Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Современное состояние вопроса и постановка задачи I. I Механические свойства углеродистой стали в отливках ответственного назначения 7
1.2 Физические основы разрушения кристаллических материалов 16
1.3 Анализ существующих методов оценки направленности затвердевания отливки 20
1.4 Влияние параметров структуры на изменение механических свойств металла 23
1.5 Цель и постановка задачи исследования.., 27
Глава 2 Разработка комплекса моделей, определяющих изменение механических свойств металла отливки
2.1 Общая характеристика модели 30
2.2 Формирование входной геометрической информации об отливке 32
2.3 Модель теплопередачи между отливкой и формой 34
2.4 Разработка модели формирования дендритной структуры
2.4.1 Общая характеристика модели П-уровня дискретизации...46
2.4.2 Математическое описание системы жидкость - переходная зона - кристалл 48
2.5 Основные уравнения модели формирования дендритной структуры 53
2.6 Основные выводы по главе 2 58
Глава 3 Разработка термокинетической модели дендритной кристаллизации
3.1 Термодинамические условия кристаллизации 59
3.2 Определение физико-химических и теплофизических характеристик сплава железо-углерод 64
3.3 Математическая модель дендритной кристаллизации 72
3.4 Разработка численной модели дендритной кристаллизации двухкомпонентного сплава в различных термокинетических условиях 76
3.5 Проверка адекватности модели дендритной кристаллизации.87
3.6 Формирование граничных условий для моделирования дендритной кристаллизации углеродистой стали 91
3.7 Моделирование формирования дендритной структуры в вертикальном сечении отливки корпуса нагнетателя природного газа 95
Глава 4 Экспериментальное исследование влияния условий затвердевания на структуру и механические свойства углеродистой стали
4.1 Методика исследования затвердевания и механических свойств металла отливки
4.1.1 Выбор вида экспериментальных образцов 104
4.1.2 Методика исследования затвердевания 106
4.1.3 Методика исследования механических свойств металла экспериментальных отливок НО
4.2. Анализ влияния условий затвердевания на изменение макро- и микроструктуры углеродистой стали 115
4.3. Анализ влияния локального параметра затвердевания на изменение механических свойств углеродистой стали 133
4.4. Взаимосвязь локального параметра направленности затвердевания с изменением механических свойств металла... 140
4.5. Основные выводы по главе 4 143
Глава 5 Комплексная оценка изменения механических свойств углеродистой стали в отливках ответственного назначения
5.1. Влияние микро- и макроструктуры литого металла на сопротивление разрушению 144
5.2. Отливка корпуса нагнетателя природного газа 154
5.3. Комплексное обеспечение конструктивной прочности отливок ответственного назначения... 160
Выводы 166
Список литературы 168
- Влияние параметров структуры на изменение механических свойств металла
- Разработка модели формирования дендритной структуры
- Разработка численной модели дендритной кристаллизации двухкомпонентного сплава в различных термокинетических условиях
- Методика исследования затвердевания
Введение к работе
Основной задачей современного машиностроения является повышение его эффективности, повышение качества выпускаемой продукции при снижении расходов материалов, сохранении и повышении надежности конструкций машин в тяжелых условиях эксплуатации (увеличении рабочих скоростей, температур, давлений и тлт.) и увеличении долговечности работы и механических свойств в целом.
Проблема повышения эффективности машиностроительного производства во многом определяется качеством и себестоимостью изготовления литых заготовок машиностроительных деталей. Под качеством отливок следует иметь ввиду наличие необходимых свойств будущей литой машиностроительной детали. Среди многих показателей для ответственных отливок главным является ресурс работы литой детали, который оценивается приблизительно из-за неопределенности развития и степени опасности дефектов в отливке.
Уровень технического прогресса и научная база позволяют создавать машины и конструкции, которые обладают свойством высокой надежности. Основой для этого служит комплекс мер, применяемых на стадиях конструирования, технологического проектирования, изготовления, монтажа и эксплуатации. Обнаружение и устранение скрытых дефектов на стадии изготовления, обкатки и приработки при помощи методов диагностики и неразрушаю ще го контроля позволяют снизить до минимума вероятность возникновения отказов в процессе эксплуатации. Существует также качественно иная возможность устранения скрытых дефектов - это моделирование и технологический прогноз возмояшого количества и свойств скрытых дефектов при структурообразовании стальной детали.
