Помощь в написании студенческих работ
Антистрессовый сервис

Роль эксплуатационных факторов риска в снижении надежности и долговечности оборудования низкотемпературной техники

Диссертация: Роль эксплуатационных факторов риска в снижении надежности и долговечности оборудования низкотемпературной техники
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

Проанализирована роль эксплуатационных факторов риска на снижение надежности и долговечности оборудования из стали 12Х18Н12Т. Установлено, что максимальное охрупчивание стали наблюдается при одновременном воздействии деформационных и коррозионных факторов для оборудования эксплуатируемых в режиме 293−4,2−293К и высокотемпературных разогревов и коррозионных сред при режиме… Читать ещё >

Роль эксплуатационных факторов риска в снижении надежности и долговечности оборудования низкотемпературной техники (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

Содержание

  • 1. Глава1. Стали и сплавы низкотемпературной и криогенной техники
    • 1. 1. Хромоникелевые стали криогенной техники
    • 1. 2. Влияние нагревов на. свойства аустенитостабильных хромоникелевых сталей
    • 1. 3. Проблема снижения надежности и долговечности оборудования из стали
  • 4. 12Х18Н12Т в ходе длительной низкотемпературной эксплуатации
    • 1. 3. 1. Взаимосвязь между магнитной структурой хромоникелевых сталей, превращениями, протекающими в ней в ходе длительной эксплуатации, надежностью и долговечностью оборудования криогенной техники
    • 1. 3. 2. Влияние коррозионного воздействия внешних сред на надежность и долговечность оборудования криогенной техники
  • 2. Глава 2. Материалы и методика исследований
    • 2. 1. Технолгия производства опытных сталей и сплавов. Режимы плавки, ковки и термической обработки
    • 2. 2. Методы исследования фазового состава и физических свойств стали
      • 2. 2. 1. Методы определения магнитной проницаемости
      • 2. 2. 2. Методы металлографического и фрактографического анализов
      • 2. 2. 3. Рентгеноструктурный анализ фазового состава и текстуры деформированных образцов
    • 2. 3. Методы исследования механических свойств
    • 2. 4. Методика анализа поверхностей разрушения образцов
    • 2. 5. Методика коррозионных испытаний
  • 3. Глава 3. Механические свойства материалов низкотемпературной техники после длительной эксплуатации
    • 3. 1. Анализ фактических свойств материалов криосистем
    • 3. 2. Механические свойства стали 12Х18Н12Т при криогенных температурах
    • 3. 3. Влияние температуры и времени технологических разогревов на структуру и механические свойства стали 12Х18Н12Т при криогенных температурах
    • 3. 4. Моделирование влияния технологических и эксплуатационных факторов на механические свойства стали 12X18Н12Т при криогенных температурах
      • 3. 4. 1. Изменения свойств металла после эксплуатации в диапазоне
  • 293−4,2 К
    • 3. 4. 2. Изменение свойств металла после эксплуатации в диапазоне
  • 1000−4,2 К
    • 3. 5. Магнитная проницаемость стали 12X18Н12Т

Одной из наиболее острых проблем стоящих перед отечественной промышленностью является физическое и моральное старение основных и вспомогательных производственных мощностей, исчерпание срока их службы. Отсутствие плановой политики по реновации производственных предприятий привело к тому, что большая часть оборудования, низкотемпературного и криогенного назначения уже исчерпало его или находится в состоянии близком к этому. Применяемая ныне практика «паркового» — то есть усредненного ресурса, назначаемого для определенной группы оборудования без учета фактического состояния конкретного аппарата, на сегодняшний день исчерпала свои возможности. В современных условиях, для обеспечения нормальной жизнедеятельности предприятий использующих низкотемпературные технологии, требуется переход от паркового к индивидуальному ресурсу, определяемому для каждого конкретного сосуда, емкости, трубопровода на основании контроля их фактического состояния.

Проблема исчерпания ресурса низкотемпературного оборудования встала относительно недавно из-за сравнительной молодости отрасли. Поэтому, к настоящему времени, отсутствуют достоверные сведения об изменении структуры и свойств материалов под воздействием длительной низкотемпературной и термоциклической эксплуатации. Отсутствует статистика ресурсных разрушений той или иной группы оборудования и анализ причин их вызвавших. Не создано единой общепринятой теории обобщающей влияние на фазовый состав, структуру и свойства сталей эксплуатационных, монтажных и технологических факторов, опираясь на которые можно было бы прогнозировать безопасные пределы эксплуатации того или иного оборудования за пределами расчетного — паркового срока их службы. Также в научной литературе не получили достаточного освещения проблемы воздействия на криогенное оборудование внешних коррозионных сред, статических и динамических нагрузок, пластических деформаций, высокотемпературных технологических и ремонтных разогревов и других процессов, оказывающих влияние на надежность и долговечность оборудования криогенной техники.

В связи с высокой стоимостью оборудования низкотемпературной техники, сложностью доступа к ней из-за наличия многослойных теплоизоляционных покрытий требуется разработка новых методик неразрушающего контроля металла оборудования, создания устройств ^ позволяющих вести непрерывный мониторинг изменений протекающих в материалах в процессе эксплуатации.

В свете изложенного проведенные в работе экспериментальные исследования и теоретические обобщения полученных результатов, выполненных по тематике важнейших работ в соответствии с планом АН РФ, позволяют решить ряд задач, имеющих большое значение в дальнейшем развитии криогенного металловедения.

Цель работы. Исследование структурной стабильности, изменений фазового состава и физико-механических свойств основного материала криогенной техники — стали 12Х18Н12Т под воздействием длительной низкотемпературной эксплуатации и разработка рекомендаций по определению путей продления срока службы материалов оборудования криогенной техники, эксплуатируемой при температурах жидкого водорода и гелия.

В соответствии с указанной целью в работе были поставлены следующие задачи;

— исследовать фактическое состояние и металл вырезок из различных групп * криогенного оборудования (сосудов, колонн, трубопроводов, фильтров) и определить свойства стали 12Х18Н12Т после длительной низкотемпературной и термоциклической эксплуатации, установить причины, приведшие к падению запасов пластичности и вязкости материала;

— определить эксплуатационные факторы влияющие на снижение надежности и срока службы оборудования криогенной техники;

— определить воздействие на структуру и физико-механические свойства металла технологических разогревов в диапазоне температур до 1000 К, провести моделирование этих процессов на опытных плавках стали 12Х18Н12Т;

— оценить изменение свойств стали 12Х18Н12Т в области криогенных температур под воздействием пластических деформаций и коррозионных сред, приводящих в оборудовании криогенной техники к возникновению трещин по механизмам межкристаллитной (МКК) или стресс-коррозии (КР);

— установить влияние никеля в пределах внутримарочного химического состава стали 12Х18Н12Т на формирование ее физико-механических свойств и коррозионной стойкости против МКК и КР;

— разработать метод и предложить приспособление для неразрушающего контроля металла оборудования криогенной техники на предмет обнаружения зон потенциально склонных или поврежденных МКК или КР.

