автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Особенности фазовых и структурных превращений в рационально легированных сталях для производства высокопрочных труб, стойких к воздействию сред, содержащих сероводород

На правах рукописи

0034682Э0

Рыжков Максим Александрович

ОСОБЕННОСТИ ФАЗОВЫХ И СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В РАЦИОНАЛЬНО ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ ДЛЯ ПРОИЗВОДСТВА ВЫСОКОПРОЧНЫХ ТРУБ, СТОЙКИХ К ВОЗДЕЙСТВИЮ СРЕД, СОДЕРЖАЩИХ СЕРОВОДОРОД

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка

металлов

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание учёной степени кандидата технических наук

1 о ДЕК 2009

Екатеринбург - 2009

003488290

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металлов ГОУ ВПО «УГТУ - УПИ имени первого Президента России Б. Н. Ельцина» и в ОАО «Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности»

Научный руководитель: доктор технических наук, профессор

Пышминцев Игорь Юрьевич

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор

Филиппов Михаил Александрович, УГТУ-УПИ

Ведущее предприятие: ОАО «Уральский институт металлов»

Защита диссертации состоится «25» декабря 2009 г. в 15 ч 00 мин, в ауд. Мт-329 на заседании диссертационного совета Д 212.285.04 в ГОУ ВПО «УГТУ - УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» по адресу: 620002, Екатеринбург, К-2, ул. Мира 19, УГТУ-УПИ.

Телефон: (343)375-45-74, факс (343)375-48-03. С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО «УГТУ -УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина»

Автореферат разослан «23» ноября 2009 г.

Ученый секретарь

кандидат физико-математических наук Задворкин Сергей Михайлович, Институт машиноведения УрО РАН

диссертационного совета Д 212.285.04

Шилов В. А.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы

Истощение наиболее доступных месторождений нефти и газа приводит к тому, что во всем мире растет интерес к разработке месторождений с так называемыми «кислыми» средами (с высокой концентрацией сероводорода - H^S), вызывающими деградацию механических свойств сталей.

В результате необходима разработка эффективных методов производства высокопрочных сталей (с пределом текучести более 550 МПа) с улучшенными характеристиками сопротивления сульфидному растрескиванию под напряжением (СРН) и водородному охрупчиванию (ВО). Стойкость к СРН и ВО является структурно-чувствительными свойством, и достижение требуемых характеристик обеспечивается повышением «металлургического» качества сталей, с одной стороны, а также выбором химического состава и режима термической обработки, обеспечивающим оптимальную микроструктуру, с другой.

Достижение высокой прочности рационально легированных сталей при сохранении их стойкости к СРН необходимо обеспечивать с учетом особенностей структурных и фазовых превращений при термической обработке материалов, изготовленных на современном металлургическом оборудовании с соответствующим ему уровнем качества выпускаемой продукции. Коренная реконструкция мощностей металлургического, прокатного и термического передела трубной промышленности РФ, осуществляемая в последние годы, создала предпосылки освоения производства труб из рационально легированных сталей, стойких к воздействию особо агрессивных Н28-содержащих сред.

Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной деятельности кафедры Термообработки и физики металлов ГОУ ВПО «УГТУ - УПИ имени первого Президента России Б. Н. Ельцина» в рамках госбюджетных научно-исследовательских работ:

№ 2218 «Исследование фазовых и структурных превращений в металлах и сплавах, обладающих полиморфизмом» (2007-2011 гт.) - единый заказ-наряд Минобрнауки РФ, проекта в аналитической ведомственной целевой программе «Развитие научного потенциала высшей школы (2009-2010 гт.)» (тема № 2244) и «Программы научно-технического сотрудничества ОАО «ТМК» и ОАО «ГАЗПРОМ» на 2006-2009 гг.».

Цель работы и задачи исследования. Основная цель настоящей работы состояла в определении закономерностей формирования микроструктуры и фазового состава современных трубных сталей в процессе термической обработки, одновременно обеспечивающей высокие прочностные свойства исследуемых материалов и необходимый уровень их стойкости к СРН. В соответствии с этим в настоящей работе были поставлены следующие задачи:

1. Установить особенности превращений, протекающих в среднеуглеродистых низколегированных Сг-Мо-У сталях, при различных условиях термической обработки.

2. Определить влияние микроструктуры, формирующейся в процессе термической обработки, на сопротивление СРН и ВО, соответственно, при и после воздействия среды, содержащей сероводород.

3. Обобщить закономерности разрушения исследуемых сталей при одновременном воздействии агрессивной среды и внешнего растягивающего напряжения.

4. Разработать рекомендации по рациональному выбору составов сталей и условиям их термической обработки, обеспечивающим стойкость высокопрочных труб к СРН и ВО.

Научная новизна

1. Экспериментально подтверждены возможность реализации бездиффузионного механизма образования аустенита при непрерывном нагреве сталей 20Х1МФА, 26ХМФА-3 и 40ХМФА со скоростями более 10 °/с и протекание процесса «самоотпуска» мартенсита при непрерывном

охлаждении стали 26ХМФА со скоростью 46,5...67,0 °/с при реализации превращения по третьей ступени.

2. Установлено, что макроскопически хрупкое разрушение сталей типа 26ХМФА с пределом текучести 560...970 МПа в процессе СРН при уровне приложенных напряжений 80...90 % от минимального нормированного предела текучести соответствующих им групп прочности имеет смешанный характер, т. е. на различных стадиях микроскопически наблюдаются участки, характерные как для хрупкого, так и для вязкого разрушения.

3. Определено, что основное значение для обеспечения стойкости к СРН имеет сопротивление исследуемых сталей зарождению коррозионной квазихрупкой трещины, которое обеспечивается формированием в них структуры сорбита отпуска с мелкими, равномерно распределенными карбидами на основе Ре, Мо и Сг. При этом морфология карбидной фазы влияет на ВО, проявляющееся на завершающей стадии СРН - вязком «доломе», где относительное снижение пластичности при равной прочности определяется наличием в стали продуктов отпуска бейнита.

