургия, 1967, № 53, с. 58—63.
230.	Галкин А. М., Гарибов Г. С., Гун Г. Я. и др.— Технология легких сплавов:
Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1973, № 10, с. 24—29.
231.	Гун Г. Я-, Галкин А. М., Жадкевич М. Л.— Технология легких сплавов:
Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1972, № 4, с. 69—73.
232.	Галкин А. М., Полухин 77. И.— Обработка давлением металлов и сплавов.
М.: изд. ВИЛС, 1971, с. 49—55.
233.	Куракин Е. И., Галкин А. М.— Технология легких сплавов, 1974, № 5,
с. 87—88.
234.	Гун Г. Я., Галкин А. М., Малышев В. М.— Цветные металлы, 1972, № 11,
с. 86
235.	Галкин А. М., Малышев В. М.— Труды/ВНИИГознак. М.: ВНИИГознак,
1973, № 7, с. 164—169.
236.	Полухин П. И., Сафронов Г. Г., Галкин А. М. и др. Пластическая дефор-
мация металлов и сплавов: Науч. тр./МИСИС. М.: Металлургия, 1974, № 76,
с. 160—163.
237.	Галкин А. М., Афанасьев В. М., Торгашев И. В.— Цветные металлы, 1973,
№ 1, с. 68—70.
238	Малышев В. М., Галкин А. М., Румянцев Д. В.— Цветные металлы, 1972,
№ 10, с. 69—70.
349
239.	Прудковский Б. А., Елагина Л» А., Галкин А. М., Нейман А. Г.— Техноло-
гия легких сплавов: Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1975, № 8, с. 53—57.
240.	Гарибов Г. С., Галкин А. М., Ерманок М. 3., Тропилец А. £.—Технология
легких сплавов: Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1975, № 9, с. 44—47.
241.	Гун Г. Я-> Галкин А. М.— Пластическая деформация специальных сплавов:
Науч. тр./МИСИС. М.: Металлургия, 1975, № 80, с. 198—202.
242.	Полухин 77. И., Балъчугов Б. А., Галкин А. М.— Теория и технология пла-
стической деформации металлов и сплавов: Науч. тр./МИСИС. М.: Метал-
лургия, 1976, № 93, с. 81—84.
243.	Жучин В. Н., Зайков А. М., Галкин А. М., Лещинер А. М.— Теория и тех-
нология пластической деформации металлов: Науч. тр./МИСИС М.: Метал-
лургия, 1979, № 119, с. 27—29.
244.	Талкин А. М., Гантамирова Л. И., Хомячков А. П. и др.— Цветные ме-
таллы, 1979, № 2, с. 66—68.
245.	Галкин А. М., Кузнецов В. И., Госаримов Е. Н., Гантамирова Л. И.—
Цветные металлы, 1981, № 5, с. 81—82.
246.	Голпашников А. И., Галугин В. Ф., Вялов В. А. и др.— Технология легких
сплавов: Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1975, № 9, с. 15—18.
247.	Arnold R., Parker R.— J. of Inst, of Metalas, 1959—1960, v. 88, № 2, p. 255—
259
248.	Alder L F., Philips N. A.— J. of Inst, of Metals, 1954, v. 83, p. 80—86.
249.	Орлов В. К—Труды/ВНИИметмаш. М.: ВНИИметмаш, 1966, № 2, с. 62—65.
250.	Buhler Н., Hoptner Н., Lowen J.— Bander-Bleche-Rohre, 1970, Bd 11, № 12,
S. 645—649.
251.	Перлин И. Л., Глебов Ю. П., Ерманок М. 3.— Цветные металлы, 1964,
№ 2, с. 62—65.
252.	Rartman L— Neue Hiitte, 1977, Bd 22, H. 7, S. 371—375.
253.	Баратов В. И., Грищенко Н. А., Ерманок М. 3.— Технология легких спла-
вов: Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1979, № 3, с. 64—65.