Таким образом, наиболее актуальной становится проблема прогнозирования и обеспечения технического ресурса литых деталей машин и конструкций. Все эти проблемы повышения эффективности производства отливок взаимосвязаны между собой с точки зрения обеспечения необходимого качества и снижения себестоимости, но решаются раздельно из-за несовершенства представлений о
формировании структуры, а следовательно и свойств литой детали, факторов, определяющих ресурс работы и математических моделей, описывающих эти сложные процессы.
Оценка влияния наличия дефектов на работоспособность литой детали, сложность литейных процессов и большие отклонения в условиях формирования литого металла в различных частях отливки требуют системного исследования и создания сложного комплекса математических моделей.
Целью настоящей работы является разработка набора математических моделей для расчета распределения механических свойств углеродистой стали в отливках ответственного назначения. На практике в отливках всегда имеет место снижение механических свойств металла, но инженер-конструктор в своем расчете предполагает постоянство механических свойств во всем объеме детали. Из-за существенного разброса свойств в литом металле, запас прочности для литых деталей больше на 30-40%, чем для деформируемых. Для более точного расчета конструктора необходима информация о распределении механических свойств в будущей литой детали. Также прогноз механических свойств может являться оценкой качества проектирования литейной технологии.
Данная работа предназначена для разработки модели формирования дендритной структуры стальных отливок и прогнозирования распределения механических свойств.
Проектирование технологии изготовления отливок требуемого качества в настоящее время складывается из различных методик, которые дают возможность спроектировать отдельные технологические параметры изготовления отливки как самостоятельные. Трудности управления качеством стальных отливок связаны с одновременным протеканием разнородных и взаимосвязанных литейных процессов, одновременный анализ которых представляет весьма сложную задачу. Многоступенчатость и нестабильность технологических процессов литья, разброс свойств исходных материалов и т.д. обуславливают недостаточно высокую эффективность решений, принимаемых на интуитивном уровне. Эта проблема может быть решена только на основе теории, позволяющей разработать математические модели,
учитывающие взаимное влияние или совместное протекание литейных процессов, представляющие отливку как единую систему.
Используя методы математического моделирования при изучении процессов формирования отливок, современные подходы к оценке прочности литого материала и металлографические методы исследования, можно получить достоверное представление о качестве разрабатываемого технологического процесса и осуществлять оптимальную стратегию конструкторского - технологического проектирования.
Диссертационная работа поддержана персональным грантом администрации Санкт-Петербурга совместно с Министерством образования Российской Федерации и Санкт-Петербургского научного центра РАН для молодых ученых и специалистов за 2004г по направлению «Машиностроение» (грант М04-3.4К-76).
Для прогнозирования распределения механических свойств, в работе предлагается оригинальный комплекс математических моделей, отражающих процессы формирования механических свойств отливки. В предлагаемом комплексе математических моделей впервые используется двухуровневая система дискретизации отливки.
Результатом работы является разработка новых и усовершенствование существующих методик по расчету распределения механических свойств в литых деталях ответственного назначения. При этом оценка изменения механических свойств предполагается как комплексная, учитывающая дефекты в виде усадочной пористости и дефекты связанные со структурной неоднородностью макростроения.
В производственных условиях механические свойства металла отливки определяют по результатам испытаний образцов, вырезанных из прилитых пробных планок, при этом отсутствует возможность получить информацию о распределении механических свойств во всем объеме литой детали. Применение полученных результатов и разработанных методик возможно в машиностроения при производстве отливок ответственного назначения из углеродистой стали.
Влияние параметров структуры на изменение механических свойств металла
Компьютерное моделирование доменной плавки проводили применительно к условиям работы доменной печи № 3 ОАО «Тулачермет» объемом 2000 м , среднемесячные отчетные данные о работе которой использовали для настройки математической модели. При моделировании плавки в опытных периодах в качестве вдуваемого топлива использовали комбинироваипое водоугольнос топливо с добавками 5, 10 и 15% ВВ в количестве 50 и 100 кг/т чугуна. Состав шихты, параметры дутья, избыточное давление газа на колошнике, а также содержание кремния и углерода в чугуне во всех вариантах были одинаковыми и отвечали условиям работы печи в базовом варианте. Впервые широкими исследованиями влияния параметров структуры на механические свойства занимался Б,Б.Гуляев[119], и его первая монография называлась "Затвердевание и неоднородность стали и сплавов". В 50-е годы Б.Б.Гуляев и И.А.Шапранов исследовали структурную неоднородность в сплавах, их исследования привели к тому, что был разработан и утвержден ГОСТ[20], определяющий качество литых заготовок. Определили, что свойства можно гарантировать при толщине заготовки до 60 мм, в этом случае разброс не превышает 30%. Если толщина заготовки больше 100 мм, тогда разброс механических свойств составляет 60%.