Научная новизна работы состоит в следующем:

— на основании экспериментальных исследований фактического состояния оборудования криогенной техники, отработавшей расчетные ресурс и анализа металла вырезок из оборудования криогенной техники были определены основные факторы, названные в работе эксплуатационными факторами риска, ответственные за снижение надежности и долговечности криосистем;

— показано, что в случае эксплуатации оборудования в диапазоне 1000 — 4,2 К наиболее вероятно возникновение коррозионных трещин по механизму МКК, в диапазоне 293 — 4,2 К — по механизму КРопределены температурно-временные параметры технологических разогревов оборудования, не приводящие к возникновению в металле криосистем склонности к МКК;

— учитывая, достаточно широкий интервал внутримарочного легирования стали 12Х18Н12Т по никелю (11−13% масс.), определена его роль в формировании коррозионной стойкости стали против МКК и КР в условиях эксплуатации криосистем;

— уточнена взаимосвязь структуры, параметров эксплуатации, химического и фазового состава стали 12Х18Н12Т с ее магнитной проницаемостью и на основании этих исследований разработан метод неразрушающего магнитометрического контроля металла криосистем на предмет обнаружения зон потенциально склонных или поврежденных коррозией.

Практическая ценность работы определяется:

— созданием методики и приспособления для проведения неразрушающе го контроля металла оборудования криогенного назначения на предмет обнаружения зон потенциально склонных или поврежденных коррозией;

— анализ результатов исследований, проведенных на вырезках из металла криогенной техники, отработавшей расчетный ресурс в 100 тыс. часов и модельных плавках, позволил определить основные факторы риска, снижающие надежность и долговечность оборудования и сформулировать ряд дополнительных требований к оборудованию криогенной техники, изготовленной из стали 12Х18Н12Т, в частности, по температурно-временным параметрам технологических разогревов и допустимым значениям локальной пластической деформации;

— рекомендовать ввести разбраковку стали 12Х18Н12Т в зависимости от назначения изготовляемого из нее оборудования — сталь с повышенным содержанием никеля (более 12% масс.), как более устойчивую против КР использовать в криогенном оборудовании, технологические разогревы котоирго не превышают 650 — 700 К — то есть в зоне температур ниже интервала карбидного превращения в стали 12Х18Н12Тсталь с пониженным содержанием никеля (11 — 11,5% масс.) использовать в криогенном оборудовании, которое в ходе межэксплуатационных разогревов нагревается выше 700 К — так как в этом случае сталь 12Х18Н12Т оказывается более стойкой против МКК.

А*.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ.

На основании проведенных исследований все оборудование низкотемпературной техники было разделено на две основные группы: 1-оборудование, которое в ходе эксплуатации и межэксплуатационных остановов не разогреваются выше нормальных температур (ТРЖК, стационарные емкости и т. п.)2-оборудование, в технологическом цикле которого присутствуют высокотемпературные разогревы (до 1000 К) и определили основные факторы риска, снижающие долговечность и надежность оборудования.

1. Факторами риска для оборудования эксплуатируемого по циклу 293—>4,2—"293 К являются термоциклические нагрузки (число циклов за время эксплуатации), пластические деформации возникающие в локальных объемах оборудования и связанные с некачественным монтажом (например нарушением трассировки трубопроводов), механическими повреждениями (ударами и т. п.), релаксации остаточных напряжений и короблением конструкции после проведения ремонтных работкоррозионные среды, контакт которых с металлом оборудования происходит, в основном изза повреждений или разрушений защитных кожухов криосистем и в ходе длительного простоя оборудования — за счет скопления конденсата в опасных зонах.

2. В случае оборудования, эксплуатируемого по циклу 293—>4,2—"технологический разогрев до температур 473—>1273—>293 К к выше перечисленным факторам риска добавляется еще один — высокотемпературный технологический разогрев. Длительность таких разогревов за разрешенный срок эксплуатации оборудования может составлять сотни часов. Такие разогревы могут приводить к выделению из твердого раствора хромистых карбидов типа Ме2зСб, обычно располагающихся в границах зерен, обеднению твердого зернограничного раствора по хрому и, как следствие, в условиях действия коррозионноагрессивных сред к повышению в стали 12Х18Н12Т склонности к межкристаллитной коррозии.

3. Проанализирована роль эксплуатационных факторов риска на снижение надежности и долговечности оборудования из стали 12Х18Н12Т. Установлено, что максимальное охрупчивание стали наблюдается при одновременном воздействии деформационных и коррозионных факторов для оборудования эксплуатируемых в режиме 293−4,2−293К и высокотемпературных разогревов и коррозионных сред при режиме, включающем’технологические разогревы. В этих случаях в металле возникают коррозионные дефекты по механизму коррозии под напряжением в первом случае и МКК — во втором. Определены температурно-временные области технологических разогревов стали 12Х18Н12Т, приводящие к охрупчиванию материала при криогенных температурах. Построена структурная диаграмма стали в координатах температура-время технологических разогревов. Определен ряд закономерностей в изменениях магнитной структуры стали 12Х18Н12Т под действием длительного воздействия эксплуатационных факторов риска. К числу таких закономерностей относятся:

4. Магнитная структура хромоникелевых сталей при комнатных температурах неупорядочена и представляет собой парамагнитную матрицу с распределенными в ней кластерами антиферромагнитной и ферромагнитной фаз. При понижении температуры в стали происходит постепенное магнитное упорядочение и к 20 К магнитная структура стали представляет собой полностью упорядоченную по антиферромагнитному механизму матрицу.

Величина магнитной проницаемости стали 12Х18Н12Т в аустенитизированном — исходном состоянии зависит от количества и механизма упорядочения' кластерных зон. С увеличением в стали содержания никеля растет число ферромагнитных взаимодействий атомов N?-N1 и №-Ре, что резко повышает магнитную проницаемость стали. То есть зная химический состав стали, главным образом содержание в ней никеля, можно рассчитать величину ее магнитной проницаемости в исходном состоянии.

Пластическая деформация повышает величину магнитной проницаемости стали 12Х18Н12Т, причем величина магнитной проницаемости изменяется эквидистантно степени пластической деформации. Таким образом, зная в стали содержание никеля и рассчитав величину магнитной проницаемости стали в исходном состоянии можно, сравнивая исходное — расчетное и реальное — измеренное значения магнитной проницаемости определить степень пластической деформации.

