Содержание к диссертации
Введение
Глава I Постановка цели и задач исследования... 7
1.1. Взаимосвязь систем легирования, фазового состава и прочностных свойств 7
1.2. Термомеханическая обработка - основной способ воздействия на комплекс свойств деформированных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов 13
1.3. Роль рекристаллизации и полигонизации в формировании структурного состояния и механических свойств алюминиевых сплавов 16
1.4. Взаимосвязь между видом кривых течения и разупрочняющими процессами 19
1.5. Влияние систем легирования и технологических факторов на интенсивность протекания процессов разупрочнения в алюминиевых сплавах 25
1.5.1. Подходы к объяснению огрубления зеренной структуры, при горячем прессовании алюминиевых сплавов 27
1.5.2. Диаграммы структурных состояний 28
1.6. Технологические особенности прессования алюминиевых сплавов 35
1.6.1. Особенности прессования алюминиевых сплавов 37
1.6.2. Определение температурно-скоростных режимов прессования 39
1.7. Анализ температурно-скоростных полей в процессе обработки металлов давлением 44
1.7.1. Математическая постановка задачи течения сплошной Среды
1.7.2. Основные подходы к решению задач пластической деформации металлов 48
1.8. Постановка цели и задач исследования 51
ГлаваII Материал и методика эксперимента 54
Глава III. Анализ Диаграмм Структурных Состояний 58
Глава IV Исследование формирования структурного состояния в зависимости от степени деформации и числа переходов 66
4.1. Анализ формирования структуры при однопереходной осадке 66
4.2. Анализ.формирования структуры при двухпереходной осадке 81
Глава V Анализ полей интенсивности скорости деформации в процессе прессования 88
Глава VI Разработка методики прогноза структурного состояния на примере процесса прессования сложного профиля 98
ГлаваVII Анализ процессов формирования структуры при прессвании-высоколегирванного сплава в гетерофазной области 110
7.1. Исследование свойств, макро - и микроструктуры горячепрессованных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов 110
7.2. Корректировка ДСС для процесса горячего прессования 127
Глава VIII Исследование влияния параметров деформирования на механические свойства полуфабрикатов 135
8.1. Разработка методики оценки толщины 138 грубокристаллизующейся области
8.2. Исследование влияния параметра Зиннера - Холомона на механические свойства прессованных полуфабрикатов 147
Выводы по работе 145
Список литературы 147
- Термомеханическая обработка - основной способ воздействия на комплекс свойств деформированных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов
- Взаимосвязь между видом кривых течения и разупрочняющими процессами
- Анализ.формирования структуры при двухпереходной осадке
- Анализ полей интенсивности скорости деформации в процессе прессования
Введение к работе
Благодаря уникальному набору свойств изделия из алюминиевых сплавов широко применяются в различных областях промышленности, при- этом значительная доля полуфабрикатов приходится на прессованную продукцию [1,2].
С середины 60-х годов число работ, посвященных разработке новых деформируемых алюминиевых сплавов, несколько сократилось, поскольку создание новых сплавов, заметно превосходящих по свойствам уже освоенные, стало весьма затруднительным. Поэтому весь прогресс в области прессовых производств связан, в основном, с развитием и совершенствованием. технологической подготовки, обеспечивающей повышение механических свойств.
Фундаментальные исследования Фридляндера И.Н., Добаткина. В.И.', Вайнблата Ю.М., Ливанова В.А., Квасова Ф.И., Елагина В.И. и других ученых стали научной основой термомеханической обработки алюминиевых сплавов. Известно, что структура, а, следовательно, и свойства зависят от химического состава и условий прессования (температура, скорость и степень деформации), а также от вида последующей термической обработки [3, 4].
Большой практический интерес с точки зрения простоты-, обеспечения-заданных свойств и снижения себестоимости изделий представляет собой управление структурой путем регулирования изменения температурно-скоростных условий процесса, что позволяют достичь современные автоматические линии прессования. Связь между температурно-скоростными режимами обработки давлением и образующейся структурой отражена в диаграммах структурных состояний (ДСС), разработанных специалистами ВИЛС под руководством Вайнблата Ю.М. [3, 5].