В работах [S6-S8] получены простые зависимости минимального разрушающего напряжения при хрупком разрушении сколом от параметров исходной структуры материала (диаметр зерна, размер прослойки второй фазы и др.)
Поскольку характеристик структуры много, сущее І вусі большое количество феноменологических или эмпирических теорий, описывающих взаимосвязь структуры и свойств металла. Основными из них являются соотношение Петча-Холла и соотношения прочности и плотности дислокаций. Экспериментальное соотношение Петча-Холла отражает взаимосвязь напряжений начала пластического течения(предела текучести) и диаметра зерна: тт = a + bd " (1,9)где а и b - размерные коэффициенты, определяемые экспериментально для каждого материала; d - диаметр зерна. Соотношение Петча-Холла работоспособно для металлов, при постоянной температуре в большом диапазоне размеров зерна (от 10"5 до 10 40 Характеристика прочности металла при помощи плотности дислокаций р сводится к следующему соотношению: где т - касательное напряжение, необходимое для продвижения дислокаций в металле; т0 - вклад в значение напряжения сдвига, не рассматриваемых в данном случае; G - модуль сдвига, или теоретическая прочность металла на сдвиг G1=G/2n(l-p), и -коэффициент Пуассона; р - плотность дислокаций.
Можно считать, что соотношение (1.10) описывает зависимость упрочнения от взаимодействия параллельных и пересекающихся дислокаций, и других дислокационных факторов, что в конечном итоге приводит к зависимости от среднего расстояния между дислокациями : 1=р 0 5. Тогда упрочнение от действия присутствующих в металле примесей учитывается соотношением: T = rQ+Gbf0-5 (їло где f — концентрация примесей в металле. При достаточно большом разбросе данных при испытаниях, можно отметить, что углеродистые стали, имеют наиболее высокие значения Kto С повышением предела текучести от 400 МПа, зависимость между пределом текучести и вязкостью разрушения можно считать линейной. К1С - 200 - (7Т 7ГЬКР (1Л2) из формулы (1.12) следует, что критическая длина трещины При достижении критического размера трещины разрушение принимает ускоренный, необратимый характер. Расчетный размер критической трещины является условной величиной, определяемой набором взаимосвязанных факторов, таких как неоднородность структуры и параметры механизма образования и распространения трещины. В работе [7] для натурных отливок типа плита (материал сталь 25Л) проводились исследования влияния усадочной пористости на параметры трещин остойкости. Учитывая обусловленность пластичности и вязкости разрушения микроструктурными факторами в работе [90] проводились металлографические исследования. Последующие испытания трещиностойкости и фрактография изломов установили преимущество мелкозернистой структуры. В зависимости от варианта микроструктуры возможны различные виды механизмов разрушения. Механизм смешанного разрушения - внутризеренный скол по ферриту и вязкое разрушение по колониям перлита. Такой механизм разрушения, обуславливает ветвление трешины, и свидетельствует о низкой скорости роста трещины до критического размера. Внутризеренный скол может, в частности, происходить в случае распространения трещин сквозь участки перлита в ферритно-перлитной структуре или разрушения углеродистых сталей при пониженных температурах.
При большом количестве свободного феррита и изменении его морфологии, образование видманштетта приводит к охрупчиванию стали, за счет образования ферритом разориентированных игл (пластин). Игольчатый феррит следует рассматривать как микроструктурную концентрацию напряжений, способствующих образованию вторичных трещин. Для мелкозернистых и тонкоигольчатых видманштеттовых структур феррита, окруженных перлитной сеткой, охрупчивание стали, происходит за счет сетки перлита. Увеличение толщины зернограничных частиц приводит к развитию трещин между соседними ферритными зернами. Как только, толщина перлитной сетки достигает величины порядка размера зерна, она начинает оказывать сильное влияние на критическое напряжение хрупкого разрушения.