5. Установлено, что одной из причин охрупчивания стали 12Х18Н12Т в ходе технологических разогревов является образование сегрегаций атомов фосфора в границах зерен стали, образующейся по неравновесному механизму. Максимальная величина этой сегрегации достигается при нагреве при 825 К в течение 100 ч. Как было показано увеличение концентрации атомов фосфора в границах зерен ведет к снижению когезивной прочности границ, сопровождается падением вязкости и пластичности стали, особенно при криогенных температурах. Скорость образования сегрегации фосфора в границах стали 12Х18Н12Т зависит от содержания в стали никеля. Никель способствует повышению скорости диффузии в у-твердом растворе, ускоряет рост зернограничной сегрегации этого элемента, приближению формы сегрегации к равновесной.

6. Установлено, что наиболее опасными зонами оборудования криосистем, где возможно появление КР являются зоны максимальных механических напряжений и пластических деформаций, которые могут быть определены в ходе замеров отклонений реальных геометрических размеров оборудования от проектных (паспортных) величин.

При обнаружении. таких зон, необходимо выполнить дополнительный объем контроля — визуальный контроль основного металла, сварных соединений — швов и околошовных зон, обращая особое внимание на изменение состояния поверхности металла — появление на нем слоя отложений, язвин, других дефектов, в том числе механического характера — рисок, забоин, царапин. В указанных местах необходимо проводить замеры локальной магнитной проницаемости не менее чем в 10 точках опасной зоны. В случае резкого (более 15−20%) превышения замеренной величины магнитной проницаемости над исходным расчетным значением необходимо провести контроль опасных зон методами ультразвуковой дефектоскопии, снять клеевые или лаковые реплики с поверхности металла. При отсутствии в опасных зонах трещин или химических отложений для повышения стойкости металла против КР рекомендуется произвести пескоили дробеструйную обработку опасных зон для создания в поверхности металла сжимающих напряжений.

Эксплуатация оборудования с КР трещинами должна быть запрещена до проведения работ по их устранению.

7. Установлено, что предварительная пластическая деформация и рост величины растягивающих напряжений в стали 12Х18Н12Т приводит к повышению скорости анодного процесса и, как следствие, увеличивает опасность возникновения коррозионной трещины. При наличии на поверхности металла рисок, надрезов, забоин и других механических дефектов риск зарождения трещин КР возрастает, даже в условиях напряжений, значительно меньших предела текучести стали. Показано что наибольшее влияние на скорость анодного процесса оказывает деформация, выполняемая в коррозионной среде. Растягивающие напряжения, изменяя скорость анодного процесса в стали 12Х18Н12Т, не изменяя скорость катодного процессапроцесса ионизации кислорода на поверхности материала.

Исходя из вышеизложенного следует считать, что переход стали 12Х18Н12Т в состояние склонности к МКК происходит вследствие совместного воздействия эксплуатационных факторов риска. Степень такого воздействия надежно и просто определяется магнитометрическим методом — ростом магнитной проницаемости поврежденного микрообъема стали. Рост магнитной проницаемости обуславливается возникновением и развитием карбидной фазы, ростом искажений кристаллической решетки под действием пластической деформации и при возникновении сильномагнитных продуктов коррозии. Превышение допустимого уровня магнитной проницаемости стали сигнализирует о наступлении в стали 12Х18Н12Т склонности к МКК.

8. Межэксплуатационные технологические разогревы стали 12Х18Н12Т, выполняемые в температурной области 823−1023 К приводят к образованию в структуре стали новой сильномагнитной — карбидной фазы. Располагаясь, в первую очередь, по границам зерен, карбидные частицы способствуют обезлегированию зернограничного твердого раствора по хрому, вплоть до потери им нержавеющих свойств. Одновременно с процессом зернограничного карбидообразования во вновь образуемую межфазную границу «твердый растров — карбид» идет интенсивное вытеснение примесных атомов, в частности, атомов фосфора. Суперпозиция процессов обезлегирования твердого раствора границ по хрому и обогащение их атомами фосфора резко снижает когезию границ, способность их сопротивления коррозионному воздействию внешних агрессивных сред, то есть в стали возникает склонность к МКК. Следует отметить, что возникновение этой склонности соответствует определенный объем карбидного превращения, который определяется по изменению величины магнитной проницаемости стали. Таким образом возникновение в стали 12Х18Н12Т необходимого для возникновения склонности к МКК. количества карбидной фазы может быть зафиксировано путем измерения ее магнитной проницаемости.

Влияние пластической деформации на свойства стали 12Х18Н12Т после технологических разогревов по деформационной оси можно разбить на несколько участков. Первый — до образования зернограничных микротрещин, характерен резким нарастанием напряжений в твердом растворе стали и резким ростом ее магнитной проницаемости. При превышении критической степени деформации, величина которой также зависит от концентрации в стали никеля, в границах зерен возникают деформационные микротрещины, приводящие к частичной релаксации напряжений и снижению скорости роста магнитной проницаемости. Таким образом зная содержание в стали никеля и параметры технологических разогревов оборудования представляется возможным рассчитать величину ее пластической деформации, а следовательно, прогнозировать изменение ее механических свойств в ходе длительной эксплуатации, вероятность зарождения и роста деформационных микротрещин. Эти трещины способствуют ускоренному проникновению коррозионных дефектов вглубь материала и дальнейшая эксплуатация оборудования с такими дефектами недопустима, но данная методика дает возможность отбраковать такое оборудование, определить места и объемы поврежденных зон, сроки и объемы необходимого ремонта и замены. 9. Разработан метод магнитометрического контроля фактического состояния металла низкотемпературного оборудования, позволяющий обнаруживать влияние эксплуатационных факторов риска на надежность оборудования. Предложен критерий цкр, сигнализирующий о наступлении в стали склонности к МКК и разработан прибор магнитометрического контроля оборудования.

4.5 Заключение и выводы по главе 4.

Анализ фактического состояния металла криосистем, отработавших значительную часть расчетного ресурса выявил опасность появления и развития трещин в местах вварки штуцеров в тела колонн, емкостей и сосудов. В этих зонах оборудования отмечаются высокие уровни напряжений, связанных с конструктивными, монтажными, ремонтными и эксплуатационными нарушениями трассировок трубопроводов. В главе 3 было показано, что среди механизмов образования таких трещин наиболее опасным является механизм коррозионного растрескивания под напряжением. В этом случае возникает опасность хрупкого катастрофического разрушения системы. В главе 4 были рассмотрены вероятные причины возникновения трещин КР, определены зоны потенциально опасные с точки зрения возникновения коррозии под напряжением и проанализированы пути повышения стойкости металла криосистем против этого вида коррозии.

Проведенными исследованиями было установлено, что наиболее опасными зонами оборудования криосистем, где возможно появление КР являются зоны максимальных механических напряжений и пластических деформаций, которые могут быть определены в ходе замеров отклонений реальных геометрических размеров оборудования от проектных (паспортных) величин. К числу таких замеров относятся замеры овальностей и прогибов сосудов, емкостей и колонн, отклонений в трассировках трубопроводов в реперных точках.