Тем не менее, определение оптимальных температурно-скоростных режимов прессования представляет довольно трудную задачу, связанную со сложностью" получения данных о распределении температурно-скоростных характеристик процесса по сечению очага деформации прессуемой заготовки. Часто на-
5 предприятиях авиационной отрасли технологический процесс разрабатывают
опираясь на большое число накопленных экспериментальных данных, поэтому
подготовка выпуска нового изделия занимает продолжительный срок и требует
больших материальных вложений.
На сегодняшний день аппаратные и программные средства позволяют не только определять температурно-скоростные поля в деформируемом полуфабрикате, но и спроектировать сам технологический процесс, представляя его как целостную систему [6], в отличие от аналитико-эмпирического подхода. Все это дает возможность многократно уменьшить затраты времени и труда.
Внедрение комплексных систем проектирования и подготовки производства (CAD/CAM/CAE систем) в прессовом производстве ставит задачи не только по снижению брака выпускаемых изделий, снижению затрат на механическую обработку и экономию металла, но и по прогнозированию вероятности разрушения изделий, появления трещин, моделированию структуры и механических свойств, прочностного расчета и прогнозирования износа прессового инструмента.
Существуют различные подходы к объяснению закономерностей формирования структуры алюминиевых сплавов при прессовании, однако большинство из них позволяют дать лишь качественную оценку влияния различных факторов на формирующуюся структуру. В связи с этим разработка методики прогнозирования структурного состояния прессованных полуфабрикатов, обеспечивающей уменьшение затрат времени и материальных средств, является актуальной задачей.
Необходимо отметить, что реальная оценка результатов автоматизированного проектирования возможна лишь при практическом апробировании технологического процесса, поэтому подтверждение разработанных подходов и методик обосновано .результатами опытно-промышленных исследований.
Научная новизна:
1. На основании экспериментальных исследований и результатов
виртуального моделирования проведена адаптация диаграммы структурных' состояний сплава Діб к процессу прессования прутка 0 90 мм и предложен комплексный подход к обоснованию закономерностей формирования структурного состояния в процессе прессования.
На основании совместного анализа процесса прессования прутка из сплава АК6 и результатов моделирования установлена взаимосвязь между величиной касательных напряжений на контактной поверхности и толщиной «крупнокристаллического ободка».
По данным компьютерного моделирования подобрана аппроксимирующая функция, характеризующая распределение величины интенсивности скоростей деформации по очагу деформации, позволяющая существенно упростить поиск локальных значений скоростных параметров.
Практическая значимость работы:
Разработана методика прогнозирования структурного состояния в. прессованных полуфабрикатах из алюминиевых сплавов, основанная на диаграммах структурных состояний и результатах компьютерного моделирования.
Разработана методика, позволяющая прогнозировать толщину «крупнокристаллического ободка» в зависимости от технологических режимов прессования алюминиевых сплавов.
Проведено промышленное опробование- разработанных методик на предприятии ОАО «Ступинская Металлургическая Компания» при производстве серийных изделий типа радиаторный профиль и пруток-методом прямого прессования из сплавов АДЗ1, АК6 и Діб.
Термомеханическая обработка - основной способ воздействия на комплекс свойств деформированных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов
Различные виды термомеханической обработки (ТМО), позволяющие значительно улучшить свойства сплавов, получают в настоящее время все-более широкое распространение в технологии изготовления изделий из сплавов на основе различных металлов. Основная идея ТМО - сочетание пластической деформации и термической обработки, при котором пластическая деформация положительно влияет на механические свойства термообработанного полуфабриката [14, 15].
Известно, что ряд параметров, таких как сопротивление деформации, характер образующейся структуры, неодинаковы при различных температурно-. скоростных интервалах обработки и определяются действующими механизмами деформации, которые контролируются составом сплава (прежде всего, составом твердого раствора, когда могут образовываться барьеры для перемещения дислокаций), а также температурой и скоростью деформации [16];
Известно, что в процессе обработки давлением упрочнение обуславливается, главным образом дислокациями, образующимися, при пластической деформации, т.е. ячеистой или полигонизованной структурой. Точечные дефекты слишком подвижны и малочисленны, чтоб играть существенную роль [16, 17]. Также, отмечено, что при комнатной температуре сопротивление деформации повышается с уменьшением размера зерна и подчиняется соотношению Холла-Петча [18, 19]:
При производстве деформированных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов уже давно применяют технологические процессы , которые по существу являются термомеханической обработкой. Так, структурное упрочнение, свойственное ряду горячедеформированных полуфабрикатов, молено рассматривать как результат такого сочетания пластической деформации и последующей термообработки, которое может быть отнесено к высокотемпературной термомеханической обработке (ВТМО). Вид ВТМО, для которой характерен разрыв во времени между деформацией и термообработкой,-иногда называют предварительной термомеханической обработкой (ПТМО) [7].