Скорость охлаждения стали при переходе через критические точки имеет решающее влияние на ее структуру и механические свойства, так как твердость и прочность стали чрезвычайно сильно зависят не только от количества, но и от строения перлита: чем тоньше и мельче пластинки цементита в перлите, т.е. чем больше степень дисперсности перлита, тем выше твердость и прочность стали. А степень дисперсности перлита, в свою очередь, зависит от скорости
Разработка модели формирования дендритной структуры
При формировании микроструктуры литой детали структурные составляющие представляют собой разветвленные образования в форме дендритных кристаллов, по форме они могут быть равноосными, столбчатыми и др. Многообразие структуры сплава связано главным образом с условиями роста кристаллов. Главными в этих условиях являются скорости образования и роста, ликвация, а также особенности морфологии кристаллов. На рис.2.14 представлена схема моделирования процесса структурообразования. На первом этапе решается задача об остывании металла (рис.2.14.1) в сечении отливки, при этом выбранное сечение покрывалось конечно-разностной сеткой с размером ячейки оі І до 10 см , в зависимости от конкретных условий задачи. Отдельные элементы конечно-разностной сетки 1-уровня, используемой для решения задачи остывания металла, подвергаются дополнительной дискретизации сеткой П-уровня.
При дискретизации Ії-уровня, выбранные элементы сечения отливки I-уровня дополнительно разбиваются конечно-разностной сеткой с размером 10-100 мкм. Цель дополнительного разбиения на элементы это моделирование формирования дендритного каркаса (рис.2.14,2) и расчет распределения ликвирующих компонентов (рис.2.14.3).
Численное моделирование дендритной кристаллизации является весьма непростой задачей, поскольку требуег разработки специальных алгоритмов для явного вычисления формы межфазной поверхности. В двумерной геометрии сетки П-го уровня дискретизации расчеты проводя і ся конечно-разностными методами. Различный размер элементов сетки 11-го уровня позволяет адаптировать ее к различным условиям затвердевания. Развитие и совершенствование моделей процесса кристаллизации Стефановского вида[32] не предоставляет возможности исследовать морфология фронта кристаллизующегося металла. Для точного описания неравновесных термодинамических систем необходимо сформулировать новые условия и дополнительные параметры системы жидкость-кристал л. Дополнительные параметры системы должны характеризовать отклонение системы от равновесия, а процесс кристаллизации (релаксации) рассматриваться как изменение этого параметра. На термодинамическом уровне рассмотрение фазового перехода как неравновесной системы, можно дать только как физическую интерпретацию параметра порядка, а точное определение возможно только на микроскопическом уровне.
В разрабатываемой модели фазовый переход уже не является поверхностью, как в модели Стефана, а представляет собой переходную область конечного размера. Параметр порядка изменяется непрерывным образом по ширине переходной зоны, описывая при этом структуру фазового перехода, а на расстоянии от нее имеет постоянные значения соответствующие фазе (жидкость или кристалл).
В работе предполагается, что в неравновесном состоянии термодинамический потенциал (свободная энергия Гиббса) определен и его плотность задается при помощи функционалов Кана-Хилларда [80,81] или в современном виде Ландау-Гинзбурга [68-70]. При кристаллизации термодинамическая система рассматривается при постоянном давлении и плотности металла, тогда двухфазная система при некоторой постоянной температуре описывается термодинамическим потенциалом с двумя «ямами», точки экстремумов определяют устойчивые (гомогенные) состояния и неустойчивые. При температуре ниже точки плавления твердая фаза находится в устойчивом (стабильном) состоянии, а жидкость и мета стабильном. При равновесии кристалла и жидкости происходит обмен частицами через разделяющую их поверхность или зону. При равновесной температуре фазового превращения, и жидкость и кристалл соответствуют стабильному состоянию системы - данное состояние в дальнейшем будем называть переходным.
Таким образом, для полного построения модели П-го уровня дискретизации и моделирования формирования микроструктуры в объеме элементы 1-го уровня дискретизации в работе вводится понятие о переходной зоне, и также необходимо математическое описание и определении системы жидкость-переходная зона-кристалл.
Разработка численной модели дендритной кристаллизации двухкомпонентного сплава в различных термокинетических условиях
В математическую модель введены уравнения диффузии(З.ЗО) и теплопроводности(3.27), т.к. данные процессы определяют условия кристаллизации. В уравнение теллопроводности(3.27) введен параметр ф, его изменение при кристаллизации (от I до 0) уточнит особенности выделение теплоты кристаллизации, а возможное применение функциональной зависимости g( ), при выполнении граничных условий g(0)=0,g( 1)=1 н при любых промежуточных значениях дает возможность описать выделение теплоты кристаллизации немонотонного характера. Обработка экспериментальных данных по температурной зависимости доли твердой фазы, выделяющейся при кристаллизации сплавов Fe-C, позволила установить, что оптимально использовать функцию g( J)) в виде полинома третьей степени или степенной зависимости. Второе слагаемое в левой части уравнепия(З.ЗО) учитывает конвективный перенос тепла в жидкости.