4. Установлено, что увеличение содержания Мо от 0,17 до 0,77 масс. % в сталях типа 26ХМФА, не оказывает определяющего влияния на ВО в случае формирования перед отпуском мартенситной структуры. В то же время, более высокое содержание Мо при идентичных условиях термической обработки способствует формированию микроструктуры, обеспечивающей улучшенную стойкость к СРН при повышенном пределе текучести стали (более 758 МПа).

Практическая значимость

1. На основе литературных данных и результатов проведенных исследований разработана и апробирована оригинальная методика построения термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита в исследуемом классе низколегированных сталей, используемая в лаборатории Структурных методов анализа и свойств материалов и

наноматериалов Центра коллективного пользования ГОУ ВПО «УГТУ -УПИ имени первого Президента России Б. Н. Ельцина».

2. Построены термокинетические диаграммы образования аустенита при непрерывном нагреве сталей 20Х1МФА, 26ХМФА-3 и 40ХМФА, а также термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита в исследуемых сталях, что позволяет скорректировать режимы их термической обработки, особенно при локальной термической обработке зоны сварного соединения бурильных труб с приваренными соединительными замками.

3. Выпуск опытно-промышленных партий обсадных и насосно-компрессорных труб показал, что использование установленных закономерностей фазовых и структурных превращений при разработке условий закалки и отпуска исследуемых среднеуглеродистых рационально легированных Сг-Мо-У сталей с заданным содержанием Мо обеспечивает стойкость к СРН при нагрузках, составляющих 80...90 % от минимального нормированного предела текучести.

На защиту выносятся следующие основные положения и результаты:

1. Особенности и количественные закономерности фазовых превращений в исследуемых сталях при нагреве в аустенитную область и последующем охлаждении.

2. Влияние условий термической обработки на изменение свойств исследуемых сталей после воздействия среды, содержащей Н28.

3. Общие закономерности процессов разрушения исследуемых сталей при испытаниях на стойкость к СРН и в результате ВО при испытаниях на статическое растяжение.

4. Результаты определения стойкости исследуемых сталей к СРН после термической обработки в условиях современного трубного производства.

Апробация работы. Материалы диссертации были доложены и обсуждены на XIII и XV Международной научно-практической конференции «Трубы-2005» и «Трубы-2007», Челябинск, 2005 и 2007 гг.; X и XI отчетной конференции молодых ученых ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, Екатеринбург, 2006 и 2007 гг.; XVII конференции Петербургские Чтения по проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2007 г.; VI, VII и VIII Уральской школе-семинаре металловедов-молодых ученых, Екатеринбург, 2004, 2006 и 2007 гг.; XIX Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Екатеринбург, 2008.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 11 печатных работ, две из которых - в изданиях, рекомендованных ВАК РФ.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, заключения и списка литературы; изложена на 205 страницах, включает 71 рисунок, 18 таблиц; список литературы содержит 103 наименования.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении обоснована актуальность диссертации, дано общее направление работы.

В первой главе дан аналитический обзор литературы по исследуемой проблеме. Описаны общие представления о процессе коррозионного и сульфидного растрескивания под напряжением (КРН и СРН), а также механизмы зарождения и распространения трещины в процессе КРН. Отдельное внимание уделено влиянию водорода, адсорбированного материалом, на протекание указанных процессов. Рассмотрены основные методы исследования и качественной оценки процессов КРН и СРН. Систематизированы данные о принципах формирования химического состава низколегированных сталей, стойких к

СРН, и вопросах термической обработки и производства труб из них. Поставлена цель работы и сформулированы задачи исследования.

Во второй главе описаны материалы и методики исследования. Материалом исследования в настоящей работе служили низколегированные стали промышленной выплавки, используемые для производства обсадных, насосно-компрессорных и бурильных труб. Химический состав исследуемых сталей приведён в табл. 1.

Таблица 1

Химический состав исследуемых сталей*, масс. %

Марка стали С Мп Si S Р Cr Mo V Ni Си

20Х1МФА 0,22 0,58 0,26 0,004 0,005 0,85 0,25 0,06 0,01 0,12

22Х1МФА 0,24 0,63 0,32 0,005 0,008 1,12 0,33 0,05 0,01 0,08

26ХМФА 0,25 0,60 0,28 0,009 0,005 0,97 0,17 0,05 0,06 0,01

26ХМФА-2 0,25 0,55 0,28 0,006 0,013 0,86 0,52 0,05 0,07 0,02

26ХМФА-3 0,25 0,56 0,25 0,006 0,009 0,85 0,77 0,05 0,07 0,01

40ХМФА 0,42 0,62 0,25 0,007 0,010 0,90 0,20 0,14 0,09 0,06

* - основа Fe, остаточное содержание AI - не более 0,04 масс. %

Металлографический анализ осуществлялся с применением оптических микроскопов «Neophot 21», «Olympus GX51» и «Nikon Epiphot 200», а также растровых электронных микроскопов «Philips SEM 535», «Jeol JSM-5900LV» и «Jeol JSM-6490LV». Микрорентгеноспектральный анализ проводился на растровых электронных микроскопах «Jeol JSM-5900LV» и «Jeol JSM-6490LV», оснащенных энергодисперсионными микроанализаторами, при ускоряющем напряжении 20 кВ. Детальное изучение микроструктуры материалов проводились на просвечивающем электронном микроскопе ЭМВ-ЮОЛ при ускоряющем напряжении 100 кВ.

При изучении закономерностей превращений при нагреве и охлаждении исследуемых сталей использовались данные дилатометрическических исследований, проведенных на цилиндрических образцах диаметром ~3,0 мм и длиной -10,0 мм на закалочном дилатометре «Linseis L78 R. I. Т. А.». Расчет доли распавшегося аустенита

8

производился по «правилу рычага», приведенному в стандарте ASTMA1033. Испытания на прокаливаемость исследуемых сталей проводились методом торцовой закалки, в том числе согласно ГОСТ 5657. Прокаливаемость сталей определялась по критерию «получения в структуре 90 % мартенсита» в соответствии со стандартом API 5СТ / ISO 11960. Твердость сталей после различных термических воздействий определялась по Роквеллу по шкале С (в соответствии с ГОСТ 9013) и по Виккерсу (согласно ГОСТ 2999). В случае необходимости перевод значений твердости осуществлялся в соответствии с таблицами, представленными в стандарте ASTM El40.