254.	Боргояков М. П., Гадышева Г. И.— Технология легких сплавов: Науч, тр./
ВИЛС. М.: ВИЛС, 1980, № 10, с. 26—29.
255.	Филина Т. М., Перлин И. JL, Ерманок М. 3.—Цветные металлы, 1965,
№ 7, с. 87—89.
256.	Buhler Н., Wagener //.-Bander-Bleche-Rohre. 1965. Bd 6, № 11, S. 625—
630; S. 667—668.
257.	Гаганович A. 3., Стукач А. Г., Ерманок M. 3. и др.— Технология легких
сплавов: Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1971, № 6, с. 41—43.
258.	Гарпинос Д. М., Тучинский Л. И., Горб М. Л. и др.— Проблемы прочности,
1972, № 6, с. 28—32.
259.	Полухин П. И., Миронов О. С., Гурбатов В. С. и др.— Технология лег-
ких сплавов: Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1969, № 1, с. 80—83.
260.	Степанов Г. В., Говалев Б. А.— Проблемы прочности, 1980, № 5, с. 47—49.
261.	Матьяж В. А.— Кузнечно-штамповочное производство, 1973, № 10, с. 10—12.
262.	Александров В. К., Сунцов Г. Н., Гаганович А. 3.— Технология легких
сплавов: Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1979 Nb 5, с. 42—45.
263.	Одинакова Л. П., Баакашвили В. С., Одинокое Ю. И.— Цветные металлы,
1968, № 2, с. 80—81.
264.	Гун Г. Я., Вязмитинов Л. Е., Гаганович А. 3., Волков Ю. Г.— Технология
легких сплавов: Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1976, № 1, с. 54—57.
265.	Черняк Н. И., Бастуя В. Н., Пелепелин В. М.— Проблемы прочности, 1972,
№ 6, с. 65—67.
266.	Салищев Г. А., Гайбышев О. А., Батыев А. Ш., Ефимов О. Ю.— Техноло-
гия легких сплавов: Науч. тр./ВИЛС. М.: ВИЛС, 1976, № 2, с. 60—65.
267.	Ежов А. А., Плакидина С. Н., Бубнов И. П. и др.— Технология легких
сплавов: Науч. тр./ВИЛС. М.: 1979, № 4, с. 57—60.
268.	Petkovic R., Luton М., Jonas J.— Acta metall, 1979, v. 27, № 10, p. 1633—
1648.
269.	Стукач А. Г., Ляшков В. Б., Лакаренко Е. М. и др.— Цветные металлы,
1964, № 4, с. 61—65.
270.	Vater М., Heil Н., Lienhart A.—Metall, 1972, Bd 26, № 5, S. 445—456.
271.	Buhler H., Wagener H.— Bander-Bleche-Rohre, 1966, Bd 9, S. 648—658.
350
272.	Берман С. И., Чернышев В. И., Золотов В. С. и др.— Цветные металлы,
1977, № 2, с. 55—57.
273.	Соколов Л. Н., Ефимов В. И.— Изв. вузов. Машиностроение, 1979, № И,
с. 12—17.
274.	Соколов Л. Н., Ефимов В. И.— Изв. АН СССР. Металлы, 1980, № 1,
с. 163—166.
275.	Соколов Л. Н., Ефимов В. И.— Изв. вузов. Черная металлургия, 1980,
№11, с. 80—83.
276.	Чернышев В. Н., Крупин А. В., Карцев В. Д.— Изв. вузов. Черная метал-
лургия, 1975, № 3, с. 120—123.
277.	Крупин А. В., Чернышев В. Н., Карцев В. Д. и др.— Теория и технология
обработки металлов давлением: Науч. тр./МИСИС. М.: Металлургия, 1976,
№ 94, с. 19—24.
278.	Выдрин В. Н., Агеев Л. М., Польский В. П — Изв. вузов. Цветная метал-
лургия, 1966, № 3, с. 128—131.
279.	Грищенко Н. А., Суяров Д. И.— Изв. вузов. Черная металлургия, 1976,
№ 6, с. 94—98.