При обнаружении зон, в которых отмечены изменения геометрических размеров элементов оборудования, необходимо выполнить дополнительный объем контроля — визуальный контроль основного металла, сварных соединений — швов и околошовных зон, обращая особое внимание на изменение состояния поверхности металла — появление на нем слоя отложений, язвин, других дефектов, в том числе механического характера — рисок, забоин, царапин. Такие дефекты, даже не коррозионного характера могут служить инициаторами возникновения трещины КР. Выполнить замеры локальной магнитной проницаемости не менее чем в 10 точках опасной зоны и провести сравнение полученных значений со средней величиной магнитной проницаемости стали, рассчитанной на основании сертификата химического состава стали, приведенного в паспорте на данный объект. Расчет исходной величины магнитной проницаемости должен быть выполнен по методике, приведенной в работе [5]. В случае резкого (более 15−20%) превышения замеренной величины магнитной проницаемости над исходным расчетным значением необходимо провести контроль опасных зон методами ультразвуковой дефектоскопии, снять клеевые или лаковые реплики с поверхности металла. При отсутствии в опасных зонах трещин или химических отложений для повышения стойкости металла против КР рекомендуется произвести пескоили дробеструйную обработку опасных зон для создания в поверхности металла сжимающих напряжений.

При обнаружении трещин КР эксплуатация оборудования должна быть запрещена до разработки программы ремонтных мероприятий и проведения работ по их устранению.

Анализ результатов оценки фактического состояния материалов оборудования криосистем, поврежденных коррозией под напряжением и исследований, выполненных на опытных плавках стали 12Х18Н12Т позволил сделать следующие выводы:

1. При визуальном осмотре оборудования криосистем были обнаружены коррозионные повреждения в зонах вварки штуцеров трубопроводов. Анализ механизма появления и развития этих дефектов позволил классифицировать их как трещины коррозии под напряжением, возникающие в местах локальных пластических деформаций оборудования или зонах возникновения растягивающих напряжений, величина которых сопоставима с пределом текучести стали.

2. Установлено, что рост величины растягивающих напряжений в стали 12Х18Н12Т приводит к повышению скорости анодного процесса и, как следствие, увеличивает опасность возникновения коррозионной трещины. При наличии на поверхности металла рисок, надрезов, забоин и других механических дефектов риск зарождения трещин КР возрастает, даже в условиях напряжений, значительно меньших предела текучести стали.

3. Пластическая деформация, также как и остаточные напряжения, приводит к ускорению анодного процесса, уменьшая интервал потенциалов пассивации стали 12Х18Н12Т. Наибольшее влияние на скорость анодного процесса оказывает деформация, выполняемая в коррозионной среде. Это связано с двумя одновременно идущими процессами — повышением в металле числа атомов с высокой потенциальной энергией и возникновением незащищенных пассивирующими окислами участков металла в ступенях скольжения.

4. Подтверждена положительная роль никеля на сопротивление стали 12Х18Н12Т коррозионному растрескиванию. Изменение концентрации никеля даже в пределах марочного состава стали (с 11 до 13%) уменьшает число дислокаций на поверхности деформированного образца за счет облегчения поперечного скольжения при деформации стали и тем самым способствует повышению стойкости стали к КР.

5. Показано, что растягивающие напряжения, изменяя скорость анодного процесса в стали 12Х18Н12Т, не изменяют скорость катодного процесса — процесса ионизации кислорода на поверхности материала.

6. Изучено влияние состояния поверхности стали 12Х18Н12Т на ее стойкость против КР. Показано, что пескоструйная обработка, создающая сжимающие напряжения в поверхности материала, резко повышает его стойкость против КР и может быть рекомендована для обработки зон оборудования криосистем, потенциально опасных с точки зрения возникновения трещин КР.

7. Установлено, что зоны образцов стали 12Х18Н12Т, поврежденные трещинами КР, обладают повышенными значениями магнитной проницаемости, что связано как с деформационными изменениями в структуре стали, так и наличием в этих местах сильномагнитных продуктов коррозии. Таким образом, метод магнитометрии может быть использован для обнаружения в оборудовании криосистем повреждений КР и зон потенциально опасных с точки зрения возникновения таких повреждений.

Глава 5. МЕЖКРИСТАЛЛИТНОЕ РАСТРЕСКИВАНИЕ МЕТАЛЛА КРИОСИСТЕМ.

Межкристаллитным коррозионным повреждениям подвержено оборудование криоеиетем в эксплуатационный цикл которого включаются высокотемпературные технологические разогревы в интервале температур 773 — 973 К, ремонтные сварочные операции. Необходимость технологических разогревов вызвана проведением операций по регенерации активных агентов — наполнителей систем фильтрации, очистки и катализа систем сжижения газов, высокотемпературной газовой продувкой ряда элементов прецизионной техники и оборудования физики высоких энергий. Температурный интервал нагревов при 773 — 973 К характеризуется возникновением и ростом карбидной сетки Ме2зСб в границах зерен стали 12Х18Н12Т (рис. 3.2), определяющей возникновение склонности к МКК.

Наиболее опасными с точки зрения возникновения повреждений металла криоеиетем по механизму МКК являются так называемые «застойные зоны» в оборудовании — то есть зоны, где значительные искривления стенок сосудов, гибов трубопроводов приводят к срыву газового потока и скоплению на поверхности металла коррозионно-агрессивных отложений. Как было показано в гл. З трещины МКК резко охрупчивают сталь 12Х18Н12Т, образцы которой при температуре жидкого гелия разрушаются хрупко. Такие же результаты были получены и при анализе металла оборудования криоеиетем, поврежденных МКК (табл.3.1 и 3.2).

Таким образом, на основании исследования вырезок из металла действующих криоеиетем и анализа свойств образцов опытных плавок (табл. 3.1,3.3,3.14) было установлено, что трещины МКК могут привести к катастрофическим хрупким разрушениям низкотемпературного оборудования. Поэтому в работе была поставлена задача уточнения механизма возникновения трещин МКК в металле оборудования криогенной и низкотемпературной техники, определения путей снижения вероятности возникновения таких дефектов. С целью повышения надежности и безопасности эксплуатации криоеиетем был разработан метод неразрушающего контроля, позволяющий определять зоны оборудования, поврежденные или потенциально склонные к МКК.

5.1 Влияние основных легирующих и примесных элементов на стойкость к МКК стали 12Х18Н12Т.

Возникновение склонности к МКК и скорость роста коррозионных трещин у стали 12Х18Н12Т следует связывать с образованием в границах зерен карбидной сетки Ме2зС6 — (Сг, Ре)2зС6 и обезлегированием по хрому приграничных областей твердого раствора, по которым при низкопотенциальной МКК развивается коррозионная трещина. Скорость роста карбидных частиц в свою очередь связана с температурой разогрева и химическим составом стали, в основном, содержанием углерода, никеля, кремния и примесных атомов замещения.