Дифференциальный термический анализ проводился на приборе синхронного термического анализа «Netzsch STA 449 С».

Испытания на растяжение проводились согласно ГОСТ 1497 на продольных пятикратных образцах диаметром 6,0 мм на испытательных машинах ИР-5057 и Instron 3382. Ударная вязкость определялась по ГОСТ 9454 на продольных образцах с V-образным надрезом на маятниковом копре МК-30.

i

Испытания исследуемых сталей на стойкость к СРН проводились в соответствии со стандартом NACE ТМ0177 по методу А на образцах диаметром 6,35 мм в испытательном растворе А (раствор, содержащий 5 масс. % хлорида натрия NaCl и 0,5 масс. % кристаллической уксусной кислоты СНзСООН, растворенных в дистиллированной воде и насыщенный сероводородом при pH 2,6...2,8) при нагрузках 80...90 % от минимального нормированного предела текучести соответствующих материалам групп прочности в течение 720 ч. Наводороживание образцов из исследуемых сталей производилось в аналогичной среде в течение 96 ч.

Для измерения эффектов амплитудно-зависимого внутреннего трения (АЗВТ) в исследуемых сталях использовался прямой крутильный маятник, оборудованный следующими системами: полуавтоматического определения логарифмического декремента свободных колебаний образца

диаметром 6,0 мм; возбуждения крутильных колебаний образца в диапазоне деформации (2...400)х10'5 по относительному углу закручивания и намагничивания рабочей части образца магнитным полем напряженностью ~2400 А/м.

В третьей главе представлены результаты исследования кинетики фазовых превращений в исследуемых сталях при нагреве в аустенитную область и последующем охлаждении.

Учитывая важность значений критических температур А^ и Асз при назначении режимов термоулучшения исследуемых сталей, а также их изменение при варьировании скорости нагрева, на образцах из сталей 20X1МФА, 26ХМФА-3 и 40ХМФА были определены указанные критические температуры при различных условиях нагрева. В результате было зафиксировано снижение температуры Ас1 с 759±6 до 738±7 °С при увеличении скорости нагрева стали 20Х1МФА от 1,0 до 100,0 7с соответственно; с 771±6 до 743+7 °С и с 768±7 до 746±7 °С при увеличении скорости нагрева сталей 26ХМФА-3 и 40ХМФА от 10,0 до 100,0 % соответственно, что объясняется реализацией бездиффузионного механизма образования аустенита в исследуемых сталях при а—>у-превращении.

При определении критических точек остальных исследуемых сталей реализовывалась скорость нагрева, составляющая ОД °/с. Критические температуры Ас1 и Ас3 сталей 20Х1МФА, 22Х1МФА, 26ХМФА, 26ХМФА-2 и 26ХМФА-3 с учетом погрешности измерений практически совпадают, составляя -750 и ~830 °С соответственно, что связано с незначительным влиянием отличий по суммарному содержанию легирующих элементов в исследуемых сталях на положение их критических точек при нагреве с указанной скоростью. Увеличение содержания углерода от 0,22 до 0,42 масс. % (на примере сталей 20Х1МФА и 40ХМФА) при нагреве со скоростью 0,1 7с (с учетом

погрешности измерений) не влияет на положение температуры Ась но приводит к закономерному уменьшению температуры Ас3 (на ~38 °С).

По результатам исследования кинетики распада переохлажденного аустенита в исследуемых сталях было определено, что при охлаждении от 1А = 900 "С в стали с 0,22 масс. % углерода (20Х1МФА) верхняя критическая скорость закалки лежит в интервале 26,8...47,5 7с, а при содержании углерода, составляющем 0,42 масс. % (в стали 40ХМФА) - в интервале 4,9...9,8 °/с, т. е. для того, чтобы реализовать превращение по третьей ступени, возможно охлаждать сталь (40ХМФА) со скоростью, которая в четыре раза меньше аналогичной для стали с вдвое меньшим количеством углерода (20Х1МФА).

Также из анализа термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита в исследуемых сталях следует, что при равном содержании углерода наиболее сильное влияние на характер распада по второй ступени оказывает содержание молибдена. При охлаждении от IА = 900 °С в стали с 0,17 масс. % Мо (26ХМФА) верхняя критическая скорость закалки лежит в интервале 46,5...67,0 °/с, при содержании Мо, составляющем 0,52 масс. % (в стали 26ХМФА-2) - в интервале 29,0...48,0 7с, при содержании Мо, составляющем 0,77 масс. % (в стали 26ХМФА-3) - в .интервале 18,6...29,0 7с. Т. е. увеличение содержания Мо в исследуемых сталях в четыре раза приводит к уменьшению верхней критической скорости закалки в два раза.

Установлено, что при увеличении содержания Мо от 0,17 до 0,52 масс. % (стали 26ХМФА и 26ХМФА-2) наблюдается «слияние» областей превращений по второй и третьей ступени, т. е. согласно дилатометрическим данным распад переохлажденного аустенита в сталях 26ХМФА-2 и 26ХМФА-3 при скоростях охлаждения, превышающих нижнюю критическую скорость закалки, проходит непрерывно.

На примере стали 26ХМФА подтверждена возможность протекания процесса «самоотпуска» при реализации закалочного охлаждения от I д = 900 °С, что подтверждается тем, что наряду с участками реечного (или пакетного) мартенсита в структуре материала наблюдаются участки, характерные для микроструктуры «отпущенного мартенсита». Кроме того, в исследуемых материалах при реализации превращения переохлажденного аустенита по третьей ступени зафиксировано снижение твердости дилатометрических образцов при уменьшении скорости их охлаждения, а также некоторый «положительный» тепловой эффект, который фиксируется на соответствующих им кривых охлаждения, что, согласно литературным данным, объясняется практически параллельным протеканием процессов образования и «самоотпуска» мартенсита.

В четвертой главе изучено влияние условий термической обработки на изменение свойств исследуемых сталей после воздействия среды, содержащей Н28.

Показано, что при идентичных температурно-временных условиях отпуска образцы из стали марки 26ХМФА, закаленные на твердость ~40,5 НКС (40...42 Ш1С) с получением верхнего и нижнего бейнита, мартенсита и мартенсита «самоотпуска», продемонстрировали более интенсивное разупрочнение и более высокие значения относительного сужения по сравнению с образцами, закаленными на твердость ~46,5 НЯС (45...47 Ш1С) с получением мартенсита и мартенсита «самоотпуска».