Высокотемпературная термомеханическая обработка заключается в совмещении операций нагрева под закалку и пластической деформации с последующим быстрым охлаждением, при котором фиксируется не только фазовое состояние, свойственное температуре нагрева (и деформации), но и дефекты кристаллического строения твердого раствора, образовавшиеся при деформации. Высокотемпературная термомеханическая обработка алюминиевых сплавов, должна проводиться при таких деформационно-температурных условиях, которые обеспечивают достижение максимального эффекта закалки и отсутствие рекристаллизации в процессе высокотемпературной деформации и последующей термообработки [7].
В связи с высокой пластичностью алюминиевых сплавов после закалки правку деформированных полуфабрикатов (листов, профилей, труб и др.) обычно проводят непосредственно после закалки, а затем уже их подвергают старению (естественному или искусственному). Сочетание пластической деформации закаленных полуфабрикатов при правке с последующим старением относится к. низкотемпературной термомеханической обработке (НТМО). Известно, что за счет правки можно значительно повысить предел текучести полуфабрикатов из многих сплавов [9].
В последние годы для .алюминиевых сплавов применяют целый ряд технологических процессов, которые относят к ТМО и называют межоперационной термомеханической обработкой (МТМО), хотя они и не в полной мере удовлетворяют основному признаку ТМО (положительное влияние повышенной плотности дефектов кристаллической решетки на характер фазовых, превращений). МТМО - это такое сочетание пластической деформации и термических обработок в процессе изготовления полуфабриката из слитка, которое обеспечивает улучшение структуры (повышение ее однородности, уменьшение величины зерна, более равномерное распределение интерметаллидных фаз и т.д.) и некоторых свойств готовых полуфабрикатов по сравнению с полуфабрикатами, изготавливаемыми по ранее применявшейся серийной технологии [7].
Применительно к производству прессованных полуфабрикатов наиболее легко осуществима простая ВТМО. Слиток перед прессованием нагревают до стандартной температуры нагрева под закалку (или более низкой), а выходящий из матрицы профиль или пруток охлаждают под водяным душем. Такая обработка обеспечивает нерекристаллизованную структуру (и связанную с ней повышенную плотность структурных несовершенств) в закаленном прессованном полуфабрикате и повышенные механические свойства [7].
Указанная технология используется главным образом для хорошо прокаливаемых полуфабрикатов, таких как прессованные профили. Вместе с тем, нерекристаллизованную структуру в прессованных полуфабрикатах из наиболее важных алюминиевых сплавов можно получить и при обычном охлаждении на воздухе. Более того, даже последующий нагрев прессованных полуфабрикатов под закалку или отжиг часто не вызывает полной рекристаллизации [4].
Взаимосвязь между видом кривых течения и разупрочняющими процессами
Температура рекристаллизации ряда термически упрочняемых алюминиевых сплавов, подвергнутых горячей обработке давлением по определенным режимам, превышает температуру нагрева под закалку. В этом случае горячедеформированный полуфабрикат после окончательной термообработки имеет нерекристаллизованную (полигонизованную) структуру, что обусловливает, как правило, его повышенную по сравнению с аналогичным рекристаллизованным полуфабрикатом прочность [13].
Повышение прочности за счет сохранения после термической обработки нерекристаллизованной структуры наиболее ярко проявляется у прессованных полуфабрикатов, применительно к которым это явление получило название пресс-эффекта [13]. Учитывая, что сохранение нерекристаллизованной структуры после термообработки и связанное с ней повышение прочности наблюдаются у некоторых других горячедеформированных (а иногда и холоднодеформированных) полуфабрикатов, В.И. Добаткин ввел термин структурное упрочнение.