Благоприятное влияние на стойкость стали 12Х18Н12Т против МКК, могло бы оказать снижение в ней содержания углерода до 0,05−0,03% масс. Однако жесткие требования к прочностным характеристикам материала, закладываемые при. проектировании оборудования потребовали зафиксировать его содержание на достаточно высоком для хромоникелевых сталей уровне — 0,11−0,13% масс.

При фиксированном содержании углерода главную роль в изменении скорости диффузии атомов хрома и углерода в границы зерен играет никель, ускоряющий и облегчающий процесс карбидообразования. Кроме никеля, на свойства приграничных зон стали 12Х18Н12Т будут влиять атомы кремния, замещающие в твердом растворе уходящие во вновь образуемую карбидную фазу атомы хрома, а также фосфор, сегрегирующий в границах зерен при высокотемпературных нагревах.

Поэтому основное внимание при осмысливании процессов, происходящих в стали 12Х18Н12Т при возникновении в ней склонности к МКК было уделено влиянию на этот процесс основных легирующих (никеля и кремния) и примесных (фосфора) элементов. Исследования были проведены на образцах, изготовленных, из опытных плавок стали 12Х18Н12Т с различным содержанием никеля (табл.3.3), кремния и фосфора (табл.5.1).

Показать весь текст

Список литературы

  1. Ю. В. Исследование сопротивления разрушению упрочняемых сталей. Дис. на соиск.уч.ст.д.т.н. — JI.: 1973. — 238 с.
  2. Металлы. Справочник // Пер. с англ. / Под ред. Ю. П. Солнцева. — СПб: ФГУП У КБ МТ «Рубин», 2000. 614 с.
  3. JI. В., Холодковский С. В. Криогенные установки. Атлас технологических схем криогенных установок.- СПб.: СПбГАХПТ, 1995. -64 с.
  4. Криогенное оборудование. Каталог. 2-е издание, переработанное и дополненное. М.: ЦИНТИхимнефтемаш, 1980. — 80 с.
  5. Н.П. Антропов, A.B. Кухарь, В. П. Александров, A.M. Дриц, И. Б. Гинко. Трещиностойкость сплава 1460 в условиях низких температур/ Прочность материалов и конструкций при низких температурах: Сборник трудов: СПбГУНиПТ, 2000.-С. 83−89.
  6. Е. В. Деформация и разрушения стали криогенного назначения в магнитной поле. В кн.: Электрофизические методы и технологии воздействия на структуру и свойства металлических материалов. — Всесоюзная школа-семинар. — JL: 1990.- С. 18−20.
  7. И. Н., Каракишев С. Д., Литвинов В. С. и др. Влияние никеля и хрома на магнитные и кристаллографические превращения в железо-марганцевом аустените // ФММ, 1979, 6. С. 1294−1296.
  8. Металлы. Справочник // Пер. с англ. / Под ред. Ю. П. Солнцева. СПб: ФГУП УКБ МТ «Рубин», 2000. — 614 с.
  9. А. М. Структура, прочность и радиационная повреждаемость коррозионностойких сталей и сплавов.- Челябинск: Металлургия, 1988.656 с.
  10. Namekata Jirou, Kondo Voshihiro, Hiroe Jirou и др. Свойства аустенитной стали 40Мп в переходной области из вязкого в хрупкое состояние //Nihon zairyo kyodo gakkaishi J. Jap. Soc. Stronght and Fract. Mater. 1996, 30, № 3.-P. 105−107.
  11. Г. H. Метастабильность хромомарганцевого аустенита при криогенных температурах и ее влияние на физико-механические свойства сплавов аустенитной области системы Fe-Cr-Mn // ФММ, 1994, 78, 1. С. 114−121.
  12. Л. А., Пахомов О. В. Методы и установки для получения сверхнизких температур. СПб.: СПбГАХПТ, 1995. — 59 с.
  13. С. О., Филиппов Г. А. О механизме влияния азота на пластичность хромомарганцевых сталей // Изд. АН РАН. Металлы, 1997, 2.- С. 105−108.
  14. Jen S. U., Yao Y. D., Huang P. L. И др. Magnetic properties of FeAlMnC steels. J. Appl. Phys, 1990, 67, № 9, Pt2A.- P. 4835−4837.
  15. О. Г., Кацов К. Б. Железомарганцевые сплавы. Киев: Наукова Думка, 1982.- 212 с.
  16. Г. М., Николин Б. И., Лозько В. Е. и др. Структурные исследования высокомарганцевой стали, легированной Mo, Сг и V. Тез. Докл. IV Всесоюзн. сем. «Стали и сплавы для криогенной техники», 1822.11. 1990, Батуми, Киев, 1990. — С. 8.
  17. О. Г., Голубев А. Я., Соколов Б. В. и др. Новые высокопрочные парамагнитные стали с заданным электрохимическим потенциалом коррозии//Вопросы металловедения, 1995, 1.-С. 17−19.
  18. В. С., Петровина И. И. Межкристаллитная коррозия сенсибилизированной стали 08Х18Н10Т в изменяющихся температурно-гидродинамических условиях //Защита металлов, 1999, Т. 35, № 1. С. 4148.
  19. Т. Ф. Высокомарганцовистые стали и сплавы. М.: Металлургия, 1988.-343 с.
  20. Криогенное оборудование. Каталог. 2-е издание, переработанное и дополненное. М.: ЦИНТИхимнефтемаш, 1980. — 80 с.
  21. Basinski Z. S. Experimental Techniques in Low-Temperature Physics White GK (ed) Oxford Umv. Press, 1968.- 164 p.
  22. Honeycombe R. W. K. Understanding alloy steels. Solid Mech, Ach. Solid Mech Div. Univ. Waterloo, 1976, V.l. P. 27−48.
  23. Ю. П., Андреев А. К., Гречнн Р. И. Литейные хладостойкие стали. М.: Металлургия, 1989. — 176 с.
  24. Ю. П., Викулйн А. В. Прочность и разрушение хладостойких сталей. М.: Металлургия, 1995. — 256 с.
  25. Ю. П., Степанов Г. А. Конмтрукционные стали и сплавы для низких температур. М.: Металлургия, 1985. — 271 с.
  26. И. Н., Еголаев В. Ф. Структура и свойства железо-марганцевых сплавов. -М.: Металлургия, 1973. —295 с.
  27. А. П. Металловедение. М.: Металлургия, 1977. — 647 с.
  28. Ю. И., Рац А. В., Банных О. А. И др. Структура азотистого аустенита // Изв. Вузов, Черная металлургия, 1992, № 2. С.
  29. Ю. М., Киреева И. В., Ефименко С. П. и др. Влияние азота на механизм разрушения монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с различной энергией дефектов упаковки. Доклады РАН, 1996, 350, № 1.-С. 39−41.