После выдержки . в Н28-содержащей среде, независимо от микроструктуры образцов из стали 26ХМФА, зафиксированной перед отпуском, в большинстве случаев наблюдается небольшое повышение предела текучести (на ~10...20 МПа) и значительное уменьшение относительного сужения в результате охрупчивающего воздействия водорода.

Однако, уменьшение пластичности после отпуска в идентичных условиях стали 26ХМФА с исходной микроструктурой на основе

продуктов превращения по второй и третьей ступени проявляется значительнее, чем в стали с исходной мартенситной структурой (рис. 1).

40

35

Ü 30

25

о

0

X

1 20 н

о

А Ц

о

S X

о 3 л X 0)

5 >

15

10

•

р

• Уо

• с '1U

^г 0 . 1 ■!

-г ~ 1

и

550 600 650 700 750 800 850 900 950 1000 Среднее значение предела текучести материала (без выдержки и после выдержки в модельной среде), МПа

Рис. 1. Уменьшение пластичности материалов, созданных на базе стали марки 26ХМФА, после термоулучшения и выдержки в HjS-содержащей среде в зависимости от среднего значения предела текучести и микроструктуры перед отпуском: • - верхний и нижний бейнит, мартенсит и мартенсит «самоотпуска» (0,17 масс. % Мо); О, □- мартенсит и мартенсит «самоотпуска» (0,17 и 0,77 масс. % Мо)

Вполне очевидно, что это связано с особенностями распределения карбидной фазы в верхнем бейните и её эволюцией в процессе последующего высокого отпуска, т. к. в результате отпуска верхнего

бейнита был зафиксирован рост относительно крупных карбидов и увеличение неоднородности их распределения по объему материала.

Экспериментально показано, что увеличение содержания Мо от 0,17 до 0,77 масс. % (в сталях марок 26ХМФА и 26ХМФА-3) не оказывает определяющего влияния на величину относительного изменения пластичности при наводороживании в случае формирования перед отпуском мартенситной структуры (см. рис. 1). Однако, увеличение содержания Мо от 0,52 до 0,77 масс. % (в сталях марок 26ХМФА-2 и 26ХМФА-3) обеспечивает возможность достижения высокопрочных состояний, стойких к СРН (рис. 2, 3), что связано с сохранением более высокой прочности при оптимальной с точки зрения стойкости к СРН микроструктуры, состоящей из дисперсных карбидов, равномерно распределенных в частично полигонизованной ферритной матрице.

0,85

0

5 о

(О о

s Л»

Й <

s I ё*

1 ы

О £

х С

X я

S 5

а. а>

ш п

ц (в

о ю О

0,75

0,65

0,55

0,45

600 650 700 750 800 850 Предел текучести после термоулучшения, МП a

Рис. 2. Результаты испытаний на стойкость к СРН материалов с различным содержанием Мо, созданных на основе стали марки 26ХМФА: о - материал прошел испытания; • - материал не прошел испытания

650 675 700 725 750 775 800 825 850 Предел текучести после термоулучшения, МПа

Рис. 3. Время до разрушения образцов из сталей с различным содержанием Мо, созданных на основе стали марки 26ХМФА: О,□-образцы прошли испытания (0,50...0,54 и 0,77...0,78 масс. % Мо); ■ - образцы не прошли испытания (0,50.. .0,54 и 0,77.. .0,78 масс. % Мо)

С позиций определения влияния температуры отпуска на получение оптимальной микроструктуры (с точки зрения её стойкости к СРН) относительное положение кривых АЗВТ стали 26ХМФА-2 подтверждает то, что отпуск после закалки на мартенсит от температуры 900 °С при температуре 660 °С обеспечивает более высокую подвижность дислокаций, чем при температуре 700 °С. Это связано как с более интенсивным закреплением дислокаций частицами выделяющихся карбидов, так и с уменьшением плотности дислокаций в материале при увеличении температуры отпуска.

Также относительное положение кривых АЗВТ термоулучшенной стали 26ХМФА-2 после наводороживания свидетельствует об уменьшении количества подвижных дислокаций, которые вносят вклад в затухание свободных колебаний системы. Кроме того, даже после выдержки в сероводородсодержащей среде предшествующий длительный отпуск при температуре 700 °С обеспечивает возможность более раннего начала микропластической деформации, способствуя более высокому запасу вязкости матрицы, чем отпуск при температуре 660 °С.

В пятой главе представлены результаты испытаний на стойкость исследуемых материалов к СРН при нагрузках, составляющих 80...90 % от минимального нормированного предела текучести соответствующих материалам групп прочности, достигнутых при термической обработке опытных, опытно-промышленных и промышленных партий труб. Кроме того, рассмотрено влияние различных факторов на полученные результаты, а также изучен типичный характер разрушения образцов из исследуемых сталей; проведена оценка изменения механических свойств и характера разрушения образцов, прошедших испытания на стойкость к СРН при дальнейших испытаниях на статическое растяжение.

Исследование особенностей разрушения образцов от опытных партий труб с минимальным нормированным пределом текучести 655...758 МПа при испытаниях на стойкость к СРН показало, что для исследуемых сталей имеют место характерные макро- и микроскопические особенности разрушения, представленные на рис. 4.

На первой стадии разрушения по всей поверхности образца происходит образование коррозионных трещин, фронт которых распространяется в направлении, нормальном к приложенной нагрузке, при этом фрактографически на поверхности разрушения наблюдаются фасетки квазискола и гребни отрыва. На второй стадии имеет место вязкое разрушение наводороженной стали под действием повышенных напряжений в нетто сечении образцов.

Рис. 4. Схема разрушения образцов из исследуемых сталей при испытаниях на стойкость к СРН: зарождение трещины; 1 - стадия распространения трещины; 2 - стадия катастрофического разрушения

Величина уменьшения пластичности образцов из исследуемых сталей после термической обработки в промышленных условиях и успешных испытаний на стойкость к СРН идентична зафиксированной в результате наводороживания в течение 96 ч в той же модельной среде. При этом характер разрушения свидетельствует о сохранении высокой пластичности материалов на микроуровне.