Под структурным упрочнением понимается такое повышение прочности термически обработанного деформированного . полуфабриката, которое обусловлено сохранением после закалки нерекристаллизованной (полигонизованной) структуры. Величина структурного эффекта определяется разностью значений прочностных характеристик термически обработанного полуфабриката с нерекристаллизованной структурой и аналогичного полуфабриката, (в отношении степени деформации и термообработки) с рекристаллизованной структурой [7]. Эффект структурного упрочнения термически упрочняемых сплавов значителен - временные значения пределов прочности и текучести повышаются в некоторых случаях на 40%. Структурное упрочнение наблюдается у прессованных полуфабрикатов (прутков, профилей), штамповок, горячекатаных листов и в некоторых случаях у холоднокатаных листов. Оно максимально по величине и чаще всего наблюдается у прессованных изделий. Прессэффект, таким образом, является частным случаем структурного упрочнения [7]. Особенность обработки давлением при высоких температурах состоит в том, что не наблюдается сильного деформационного упрочнения, что объясняется изменениями, проходящими в металле во время деформации. Внешний вид кривых упрочнения тесно связан с теми или иными разупрочняющими процессами, протекающими в деформируемом металле [23, 24]. Поскольку процессы разупрочнения могут быть как динамическими, так и статическими (п. 1.3), для применения высокотемпературной термомеханической обработки большое значение имеет структура, формирующаяся непосредственно в ходе пластической деформации. На рис. 1.5 показаны наиболее характерные кривые деформационного упрочнения металлов и сплавов [25], полученные в скоростном диапазоне =10" -10" Vі. динамическая На начальном участке всех кривых происходит интенсивное деформационное упрочнение, растет плотность дислокаций и в металле происходит формирование ячеистой субструктуры. С ростом степени деформации (є 0.1) начинает проявляться динамическое разупрочнение, причиной которого могут быть следующие процессы [25]: динамическая полигонизация и рекристаллизация, которые вносят основной вклад в процесс разупрочнения; проявление теплового эффекта пластической деформации, который усиливает процессы динамического разупрочнения; изменение в процессе деформации ориентировки плоскостей скольжения на более благоприятные; изменение вторых фаз в сплавах: сфероидизация пластинчатых структур и укрупнение мелкодисперсных выделений.
Для кривых типа А (рис. 1.5, а) с ростом степени,деформации коэффициент упрочнения снижается за счет процесса динамического возврата и теплового эффекта пластической деформации. Подобный вид кривых течения характерен для большинства металлов при динамическом нагружении в условиях теплой, а иногда и горячей деформации, когдаметалл разрушается раньше, чем достигается область устойчивого течения. На стадии горячего наклепа вначале образуются дислокационные клубки, а затем ячеистая структура. Постепенно формируется субзеренная структура. С ростом степени деформации скорость генерирования дислокаций слабо меняется, а скорость их аннигиляции возрастает, до тех пор, пока процесс не войдет в равновесную стадию [26]. У кривых типа Б (рис. 1.5, а) сопротивление деформации постепенно достигает установившейся стадии, в металле интенсивно проходит динамический возврат с формированием полигонизованной субструктуры. В области значительных деформаций происходит формирование полностью полигонизованной структуры, и в металле проходят процессы реполигонизации.
Кривые течения типа Б .наиболее типичны для алюминиевых сплавов. Участок установившейся стадии текучести на кривых Б достигается лишь в таких процессах, как прессование (выдавливание) или испытания на кручение (є 300%) [25]. При прессовании алюминиевых сплавов при достижении равновесной стадии размер субзерен остается постоянным, т.е. зависит только от температуры и скорости деформации, причем в субзернах одинакового размера, но полученных при различных температурно-скоростных условиях, наблюдается одинаковая плотность дислокаций и требуется одинаковое деформирующее усилие. Создание такой устойчивой структуры будет тормозить процессы рекристаллизации при последующей последеформационной выдержке. При нагреве деформированного металла происходит лишь рост субзерен (энергия активации движения высокоугловых границ 251 кДж/моль, роста субзерен -84 кДж/моль) [15]. Для большинства других процессов ОМД, участок установившейся стадии при динамическом возврате не достигается, и в металле имеются участки крупных и мелких субзерен. Другим видом кривой течения металлов в условиях горячей деформации является кривая типа В с ярко выраженным максимумом значений сопротивления деформации (рис. 1.5, а). Подобные кривые характерны для большинства металлов и сплавов при проведении пластометрических испытаний в условиях горячей деформации. Максимум на кривых часто считается очевидным признаком протекания в металле динамической рекристаллизации, которая наблюдается при условии достаточно сильного горячего наклепа, высоких скоростей деформации и температур обработки [27, 28]. У кривых течения типа В с ростом степени деформации в дополнение к динамической полигонизации начинается динамическая рекристаллизация, сопротивление деформации с ростом степени деформации (є) снижается, а затем постепенно выходит на установившийся уровень.