  30. Ю. Н., Банных О. А. Природа отпускной хрупкости сталей. М.: Наука, 1984. — 239 с.
  31. Miodownik А. P. The concept of two gamma states. Physics and applications of invav alloys. 1978. P. 288−310 (Honda Met. Ser. Mater. Ser. № 3.
  32. В. В., Старченко Е. И., Пущин В. Г. и др. Магнитное упорядочение и механические свойства аустенитных сплавов системы Fe-N? // ФММ, 1986, 62.6. С. 1144−1155.
  33. Boiling G. F. Richman R. H. The Plastic deformation-transformation of paramagnetic FCC Fe-Ni-C alloys. Acta met., 1970, V. 18, № 6. P. 673−681.
  34. И. H., Еголаев В. Ф., Звягинцева Г. Е. и др. Хрупкость аустенитных железомарганцевых сплавов //МиТОМ, 1972, 8. С. 51−53.
  35. О. Г., Мелькер А. Н. Инварность железомарганцевых сплавов ДАН СССР, 1964, Т. 159. С. 74−76.
  36. Ю. Н., Меньшиков А. 3. О природе основного магнитного состояния аустенитных сталей на примере У- Fe72NillCrll сплава // ФММ, 1995,80. 5.-С. 72−88.
  37. Д. С., Пилецкая И. Б., Ширяев В. И. Влияние постоянного магнитного поля на пластическую деформацию железа высокой степени чистоты // ФММ, 1973, 35.2. С. 318−322.
  38. И. Я., Федоров Я. В., Шендер Е. Ф. Антиферромагнитное спиновое стекло в модели Изинга // ЖЭТФ, 1987, 92, 2. с. 710−721.
  39. Ishikawa Y. m Kohgi M., Noda Y. Neutron seottering from antoferromagnetic У FeO, 7NiO, 15CrO, 15 alloy (Non magnetic stainless steel) J. Phys. Soc. Japan, 1979, 39, № 3. — P. 675−683.
  40. В. В., Земцова Н. Д., Старченко Е. И. Влияние магнитного упорядочения на свойства аустенитных сплавов // ФММ, 1983, 55.1. С. 113−124.
  41. А. 3., Шестаков В. А. Магнитные неоднородности в инварных железоникелевых сплавах // ФММ, 1977, 43.4. с. 722−733.
  42. JI. В., Черник М. М., Кудрявцев Ю. В. Прямое и обратноемартенситное превращение в сплавах. В сб. трудов II Всесоюзн. конф. «Стали и сплавы криогенной техники», Харьков, 1983.-С. 41.
  43. В.В., Старченко Е. И., Пушин В. Г. Магнитное упорядочение и механические свойства аустенитных сплавов системы Fe-Ni // ФММ, 1986, 62.6.-С. 1144−1155.
  44. А. 3., Сидоров С. К., Теплых А. Е. Магнитное состояние сплавов в области критической концентрации // ФММ, 1978, 45.5. С. 949−957.
  45. А. К., Blanckenhagen P. V. Antiferromagnetic order in Y-FeNiCr stainless steel. JMMM, 1983, 40. P. 227−231.
  46. A. 3. Теплых A. E. О сохранении дальнего магнитного порядка в неэргодической возвратной фазе // ФММ, 1990, 32.3. С. 668 675.
  47. И. Н., Брауде И. С., Скибина JI. В. и др. О фазовом составе железохромоникелевых сплавов, деформируемых при низких температурах. В сб.: Прикладное криогенное и вакуумное материаловедение. — Киев: Наукова думка, 1991.-е. 97−100.
  48. О. А., Ковнеристый Ю. К. Стали для работы при низких температурах. М.: Металлургия, 1969. — 191 с.
  49. А. М. Структура и радиационное распухание сталей и сплавов. М.: Энергоатомиздат, 1983. — С. 56.
  50. А. 3., Такзей Г. А., Теплых А. Е. Спиновое стекло в сплавах У (Ni80-CFeC)Cr20 // ФММ, 1982, 54.3. с. 465−472.
  51. А. М., Васильев Н. Е. Влияние ранних стадий распада на упрочнение и охрупчивание мартенситной нержавеющей стали //МиТОМ, 1979, 1.-С. 37−40.
  52. Я. С., Финкелыитейн Б. Н., Блантер М. Е. Физическое металловедение. М.: Металлургиздат, 1955. — 724 с.
  53. Ли Пен, Джан Юшан, Тан Ю. и др. Влияние карбидов по границам зерен на прочность при растяжении нержавеющей стали 15Cr-25Ni // Далянь лигун дасюэ сюэбаю, 1990, 30, № 5. с. 547−551.
  54. Н. В., Хейфец Р. Г. Изменение тонкой структуры аустенита в процессе циклической рекристаллизации // Изв. Вузов, Черная металлургия, 1991,5.-е. 67−70.
  55. Р. Г., Кайбышев О. А., Салищев Г. А. Динамическая рекристаллизация в нержавеющих сталях ферритного, аустенитного и аустенитно-ферритного классов // ФММ, 1992, 4. — С. 132−141.
  56. С. О., Тавадзе JI. Ф., Гогнашвили М. А. Содержание Сг и Ni и механические свойства сплавов системы Fe-Cr-Ni. Тез. Докл. IV Всесоюзн. сем. «Стали и сплавы для криогенной техники», 18−22.11. 1990, Батуми, Киев, 1990. — С. 23−24.
  57. В. В., Уваров А. И. Упрочнение аустенитных сталей. М.: Наука, 1989.-270 с.
  58. Ю. Н., Журавлев JI. Г., Внуков В. Ю. и др. Влияние распада аустенита на коррозионное растрескивание и свойства хромомарганцевых сталей с азотом // ФММ, 1990, 1. С. 99−107.
  59. Э. Г., Свистунова Т. В. Влияние структуры и прочности на сопротивление коррозии коррозионно-стойких сталей и сплавов в средах, содержащих сероводород и хлор-ион // МиТОМ, 1994, № 3. С. 20−25.
  60. В. И., Гиджон В. В., Данильченко В. Е. Влияние термоциклирования на мартенситное превращение в железоникелевых сплавах//ФММ, 1991, № 1.-С. 159−165.
  61. Р. Г., Кайбышев О. А., Салищев Г. А. Изменение структуры и свойств аустенитной коррозионностойкой стали при динамической рекристаллизации//МиТОМ, 1993, 9.-С. 14−22.
  62. Э. В., Терещенко Н. А., Уваров А. И. и др. Физические свойства азотосодержащих аустенитных сталей в условиях антиферромагнитного упорядочения // ФММ, 1995, 80.1. С. 76−83.
  63. . Б., Камышанченко Н. В., Неклюдов И. М. и др. Структура и свойства сплавов. М.: Металлургия, 1993. — 317 с.
  64. К. Н., Cornee A., Baustian К. Application of fracture mechanics principles to austenitic steels. GK Ss Rept.- 1995, № 52. P. 193−207.