На основе экспериментально полученных данных, реализации рекомендованных режимов термической обработки исследуемых материалов в промышленных условиях и выпуска опытных партий обсадных труб (~100 т готовой продукции) с минимальным нормированным пределом текучести от 552 до 758 МПа, стойких к СРН, возможно дальнейшее совершенствование технологии производства бурильных труб, состоящих из различных сталей (тело трубы - сталь типа 26ХМФА, приварной замок - 40ХМФА), но при этом демонстрирующих близкую кинетику процессов, протекающих при локальной термической обработке зоны сварного соединения.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Для сталей 20Х1МФА, 26ХМФА-3 и 40ХМФА построены термокинетические диаграммы образования аустенита и зафиксировано снижение температуры Ас1 при увеличении скорости нагрева от 10,0 до 100,0 °/с. Критические температуры, определенные на основе дилатометрических данных при нагреве со скоростью 0,1 7с, для сталей 20Х1МФА, 22Х1МФА, 26ХМФА, 26ХМФА-2 и 26ХМФА-3 составляют

Ас1 -750 и Ас3 -830 °С, для стали 40ХМФА--740 и -795 °С,

соответственно.

2. Построены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита в сталях типа 20Х1МФА, 22Х1МФА, 26ХМФА и 40ХМФА, на основе чего количественно определены закономерности влияния содержания С и Мо на характер протекания

превращений, критические скорости охлаждения и долю распада аустенита. Экспериментально определены критические температуры Мн и Мк исследуемых сталей.

3. На примере стали 26ХМФА показано определяющее влияние полученной при закалке бейнитной микроструктуры на уменьшение пластичности после высокого отпуска и выдержки в модельной сероводородсодержащей среде.

4. Установлено, что увеличение содержания Мо от 0,17 до 0,77 масс. % в сталях типа 26ХМФА, не оказывает определяющего влияния на ВО в случае формирования перед отпуском мартенситной структуры. В то же время, более высокое содержание Мо при идентичных условиях термической обработки способствует формированию микроструктуры, обеспечивающей улучшенную стойкость к СРН при повышенном пределе текучести стали (более 758 МПа).

5. Изучены особенности разрушения образцов групп прочности Т95 (сгт = 655...758 МПа) и Р110 (ах = 758...965 МПа) из сталей типа 26ХМФА при воздействии напряжений и НгБ-содержащей среды. На первой стадии по всей поверхности образцов образуются коррозионные трещины, фронт которых распространяется в плоскости, нормальной к приложенной нагрузке, при этом образуются фасетки квазискола и гребни отрыва. На второй стадии имеет место вязкое разрушение наводороженной стали под действием повышенных напряжений в нетто сечении.

6. Выпуск опытно-промышленных партий обсадных и насосно-компрессорных труб с минимальным нормированным пределом текучести от 552 до 758 МПа показал, что использование установленных закономерностей фазовых и структурных превращений при разработке условий закалки и отпуска исследуемых среднеуглеродистых рационально легированных Cr-Mo-V сталей с заданным содержанием Мо обеспечивает стойкость к СРН при нагрузках, составляющих 80...90 % от минимального нормированного предела текучести.

Основное содержание работы изложено в следующих публикациях:

1. Ашихмина И. Н., Степанов А. И., Беликов C.B., Корниенко О. Ю., Попов А. А., Рыжков М. А. Оптимизация режима термической обработки сталей типа 20Х1МФА // Сталь, 2008, № 5. С. 84-87.

2. Рыжков М. А., Веселое И. Н., Пышминцев И. Ю., Степанов А. И., Ашихмина И. Н. Опыт производства обсадных труб из стали 20Х1МФА, стойких к воздействию сред, содержащих сероводород // Металлург, 2008, № 4. С. 57-60.

3. Рыжков М. А., Веселов И. Н., Пышминцев И. Ю., Степанов А. И., Ашихмина И. Н. Опыт производства на ОАО «Северский Трубный Завод» обсадных труб из стали 20Х1МФА, стойких к воздействию сред, содержащих сероводород // Материалы XIX Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов». Екатеринбург, 2008 г. С. 105.

4. Корниенко О. Ю., Беликов С. В., Рыжков М. А. Построение термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита в сталях типа 22Х2М1ФА, 26Х1МФА // Сборник трудов VIII Международной научно-технической Уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых. Екатеринбург, 26 - 30 ноября 2007 г, С. 60-61.

5. Рыжков М. А., Веселов И. Н., Пышминцев И. Ю., Степанов А. И., Ашихмина И. Н. Опыт производства на ОАО «Северский Трубный Завод» обсадных труб из стали 20Х1МФА, стойких к воздействию промысловых сред, содержащих сероводород // Труды XV Международной научно-практической конференции «Трубы-2007». Часть I. Челябинск, 2007. С. 255-261.

6. Рыжков М. А., Пышминцев И. Ю., Михайлов С. Б. Особенности распада переохлажденного аустенита стали 26ХМФА по результатам дилатометрических и термических измерений при непрерывном

охлаждении // Научные труды XI отчетной конференции молодых ученых ГОУ ВПО УГТУ-УПИ. Екатеринбург, 2007. С. 250-253.

7. Михайлов С. Б., Михайлова Н. А., Рыжков М. А., Пышминцев И. Ю. Влияние высокотемпературного отпуска на перераспределение атомов внедрения в структуре среднеуглеродистой низколегированной трубной стали // Сборник материалов Конференции XVII Петербургские Чтения по проблемам прочности. Т. 1. Санкт-Петербург, 10-12 апреля 2007 г. С. 241-242.

8. Некрасов М. В., Рыжков М. А., Михайлов С. Б., Пышминцев И. Ю. Внутреннее трение в стали 26ХМА // Материалы VII Международной научно-технической Уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых. Екатеринбург, 27 ноября — 1 декабря 2006 г. С. 77.

9. Рыжков М. А. Исследование структуры соединения среднеуглеродистых низколегированных сталей после сварки трением и окончательной термообработки // Научные труды X отчетной конференции молодых ученых ГОУ ВПО УГТУ-УПИ. Екатеринбург, 2006. С. 328-330.