Уравнения (3.28) и (3.29) описывают рост твердой фазы и перераспределение л иквирую ще го компонента при кристаллизации. Они содержат функцию Дф,с,Т), которая определяет плотность свободной энергии сплава в зависимости от состояния сплава - Ф (твердое, жидкое, переходное), концентрации лидирующего компонента - с , и температуры - Т.
В уравнении кинетики образования твердой фазы(3.28) используются коэффициенты Mj, и ф зависящие от теплофизических свойств сплава и определяющие вероятность и скорость перехода атомов из жидкого состояния в твердое. ф -6-CT-S- коэффициент, определяющий изменение поверхностной свободной энергии, при образовании новой поверхности раздела, где а=0.19[Дж/м2]- поверхностное натяжение(Ре) на границе раздела жидкой и твердой фазы; 10-5 - размер переходной зоны между твердой и жидкой фазами. При расчете ф предполагается, что рост твердой фазы происходит в виде присоединения элементов кубической формы. является кинетическим коэффициентом и Парам етр ML м . 1с-К. зависит только от свойств самого сплава, таких как: температура плавления, энергия поверхностного натяжения и выделяемая теплота кристаллизации. Уравнение (3.29) описывает кинетику перераспределения углерода при кристаллизации. Коэффициент Мс=ОфС определяет диффузионную подвижность атомов при ликвации. Процесс перераспределения лидирующего компонента складывается из двух составляющих, это разделительная диффузия при переходе из жидкого состояния в твердое и выравнивание градиентов концентраций. Движущей силой разделительной диффузии является градиент химических потенциалов. Для расчета химического потенциала фазы переменного состава использовалось соотношение - р = оР/0С=1п\с/(1-ф + кф)], где F-свободная энергия, с концентрация лидирующего компонента, k-коэффициент распределения, ф -состав фаз (жидкость, переходная зона, кристалл). Ввод параметра ф при расчете химического потенциала дает возможность непрерывного определения химического потенциала во всем объеме переходной зоны.
Выравнивание градиентов концентрации ликвирующего компонента происходит во всем объеме двухфазной зоны, т.е. жидкой, переходной и твердой фазах. Предполагая, что механизм выравнивания концентраций только диффузионный, в работе предлагается применение общего коэффициента диффузии. Для этого в уравнение (3.30) введен общий коэффициент диффузии зависящий от состояния сплава (твердое/жидкое/переходное) - Dp = Ds + (DL DS)- р{ф), в таком виде перераспределение ликвирующего компонента рассчитывается в жидкости, твердой фазе и переходной зоне. Второе слагаемое в правой части уравнения учитывает конвективный перенос углерода в жидкой фазе, Разработанная модель является общей, т.е. все уравнения применимы к любому состоянию сплава (жидкое, твердое и переходное).
При формировании макростроеиия отливки большую роль играют конвективные процессы происходящие во всем объеме двухфазной зоны. Авторы[118] определили, что скорость капиллярного массопереноса жидкой фазы при затвердевании некоторых сплавов, близка к скорости затвердевания. Разница в поверхностных натяжениях кристалла и расплава уменьшает межфазную поверхностную энергию и служит движущей силой роста кристаллов. Она способствует перемещению расплава по твердой поверхности кристалла и создает циркуляционную конвекцию расплава в междендритной полости. Как показано в работах [120], горячие микрообъемы расплава перемещаются вдоль твердой фазы по направлению к устью междендритного пространства, а вытесняемые ими объемы жидкости возвращаются к границе затвердевания по оси этого пространства. Чем больше разница межфазной поверхностной энергии жидкой фазы и кристалла, тем больше скорость конвективного движения.
Градиент поверхностного натяжения может увеличиваться за счет перепада температуры и концентрации примесей между вершиной и основанием кристалла.