Анализ.формирования структуры при двухпереходной осадке
Трудности в применении диаграмм структурного состояния к реальным процессам ОМД создаёт также дробность деформации, например при многопереходной штамповке, прессовании с осадкой исходных литых заготовок-или при «двойном прессовании», когда на разных этапах оформления изделия отдельные области заготовки могут последовательно деформироваться в различных областях диаграммы структурных состояний.
В данном разделе рассматривается влияние истории деформирования на формирующееся структурное состояние. Для этого проведено исследование образцов из сплава Діб, деформированных ступенчато. Фактический химический состав образцов соответствовал таблице 2.1. Осадка образцов 020x28 производилась до степени деформации 0.3, после чего полученные заготовки ) обтачивались на цилиндр размером 015x20, и производилась осадка данного цилиндра до степени деформации 0,5. Режимы деформирования были следующие (см. схему нарис. 4.3): , из области II (точка Т2) в область III (точка ТЗ); из области I (точка ТІ) в область III (точка ТЗ); из области III (точка ТЗ) в область II (точка Т2); из области III (точка ТЗ) в область I (точка ТІ).
Такая схема сочетания режимов наиболее удобна, так как позволяет сравнить структуры, полученные за несколько переходов со структурами, полученными за один переход при тех же температурно-скоростных условиях процесса деформирования, что и второй переход (п. 4.1). Ещё одно достоинство данной схемы в том, что в ней присутствуют взаимообратные последовательности переходов: из более высокотемпературной области в область с меньшими значениями температуры деформирования и наоборот.
Макроструктуры закаленных с 500 С и естественно состаренных образцов, осаженных за два перехода, показаны на рис. 4.15. Оценивая значения твердости (рис. 4.4, 4.15) можно сказать, что наиболее полно эффект упрочнения выражен в полигонизованной области, и почти не выражен в смешанной (даже несмотря на наличие субзеренных границ) и рекристаллизованной области. Также видно, что на механические свойства влияет и история деформирования.
При изменении «истории» деформирования по схеме I —» III и II —» III определяющим режимом является деформация в области смешанной структуры III. Это приводит к формированию в центральной области образца характерного «деформационного креста», заполненного крупными зёрнами (рис.4.15).
Схемы изменения «истории» деформирования III —» I и III — II позволяют как бы «стереть» неблагоприятное влияние области III диаграммы на формирующееся структурное состояние. В этом случае укрупнения зерна в центральной части образца нет и макроструктура достаточно однородная. При схеме III — II заметна некоторая полосчатость структуры, также при помощи рентгеноструктурного анализа обнаруживается небольшая текстура деформации (рис. 4.16-4.19).
Общий внешний вид дифрактограмм и их особенности совпадают с однопереходными, полученными в областях диаграммы, соответствующих второму переходу. Внутренние напряжения первого рода при осадке в области второго перехода подрежимам области III меньше, чем при одном переходе, что можно объяснить более однородной структурой вследствие интенсивных деформаций по. всему объему образца. При схеме осадки I— Ш происходит повышение твердости по сравнению с П-»Ш, и, поскольку степени деформации одинаковы, это можно объяснить влиянием большего числа малоугловых границ, образовавшихся во время нагрева под второй переход. Все это говорит о «структурном наследовании» предыдущих процессов ОМД, если они производились при более высоких значениях температуры. Тем не менее, ряд параметров, влияющих на качество продукции, таких как размер зерна, наличие текстуры деформации и хорошо выраженная субзеренная структура определяется, в основном, последним этапом деформирования.