10. Рыжков М. А., Бигюков С. М., Лаев К. А., Курнев Е. М., Фарбер В. М. Исследование структуры и механических свойств бурильной трубы группы прочности S-135 с приваренньми замками // Труды XIII Международной научно-практической конференции «Трубы-2005». Часть I. Челябинск, 2005. С. 235-237.

11. Рыжков М. А., Хотинов В. А., Тихонцева Н. Т. Оценка загрязненности неметаллическими включениями трубной заготовки из сталей 48Г2БМ и 26ХМФА // Сборник тезисов докладов VI Уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых. Екатеринбург, 2 -4 ноября 2004 г. С. 56.

Подписано в печать 18.11.2009 г. Объем - 1 п.л. Тираж - 100 Заказ № 543 Ризография НИЧ ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ» 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

ВВЕДЕНИЕ.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР.

1.1. Общие представления о процессе коррозионного и сульфидного растрескивания под напряжением.

1.2. Механизмы зарождения и распространения трещины в процессе коррозионного растрескивания под напряжением.

1.3. Влияние водорода, адсорбированного материалом, на протекание процесса коррозионного растрескивания под напряжением.

1. 4. Основные методы исследования и качественной оценки процесса коррозионного растрескивания под напряжением.

1.5. Принципы формирования химического состава низколегированных сталей, стойких к сульфидному растрескиванию под напряжением.

1. 6. Некоторые вопросы термической обработки и производства труб, стойких к сульфидному растрескиванию под напряжением.

1.7. Формулировка задачи исследования.

2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2. 1. Материал исследования.

2.2. Методики исследования.

2. 2. 1. Стандартные методики.

2. 2. 2. Методика проведения дилатометрических измерений. 59 2. 2. 3. Методика измерения эффектов ^внутреннего трения.

3. ИЗУЧЕНИЕ КИНЕТИКИ ФАЗОВЫХ И СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ИССЛЕДУЕМЫХ МАТЕРИАЛАХ ПРИ НАГРЕВЕ В АУСТЕНИТНУЮ ОБЛАСТЬ И ПОСЛЕДУЮЩЕМ ОХЛАЖДЕНИИ.

3.1. «Исходная» микроструктура исследуемых сталей.

3.2. Критические температуры при нагреве.81>

3.3. Особенности распада переохлажденного аустенита.

3. 4. Выводы.

4. ИЗУЧЕНИЕ ВЛИЯНИЯ УСЛОВИЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ИЗМЕНЕНИЕ СВОЙСТВ ИССЛЕДУЕМЫХ СТАЛЕЙ ПОСЛЕ ВОЗДЕЙСТВИЯ СРЕДЫ, СОДЕРЖАЩЕЙ СЕРОВОДОРОД.

4. 1. Определение температурных интервалов процессов, протекающих при высоком отпуске исследуемых материалов.

4. 2. Механические свойства исследуемых сталей в зависимости от условий термоулучшения.

4. 3. Влияние микроструктуры, полученной при закалке, на уменьшение пластичности после выдержки в сероводородсодержащей среде.

4. 4. Влияние температуры отпуска на характеристики внутреннего трения после выдержки в сероводородсодержащей среде.

4. 5. Выводы.

5. ОПРЕДЕЛЕНИЕ СТОЙКОСТИ ИССЛЕДУЕМЫХ СТАЛЕЙ К СУЛЬФИДНОМУ РАСТРЕСКИВАНИЮ ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ ПОСЛЕ ПРОМЫШЛЕННОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ И ИЗУЧЕНИЕ ОБЩИХ ЗАКОНОМЕРНОСТЕЙ ПРОЦЕССА ИХ РАЗРУШЕНИЯ.

5. 1. Обсадные и бурильные трубы из сталей марок 20Х1МФА,

22Х1МФА, 26ХМФА-2 и 26ХМФА-3.

5.2. Макеты приварных замков для бурильных труб из сталей марок

26ХМФА-3 и 40ХМФА.

5. 3. Сварные соединения бурильных труб из стали марки 26ХМФА-2 и макетов приварных замков из стали марки 40ХМФА.

5. 4. Выводы.

Истощение наиболее доступных месторождений нефти и газа приводит к тому, что во всем мире постоянно растет интерес к разработке месторождений с так называемыми «кислыми» средами, то есть содержащими в значительных количествах сероводород, углекислый газ и другие примеси. Кроме того, устойчивая тенденция увеличения глубины уже существующих скважин определяет необходимость применения более прочных труб, которые более чувствительны к воздействию агрессивных промысловых сред. Разработку таких месторождений сдерживают проблемы обеспечения технической и экологической безопасности при одновременном достижении экономической эффективности их разработки.

Вопросы технического характера во многом обусловлены тем, что при эксплуатации труб из низколегированных сталей в сероводородсодержащих средах в них происходят процессы водородного растрескивания и охрупчивания (BP и ВО), а таюке сульфидного растрескивания под напряжением (СРН). Последний из них является наиболее опасным для высокопрочных материалов с пределом текучести более 550 МПа, т. к. именно он приводит к преждевременному, катастрофическому и непредсказуемому выходу труб из строя.

Применение среднеуглеродистых низколегированных сталей для изготовления труб в так называемом «сероводородостойком исполнении» требует реализации специальных мер, среди которых: максимальное повышение чистоты материала по вредным примесям и неметаллическим включениям; обеспечение минимальной неоднородности материала по химическому составу; получение в структуре материала после закалки не менее 90 % мартенсита при размере аустенитного зерна не менее 7 балла; формирование в структуре материала в результате последующего длительного высокого отпуска дисперсных сфероидизированных карбидов, равномерно распределенных в полигонизованной ферритной матрице. Соблюдение этих условий тесно связано с существующей технологией производства материалов, их химическим составом и процессами, протекающими в них при термической обработке.