При направленном теплоотводе к литейной форме через твердую фазу, главным является термическое переохлаждение, на которое влияют следующие параметры: —скорость капиллярного тепломассопереноса при движении жидкой фазы в межветвенном пространстве дендритов; —толщина и химический состав слоя растворимых примесей, выделившихся на межфазной поверхности при переходе из жидкой фазы в твердую. В стальных слитках полосы химической неоднородности появляются уже на глубине 120... 150 мм от его поверхности после 10... 12 мин затвердевания, в то время как коэффициент молекулярной диффузии ликвирующих -элементов составляет D=(l0...20)- 10 SCM2/C. При такой подвижности диффундируемых элементов расстояние затвердевшего слоя слитка 120... 150 мм может быть пройдено за несколько суток. В работах [47,117] показано, что указанное быстрое перемещение междендритной жидкой фазы происходит не по законам молекулярной диффузии, а вследствие развития термокапиллярного и конвективного переноса. Скорость такого переноса в 10-200 раз больше скорости молекулярной диффузии.
Методика исследования затвердевания
Для исследования затвердевания необходимо обеспечить возможность непосредственного измерения механических свойств и локального параметра направленности затвердевания в тех же самых точках образца. Для тех же образцов необходимо также иметь расчетное распределение продолжительности затвердевания металла (рис.4.1.1) и распределение локального параметра направленности затвердевания (рис.4.1.2). Наиболее достоверно условие направленности затвердевания может быть оценено для осевой части отливки-образца. Чтобы исключить влияние торца в образцах для испытаний были отлиты конические пробы, достаточно протяженные.
Таким образом, образцы для испытаний характеризуются определенным полем локального параметра затвердевания, продолжительностью затвердевания, пористостью и различными вариантами микроструктуры. Наличие различной пористости (за счет различной конусности) даст возможность исследовать ее влияние на скорость распространения трещин в литом материале, характеризующемся определенными технологическими параметрами.
Исследование особенностей формирования микроструктуры стали 25Л, выполнено на партии конических проб (рис,4.1) одной плавки и металле тонкостенных кольцевых и толстостенных натурных отливок разных плавок. Во всех случаях химический состав стали 25Л соответствовал требованиям ГОСТ 977-75.
Процесс разрушения складывается из двух стадий: зарождения трещины и се роста. Для оценки длительности каждой из этих стадий используются различные аналитические зависимости. Длительность первой стадии определяется уровнем напряжений и упругопластических деформаций и заканчивается образованием трещины. Основное внимание уделяется трещинам, которые не могут быть обнаружены в элементах конструкций стандартными средствами дефектоскопии. В случае низких нагрузок и хрупких материалов, когда у вершины трещины доминирует поле упругих напряжений и деформаций, разрушение определяется закономерностями линейной механики разрушения. В области высоких нагрузок и для пластичных материалов привлекается аппарат нелинейной механики разрушения.
При статическом нагружении, когда внешняя нагрузка вызывает только упругие напряжения, разрушение определяется полем напряжений вершины острой трещины. На основе анализа напряженного состояния в бесконечной пластине с трещиной при двухосном растяжении существуют выражения[93] для компонентов напряжений у вершины трещины:
Значения коэффициента интенсивности напряжений во многом оценивают вязкие свойства металла. Распределение этого коэффициента обеспечивает оценку ресурса работы литой детали.
Под трещиностойкостью (вязкостью разрушения) при статическом нагружении понимается сопротивляемость развитию (страгиванию) трещин в образцах или конструкциях. Условия испытания и тины образцов регламентируются ГОСТ 25.506-85. Динамическая трещи носто и кость Кю характеризует сопротивление динамическому страгиванию трещины и определяется на образцах с трещиной следующих типов - 15...20 по ГОСТ 9454-78, либо — на образцах с трещиной других типов с известной К — тарировкой. Подготовка образцов к испытаниям включает следующие операции: вырезку заготовок образцов, механическую обработку образцов, нанесение "V" - образного надреза, низкий отпуск для снятия напряжений, инициирование усталостной трещины от надреза, крепление экстензометров и установку на испытательную машину. Инициирование усталостных трещин на образцах выполнялось на машине[116] с электромагнитным приводом, конструкции к.т.н.Кратовича Л.Ф.[115], разработанной в Санкт-Петербургском Институте Машиностроения. В качестве испытательного I [2 оборудования для оценки трещиностойкости используются машины статического нагружения, оснащенные средствами измерения и записи первичных кривых трещиностойкости "нагрузка Р — раскрытие берегов трещины V" и "нагрузка Р - перемещение точки приложения нагрузки (прогиб) f".