280.	Cline Н., Alden Т.— Trans. Metall Soc. AIME, 1967, v. 239, p. 710—714.
281.	Misiolek Z., Kowalczyk J., Kastner P.— Archiwum Hutnictwa, 1977, v. 22,
№ 1, p. 71—88.
282.	Хомячкова P. А., Перлин И. Л.— Цветные металлы, 1970, № 3, с. 56.
283.	Buhler Н., Wagener Н.— Zeitschrift fiir Metallkunde, 1967, Bd 58, H. 2,
S. 136—144.
284.	Luton M., Jonas J.— Canadian metallurgical Quarterly, 1972, v. 11, № 1,
p. 79—90.
285.	Осинцев В. Г.— Цветные металлы, 1978, № 7, с. 87—89.
286.	Biihler Н., Wagener H.— Z. fiir Metallkunde, 1966, Bd 57, № 11, S. 825—830.
287.	Павлов И. M., Полухин П. И., Мехед Г. Н. и др.— Пластическая обработка
металлов и сплавов. М.: Наука, 1979, с. 181—185.
288.	Tsugoshi Masumoto — Sci. Rep. Res. Inst. Tohoku Univ., Ser A, 1977, v. 26,
№ 5/5, p. 246-264.
289.	Dunstan G., Evans R.— Metallurgia, 1969, v. 79, № 479, p. 96—99.
290.	Степанов M. H. Статистическая обработка результатов механических испы-
таний. М.: Машиностроение, 1972. 236 с.
291.	Адлер Ю. П., Маркова Е. В., Грановский Ю. В. Планирование экспери-
мента при поиске оптимальных условий. М.: Наука, 1976. 279 с.
292.	Ильинко А. В., Кацев 77. Г — Заводская лаборатория, 1980, № 1, с. 54—57.
293.	Бреев И. М — Заводская лаборатория, 1978, № 7, с. 850—852.
294.	Трыонг Ван Кау, Гун Г. Я., Полухин 77. И., Галкин А. Л4.— Изв. вузов.
Черная металлургия, 1971, № 9, с. 83—86.
295.	Стечкин С. Б., Субботин Ю. Н. Сплайны в вычислительной математике. М.:
Наука, 1976. 248 с.
296.	Смирнов Л1. В., Водичев А. В., Смирнов В. К-—Изв. вузов. Черная метал-
лургия, 1979, № 4, с. 60—63.
297.	Гун А. Я-, Галкин А. М.— Изв. АН СССР. Металлы, 1982, № 4, с. 150—152.
298.	Пирязев Д. И., Галкин А. М., Чуб В. М.— Пластическая деформация ме-
таллов и сплавов: Науч. тр./МИСИС. М.: Металлургия, 1982, № 140,
с. 182—186.
Петр Иванович ПОЛУХИН
Геннадий Яковлевич ГУН
Александр Михайлович ГАЛКИН
СОПРОТИВЛЕНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
Справочник
Редактор издательства Э. М. Щербинина
Художественный редактор А. И. Гофштейн
Технический редактор Г. М. Барановская
Корректоры Ю. И. Королева, Т. В. Чуприс
ИБ № 2285
Сдано в набор 09.03.83. Подписано в печать 07 06.83. Т-11163. Формат бумаги бОхЭО'Лб
Бумага типографская № 2 Гарнитура литературная. Печать высокая Печ. л. 22,0. Кр.-отт.
22,0. Уч.-изд. л 24,21. Тираж 7300 экз Заказ № 122. Цена 1 р. 50 к. Изд № 0611
Ордена Трудового Красного Знамени издательство «Металлургия». 119034, Москва, Г-34,
2-й Обыденский пер , д 14
Ленинградская типография № 8 ордена Трудового Красного Знамени Ленинградского
объединения «Техническая книга» им Евгении Соколовой Союзполиграфпрома при
Государственном комитете СССР по делам издательств, полиграфии и книжной торговли.
190000, г Ленинград, Прачечный переулок, 6.