  65. . С., Солнцев Ю. П. Межкристаллитная коррозия основной фактор ускоренного разрушения оборудования из аустенитных сталей // Балтийские металлы, 2000, № 2. — С. 18−21.
  66. А. Н., Крикун В. П., Нихаенко Ю. Я. Некоторые особенности коррозионного растрескивания оборудования в сернокислых средах // 3. М., 1999, 35.3.-С. 321−323.
  67. А. М., Тихонов А. Н. Коррозия металлов в ядерном энергомашиностроении. СПб.: Политехника, 1994. — 96 с.
  68. Э. Г., Шлямнев А. П. Структура и свойства низкоуглеродистых азотсодержащих аустенитно-ферритных коррозионностойких сталей // МиТОМ, 1995, № 9. С. 10−15.
  69. Т. В., Шлямнев А. П. Коррозионностойкие стали и сплавы. Состояние и направления развития // 3. М., 1996, 32, № 5. № 346−348.
  70. . И. Современные коррозионностойкие аустенитно-ферритные стали (Обзор) // МиТОМ, 1997, 10. С. 20−29.
  71. И. И., Сагарадзе В. В., Хакимова О. Н. и др. Коррозионностойкие стали с нитридным упрочнением // ФММ, 1990, № 7. -С. 179−183.
  72. А. М., Горынин И. В., Азбукин В. Г. Жаропрочность и стойкость против межкристаллитной коррозии сплавов типа Х20Н45. — JL: ЛДНТП, 1971.-28 с.
  73. В. Б., Проскурин В. В. Влияние скорости нагружения на пластическую деформацию коррозионностойких мартенситно-аустенитных сталей при криогенных температурах // МиТОМ, 1994, 2. — С. 33−36.
  74. В. В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986. — 224 с.
  75. И. Я. Влияние деформаций на коррозионную стойкость нержавеющих Cr-Ni сталей типа 18−8. Автореф. на соиск. уч. степ. к. т. н.: М.: 1966, Моск. ин-т нефтехимической и газовой промышленности. — 18 с.
  76. Konno Kaoru, Chiba Hroyunki. Влияние напряжений на возникновение склонности к межкристаллитной коррозии нержавеющей стали // Тэцу то хаганэ. J. Iron and Steel Jnst! Jap., 1990, 76, № 9. P. 1504−1511.
  77. Оше E. JI., Лоскутов А. И., Алексеев В. Н. и др. Влияние пластической деформации на формирование химического состава и дефектной структуры сложных поверхностных оксидов при термоциклировании стали 12Х18Н10Т //З.М., 1990, 26, № 6. С. 935−941.
  78. И. И., Фрейман Л. И. О механизме влияния молибдена на стойкость против питтинговой коррозии аустенитной нержавеющей стали // Коррозия и защита металлов. Тез. Докл. 12 Пермской конф. -Пермь: 1990.-С. 53.
  79. А. П., Малинов Л. С. Свойства и превращение в хромомарганцевых коррозионностойких сталях // МиТОМ, 1994, 2.-С. 28−32.
  80. И. П., Никитина Н. В., Карманчук И. В. Упрочнение на пределе текучести текстурированных поликристаллов аустенитной азотистой нержавеющей стали // ФММ, 1994, 77. 5. С. 162−171.
  81. Э. Г., Савина Л. Я. Влияние серы, марганца и титана на высокотемпературную пластичность и коррозионную стойкость коррозионностойких сталей // МиТОМ, 1993, 4. С. 32−34.
  82. В. В. Влияние повышенного (до 2%) содержания кремния на коррозию термически упрочненной низкоуглеродистой стали при переменном нагружен и и//3. М., 1999, 35.2.-С. 217−218.
  83. О. В. О влиянии кремния на коррозионную стойкость аустенитных нержавеющих сталей в силькоокислительных средах, содержащих добавки фторида и фосфор // 3. M., 1996, 32.3. С. 243−245.
  84. Verohan L., Godes В. Vpliv silicija yf izbosanje korozijske odpornosti j eklenih litin. Kov., Zlit. Technol., 1996, 30, № 3−4. C. 245−250.
  85. JI. П. Влияние примесного кремния на межкристаллитную коррозию стали 03Х18Н11 и ее совершенствование применительно к средам азотной промышленности. Автореферат на соиск. уч. степ. к. т. н. -М.: НИФХИ, 1982.-21 с.
  86. В. А., Дерягин А. И., Сагарадзе В. В. Индуцированное холодной деформацией перераспределение легирующих элементов и изменение магнитных свойств стабильных аустенитных хромоникелевых сталей // ФММ, 1993, № 2. С. 91 -99.
  87. В. И., Суворова С. О., Грикуров Г. К. О механизме влияния легирующих элементов на пластичность сплавов системы железо-хром-марганец со структурой аустенита // ФММ, 1991, № 10. С. 182−186.
  88. Г. Металлофизика. М.: Мир, 1971. — 503 с.
  89. А. М. Структура, прочность и пластичность нержавеющих и жаропрочных сталей и сплавов, применяемых в судостроении. М.: Судостроение, 1972. — 288 с.
  90. Антиферромагнетизм / Под ред. Вонсовского С. В. М.: ИЛ, 1956. -653 с.
  91. Дж. Физика металлов. Ч. 1. Электроны. М.: Мир, 1972. -463 с.
  92. Дж. Эффективное поле в теории магнетизма. М.: Мир, 1968. — 268 с.
  93. И. П., Макара В. А., Канецкий С. П. и др. Влияние s-d гибридизации на электропроводность сплавов переходных металлов // Металлофизика, 1997, 18, 12.-С. 13−20.
  94. P. M., Ainadjela К., Zhang S. и др. Interhayer exchange coupling and magnetoresistance of transition metal structures (invited) T. Appl. Phys. 1990, 67,№ 3, 28.-P. 5914−5919.
  95. .С. Теоретический и экспериментальный анализ магнитных, фазовых превращений и свойств аустенитостабильных криогенных сталей. Диссертация на соискание уч. ст. д.т.н. С-Пб, С-Пб ГУНТиПТ, 2000, 352с.
  96. Р. В., Чугунова Г. П., Бузиелло Г. Линейная динамическая восприимчивость изингового спинового стекла в поперечном поле при низких температурах // ФММ, 1999, 87. 6. С. 49−56.
  97. Ю. К. Исследование дальнего антиферромагнитного порядка в Y-Fe72Nil6Mnl6 монокристалле при переходе в возвратную зону//ФММ, 1993, 76.2.-С. 165−168.
  98. Л. М., Гликман Е. Э., Карк Г. С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. М.: Металлургия, 1987. — 222 с.
  99. Nathans R., Pickart S. J. Neutron magnetics seattering from f.c.c. iron alloys. J. Phys. Chem. Solids, 1964, 25.-P. 183−186.