Таким образом, достижение высокой прочности рационально легированных сталей при сохранении их стойкости к СРН необходимо обеспечивать с учетом особенностей структурных и фазовых превращений при термической обработке материалов, изготовленных на современном металлургическом оборудовании с соответствующим ему уровнем качества выпускаемой продукции. Коренная реконструкция мощностей металлургического, прокатного и термического передела трубной промышленности Российской Федерации, осуществляемая в последние годы, создала предпосылки освоения производства труб из рационально легированных сталей, стойких к воздействию особо агрессивных сероводородсодержащих сред.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Для сталей 20X1 МФА, 26ХМФА-3 и 40ХМФА построены термокинетические диаграммы образования аустенита и зафиксировано снижение температуры Aci при увеличении скорости нагрева от 10,0 до 100,0 %. Критические температуры, определенные на основе дилатометрических данных при нагреве со скоростью 0,1 °/с, для сталей типа 20X1 МФА, 22Х1МФА и 26ХМФА составляют Ас, -750 и Ас3 -830 °С, для стали 40ХМФА - -740 и -795 °С, соответственно.

2. Построены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита в сталях типа 20Х1МФА, 22Х1МФА, 26ХМФА и 40ХМФА, на основе чего количественно определены закономерности влияния содержания С и Мо на характер протекания превращений, критические скорости охлаждения и долю распада аустенита. Экспериментально определены критические температуры Мн и Мк исследуемых сталей.

3. На примере стали 26ХМФА показано определяющее влияние полученной при закалке бейнитной микроструктуры на уменьшение пластичности после высокого отпуска и выдержки в модельной сероводородсодержащей среде.

4. Установлено, что увеличение содержания Мо от 0,17 до 0,77 масс. % в сталях типа 26ХМФА, не оказывает определяющего влияния на водородное охрупчивание в случае формирования перед отпуском мартенситной структуры. В то . же время, более высокое содержание Мо при идентичных условиях термической обработки способствует формированию мшсросфуктуры,,^обеспечивающей-улучшенную стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением при повышенном пределе текучести стали (более 758 МПа).

5. Изучены особенности разрушения образцов групп прочности Т95 (ст = 655.758 МПа) и Р110 (ат = 758. 965 МПа) из сталей типа 26ХМФА при воздействии напряжений и сероводородсодержащей среды. На первой стадии по всей поверхности образцов образуются коррозионные трещины, фронт которых распространяется в плоскости, нормальной к приложенной нагрузке, при этом образуются фасетки квазискола и гребни отрыва. На второй стадии имеет место вязкое разрушение наводороженной стали под действием повышенных напряжений в нетто сечении.

6. Выпуск опытно-промышленных партий обсадных и насосно-компрессорных труб с минимальным нормированным пределом текучести от 552 до 758 МПа показал, что использование установленных закономерностей фазовых и структурных превращений при разработке условий закалки и отпуска исследуемых среднеуглеродистых рационально легированных Cr-Mo-V сталей с заданным содержанием Мо обеспечивает стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением при нагрузках, составляющих 80.90 % от минимального нормированного предела текучести.

1. Гудремон Э. Специальные стали. Пер. с нем. М.: Металлургиздат, 1960. 1168 с.

2. NACE Standard ТМ0177-2005. Standard Test Method. Laboratory Testing of Metals for Resistance to Sulfide Stress Cracking and Stress Corrosion Cracking in H2S Environments. Houston, TX: NACE, 2005. 37 p.

3. Kaesche H. Corrosion of metals: physicochemical principles and current problems. Springer, 2003. 594 p.

4. Херцберг P. В. Деформация и механика разрушения конструкционных материалов. Пер. с англ. / Под ред. Бернштейна М. Л., Ефименко С. П. М.: Металлургия, 1989. 576 с.

5. Пумпянский Д. А., Пышминцев И. Ю., Фарбер В. М. Методы улучшения трубных сталей // Сталь, № 7, 2005. С. 67-74.

6. Растровая электронная микроскопия. Разрушение: Справ, изд. / Энгель Л., Клингеле Г. Пер. с нем. М.: Металлургия, 1986. 232 с.

7. Talbot D., Talbot J. Corrosion science and technology. CRC Press, 1998. 406 p.

8. Кузюков A. H., Крикун В. П., Нихаенко Ю. Я. и др. О причинах язвенной коррозии и ее допустимости при эксплуатации химического и нефтехимического оборудования // Защита металлов, том 35, № 6, 1999. С. 602-605.

9. Stansbury Е. Е., Buchanan R. A. Fundamentals of electrochemical corrosion. ASM International, 2000. 487 p.

10. Касаткин Г. Н. Водород в конструкционных сталях. М.: Интермет Инжиниринг, 2003. 336 с.

11. Pugh Е. N. Progress Toward Understanding the Stress Corrosion Problem// Corrosion, vol. 41, 1985. P. 517-526.

12. Silcock J. M., Swann P. R. // Environment-Sensitive Fracture of Engineering Materials / Ed. by Foroulis Z. A. Warrendale, PA: The Metallurgical Society of AIME, 1979. P. 133-152.

13. Lynch S. P. Environmentally Assisted Cracking: Overview of Evidence for an Adsorption-Induced Localised-Slip Process // Acta Metall., vol. 36,1988. P. 2639-2661.

14. ASM Handbook Volume 13A: Corrosion: Fundamentals, Testing, and Protection / Ed. by Cramer S. D., Covin о В. S. ASM International, 2003. 1135 p.

15. Chatterjee U. K., Bose S. K., Roy S. K. Environmental Degradation of Metals. CRC Press, 2001. 498 p.

16. Pressouyre G. M., Bernstein I. M. Quantative Analysis of Hydrogen Trapping//Metallurgical Transactions 9 A, 1978. P. 1571-1580.

17. Гельд П. В., Рябов Р. А., Кодес Е. С. Водород и несовершенства структуры металла. М.: Металлургия, 1979. 221 с.

18. Troiano A. R., Gibala R., Hehemann R. F. Hydrogen embrittlement and stress corrosion cracking. ASM International; 1984. 324 p.

19. Матросов Ю. И., Болотов А. С., Хулка К. и др. Разработка и технологический процесс производства трубных сталей в XXI веке // Сталь, №4, 2001. С. 58-61.

20. Проскурин Е. В., Дергач Т. А., Сюр Т. А. Пути повышения коррозионной стойкости и эксплуатационной надежности труб нефтяного сортамента // Сталь, № 2, 2003. С. 70-74.