Анализ полей интенсивности скорости деформации в процессе прессования
Как было показано в главе IV, скорость и температура деформации оказывают непосредственное влияние на макроструктуру и свойства изделий. Прессование алюминиевых сплавов характеризуется относительно равномерным распределением температуры по сечению очага деформации (п. 1.6) и широким интервалом скоростей прессования с большим перепадом интенсивности скоростей деформации по сечению очага. В то время как решение температурной задачи представляется весьма простым при помощи аналитических и даже экспериментальных методов, определение поля интенсивности скоростей не всегда возможно. Вместе с тем, решение задачи о прессовании какого-либо изделия даст важную информации для оценки существующих режимов технологических процессов, и позволит эту информацию учесть при выборе технологических режимов прессования новых изделий.
Целями данного этапа.являлись подбор упрощенной зависимости и оценка распределения интенсивности скоростей деформации по сечению очага деформации при прессовании.
Однако получение точных распределений экспериментальными методами,-такими как метод сеток, метод фотопластичности или метод муаровых полос, осложнено следующим [86]: Трудоемкостью, заключающейся в изготовлении специальных заготовок, сложности контрольно - измерительной аппаратуры, многоступенчатости процесса; Используемые упрощения и допущения дают искаженные данные (применяются упрощенные схемы распределения напряжений и деформаций, в случае прессования при выемке заготовки из контейнера в конце каждой ступени нарушаются условия контактного трения, и.т.д.); Дискретностью получаемых величин.
Для решения поставленной задачи представляют интерес схемы так называемого «виртуального прессования», применимость которого показана в работах [94, 104]. Даже если предположить, что погрешность расчета МКЭ составит порядка 30%, то погрешность определения lg = lgl30% = 2,1%, что незначительно. Однако даже в рамках данного метода достаточно сложно производить оценку распределения параметров в очаге деформации при-прессовании изделия со сложной геометрией, так как это связано с повышенными требованиями к большим вычислительным ресурсам, которыми обладают не все современные ЭВМ (п. 1.7.2).
При аналитическом решении задач теории пластичности используют функцию тока, которую в общем виде можно выразить как [69]: где: f(x,y,z) - функция координат; Vo - скорость перемещения инструмента. Наиболее эффективным методом решения задач ОМД является применение программ моделирования, основанных на методе конечных элементов: При решении задач течения пластической среды в конечно-элементной модели для нахождения интенсивностей скоростей деформации применяется следующая зависимость [85]: где: { } - матрица интенсивностей скоростей деформации; [В] - производная функции формы по соответствующим координатам; {V} - матрица скоростей движения материальных частиц.
Таким образом, { } должна быть пропорциональна скорости истечения й принимать конкретные значения в объеме металла только в зависимости от геометрических параметров очага, что позволяет исключить из рассмотрения влияние скорости прессования на распределение интенсивностей скоростей деформации.
Для оценки влияния способа прессования и условий трения на контактной поверхности инструмента и заготовки на распределение интенсивностей скоростей деформации осуществлено виртуальное прессование прутка 012 мм сплава АД31 из контейнера 032 мм прямым и обратным способами, как со смазкой, так и без нее. Результаты моделирования представлены на рис.. 5.1 и 5.2. Согласно полученным данным, интенсивность скорости деформации в очаге в первом приближении определяется только геометрией изделия и скоростью истечения металла, величина трения и способ прессования оказывают влияние лишь на усилие и распределение деформаций в «мертвых зонах» заготовки. По ходу прессования также не наблюдаются изменения значений интенсивности скоростей деформации в очаге. Согласно рис. 5.1, очаг деформации представляет собой дуговую область. Полученные картины распределения показывают, что наиболее интенсивные деформации сосредоточены вблизи калибрующего пояска матрицы, причем значения интенсивностей скоростей деформации отличаются резкими перепадами, t в то время как в центральной зоне очага деформации градиент значений интенсивности скоростей деформации минимален. Для исследования распределения интенсивности скоростей по сечению очага деформации в зависимости от геометрии прессуемых полуфабрикатов проведено виртуальное прессование прутка, полосы и трубы из сплава АДЗ1 с температурой нагрева заготовки 490 С с одинаковой степенью вытяжки X « 20. Геометрические параметры различных вариантов виртуального прессования приведены в таблице 5.1 Значения Н брались по центру очага деформации. Для устранения влияния скорости истечения на значения интенсивности скоростей деформации, для их оценки использовалась величина приведенной интенсивности скоростей деформации