  100. . С. Влияние температуры и холодной деформации на стабильность структуры и свойства аустенитных сталей криогенного назначения. Автореф.дисс. на соиск. уч. степени к. т. н. JI.: ЛПИ, 1982. -С. 16.
  101. А. И., Завалишин В. А., Коломиец Н. П. Влияние пластической деформации и отжига на магнитные свойства аустенитной стали 90Г14Ю1 //ФММ, 1995, 79.6.-С. 107−113.
  102. О.Д. Оже-спектроскопия в применении к исследованиям поверхности сложных эмиттеров. М.: Ин-т электроники, 1970. — С. 79.
  103. Obata Mitsuo, Ito Yuichi, Furuya Yasubumi, Iijima Katsumi и др. Неразрушающий анализ охрупчивания роторной стали 3Ni-Cr-Mo-V. Нихон кикай гаккай ромбунао = Trans. Jap. Soc. Mech. Eng. A., 1990, 56, № 527.-P. 1677−1684.
  104. Г. А., Гребенкж Ю. П., Сыч И. И. Низкотемпературные магнитные свойства инварных сплавов Fe-Ni и Fe-Ni-Mn // IV Всесоюзн. семинар: Стали и сплавы криогенной техники, Батуми, 18−22.1990, Киев: Наукова думка, 1990. С. 75−76.
  105. N. Влияние Mn на магнитное превращение в Mo-Cr-Mn стали. Дзайре то пуросэсу = Grr. Adv/ Mater and Proc. 1990, 3, № 3. С. 287.
  106. Takemoto Toshihiko, Murata Vasushi, Tanaka Teruo. Effect of alloying elements and thermomechanical treatments on mechanical and msgnetic properties of Cr-Ni austenitic stainless steel. IsiJ. International, 1990, 30, № 8. -P. 608−614.
  107. M. А. Расчет атомных конфигураций дефектов упаковки в аустените. В сб.: Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей.-М.: Наука, 1986.-С. 147−150.
  108. Ю. Н. Об энергии дефектов упаковки в аустенитных сталях. -В сб.: Стали и сплавы криогенной техники. Киев: Наукова думка, 1977. -С. 73−78.
  109. Э. И. Супермагнетизм, миктомагнетизм и антиферромагнетизм аустенитных нержавеющих сталей. Тез докл. Междунар. Конф. «Криогенные материалы и их сварка». — Киев: Наукова думка, 1984.-С. 9.
  110. Ф. Ф. Низкотемпературные теплосмены и их влияние на структурное состояние и механические свойства металлов и сплавов. — Тез докл. Межд. Конф.: Криогенные материалы и их сварка. Киев: Наукова думка, 1984.-С. 10.
  111. Е. А., Олесов В. Н., Смирнов Л. В. О влиянии сильных магнитных полей на аустенитные стали при низких температурах. Тез докл. Междунар. Конф. «Криогенные материалы и их сварка». — Киев: Наукова думка, 1984. — С. 7.
  112. Е. В. Деформация и разрушение стали криогенного назначения в магнитном поле. В сб.: Электрофизические методы и технологии воздействия на структуру и свойства металлических материалов. Всесоюзная школа-семинар. — Л.: 1990. — С. 18−20.
  113. В. Л., Сарычев В. Д., Гузимова Л. Н. и др. Влияние импульсных магнитных полей на структуру и свойства металлических сплавов // Изв. Вузов. Ч. М., 1990, 10. С. 77−79.
  114. Tanaka Hideki, Kondo Nobuhiro, Fujita Kouzou и др. Superession of ciyogenic intergranular fracture through heat treatments and roles of born in hagh manganese non-magnetic steels. ISIS International, 1990, 30, № 8. P. 646−655.
  115. Klimenko I. N. Anomaly of the yield stress and magneric state in Y- Fe-18Cr-Ni alloys. Acta met. et mater, 1990, 38, № 3. P. 709−803.
  116. И. И., Сагарадзе В. В. Низкотемпературное упрочнение аустенитных сталей при антиферромагнитном упорядочении. Тез. Докл. IV Всесоюзн. Семинара «Стали и сплавы для криогенной техники», 1822.11. 1990, Батуми, Киев, 1990. — С. 42−43.
  117. И. Н., Звигинцева Г. Е. Влияние магнитного состояния аустенита в Fe-Mn сплавах на фазовые превращения и механические свойства. В кн.: Структура и свойства немагнитных сталей. — М.: Наука, 1982.-С. 68−72.
  118. Н. В., Рюхин В. В., Горбунов С. А. Эмиссионный спектральный микроанализ. -JI.: Машиностроение, 1971.-214 с.
  119. Г. Г. Микромеханические исследования свойств металлов и сплавов. Киев: Наукова думка, 1974. — 244 с.
  120. А. М., Пущин В. Г., Блинов С. Г. Влияние холодной пластической деформации на структуру и механические свойства аустенитной стали 40Г11Н10Ю5Ф//ФММ, 1991, 11.-С. 192−199.
  121. А. И., Зельдович В. И., Риикевич О. С. и др. Структура и механические свойства аустенитных сталей, упрочненных ударными волнами и старением//ФММ, 1994, 78. 3.-С. 143−153.
  122. Ю. П., Ермаков Б. С., Вологжанина С. А. Новые разработки кафедры технологии металлов и металловедения.// Прочность материалов и конструкций при низких температурах. Тезисы докладов 5 научно-технического семинара. СПбАХПТ, СПб, 1999, с. 3 12.
  123. В. В., Герасимова В. В. Коррозионное растрескивание аустенитных нержавеющих сталей. М., Металлургия, 1976, 174 с.
  124. Коррозия. Справочник под ред. Шрайера Л. JI. М., Металлургия, 1981,632 с.
  125. Эванс Ю Р. Коррозия и окисление металлов М., Машгиз, 1962, 854 с.
  126. А. В., Ермаков Б. С., Вологжанина С. А. Овлиянии примесных элементов на стабильность сталей 08X18Н(11−13) против МКК. // Вестник УГТУ-УПИ, № 1,1999, с. 49 50.
  127. В. И., Ребиндер П. А., Капенко Г. В. Влияние поверхностно-активной среды на процесс деформирования металлов. М., Изд. АН СССР, 1964, 207 с.
  128. . С., Солнцев Ю. П., Вологжанина С. А ., Козаченко A.B. Эксплуатация хромоникелевых сталей в условияхмежкристллитнойкоррозии при температурах от 4,2 до 900 К. Изв.ВУЗов. Черная металлургия. 2001, 1, с.40−43.
  129. Ю. П., Ермаков Б. С., Вологжанина С. А. Перспективные направления низкотемпературного металловедения. Балтийские металлы.2000, 5, с. 16−17.
Заполнить форму текущей работой

Сессия? Спокойно!