21. Mansfeld F. Corrosion mechanisms. Marcel Dekker, 1986. 455 p.

22. Thompson A. W., Bernstein I. M. // Advances in Corrosion Science and Technology, vol. 7 / Ed. by Staehle R. W., Fontana M. G. NY: Plenum Press, 1980. P. 53-175.

23. Hirth J. P. Effects of Hydrogen on the Properties of Iron and Steel // Metallurgical Transactions 11A, 1980. P. 861-890.

24. Tien J. K., Thompson A. W., Bernstein I. M., et. al. Hydrogen Transport by Dislocations // Metallurgical Transactions 7A, 1976. P. 821-829.

25. Карпенко Г. В., Крипякевич Р. И. Влияние водорода на свойства стали. М.: Металлургия, 1962. 196 с.

26. Troiano A. R. The role of hydrogen and other interstitials in the mechanical behaviour of metals (1959 Edward De Mille Campbell Memorial Lecture) // Trans ASM 52,1960. P. 54-80.

27. Oriani R. A. The diffusion and trapping of hydrogen in steel // Acta Metall 18, 1970. P. 147-157.

28. Corrosion and Corrosion Protection Handbook / Ed. by Schweitzer P. A. CRC Press, 1989. 660 p.

29. Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т. 2 / Под ред. Бернштейна М. Л., Рахштадта А. Г. М.: Металлургия, 1983. 368 с.

30. Смирнов М. А., Счастливцев В. М., Журавлев JI. Г. Основы термической обработки стали: Учебное пособие. М.: Наука и технологии, 2002. 519 с.

31. Гольдшейн М. И., Грачев С. В., Векслер Ю. Г. Специальные стали: Учебник для вузов. М.: Металлургия: 1985. 408 с.

32. Зикеев В. Н. Легирование и структура конструкционных сталей, стойких к водородному охрупчиванию // МиТОМ, № 5, 1982. С. 18-23.

33. Сергеева Т. К., Каблуковская М. А., Коннова И. Ю. Влияние температуры отпуска на водородное и сульфидное растрескивание хромомолибденовой стали // МиТОМ, № 4, 1984. С. 58-60.

34. Зикеев В. Н., Корнющенкова Ю. В., Коннова И. Ю. и др. Структурные параметры конструкционной стали, определяющие стойкость против сероводородного растрескивания // МиТОМ, № 11, 1991. С. 19-20.

35. Гуляев А. П., Зикеев В. Н., Корнющенкова Ю. В. и др. Влияние отпуска в субкритическом интервале температур на сопротивление разрушению конструкционной среднеуглеродистой стали // МиТОМ, № 8, 1992. С. 10-13.

36. ГОСТ 9454-78. Металлы. Метод испытания на ударный изгиб при пониженных, комнатной и повышенных температурах. М: Изд-во стандартов, 1990. 12 с.

37. Золоторевский В. С. Механические свойства металлов: Учебник для вузов. М.: МИСИС, 1998. 400 с.

38. Солнцев Ю. П. Хладостойкие стали и сплавы. М.: Химиздат, 2005. 480 с.

39. Нассонова О. Ю. Повышение конструктивной прочности Сг-Мо-V сталей методами термической и термомеханической обработок: Автореф. дисс. канд. техн. наук. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2007. 16 с.

40. Ашихмина И. Н. Изучение закономерностей структурообразования при термической обработке высокопрочных труб повышенной эксплуатационной надежности из Cr-Mo-V сталей: Автореф: дисс. канд. техн: наук. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2008. 19 с.

41. Linne С. P., Blanchard F., Guntz G. С. et. al. Drill Pipes for Sour Service // Corrosion 96, paper No. 74, 1996.10 p.

42. Szklarz К. E. Sulfide Stress Cracking Resistance of Drilling Materials in a Simulated Underbalanced Drilling Environment // Corrosion 98, paper No. 104, 1998. 9 p.

43. Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т. 3 / Под ред. Бернштейна М. JI., Рахштадта А. Г. М.: Металлургия, 1983. 216 с.

44. Требования к обсадным и насосно-компрессорным трубам. Стандарт API Spec 5СТ / ISO 11960. Восьмое издание. American Petroleum Institute, 2005. 306 с.

45. Данченко В. Н., Коликов А. П., Романцев Б. А. и др. Технология трубного производства. М.: Интермет Инжиниринг, 2002. 640 с.

46. Термическая обработка в машиностроении: Справочник. / Под ред. Лахтина Ю. М., Рахштадта А. Г. М.: Машиностроение, 1980. 783 с.

47. Садовский В. Д. Структурная наследственность в стали. М.: Металлургия, 1973. 208 с.

48. Романов П. В., Радченко В. П. Превращение аустенита при непрерывном охлаждении стали: Атлас термокинетических диаграмм. Ч. 1. Новосибирск: Изд-во Сиб. отд. АН СССР, 1960. 51 с.

49. ASTM А1033-04. Standard Practice for Quantitative Measurement and Reporting of Hypoeutectoid Carbon and Low-Alloy Steel Phase Transformations. ASTM, 2004. 14 p.

50. Металловедение и термическая обработка стали и чугуна: Справочник / Под ред. Гудцова Н. Т., Бернпггейна М. JI., Рахштадта А. Г. М.: Металлургиздат, 1957. 1204 с.

51. ASTM А255-07. Standard Test Methods for Determining Hardenability of Steel. ASTM, 2007. 26 p.

52. Dobrzanski L. A., Trzaska J. Application of Neural Networks to Forecasting the CCT Diagrams // Journal of Materials Processing Technology 157-158, 2004. P. 107-113.

53. Li X., Miodownik A. P., Saunders N. et. al. Transformed Software Simplifies Alloy Heat Treatment, Production and Design // Materials World, May 2002. P. 21-23.

54. Белоус M. В., Черепин В. Т., Васильев М. А. Превращения при отпуске стали. М.: Металлургия, 1973. 232 с.

55. ГОСТ 632-80. Трубы обсадные и муфты к ним. Технические условия. М.: Изд-во стандартов, 1989. 69 с.

56. ГОСТ Р 50278-92. Трубы бурильные с приваренными замками. Технические условия. М:: Изд-во стандартов, 1993. 17 с.

57. API Spec 5D. Specification for Drill Pipe. 5th Edition. American Petroleum Institute, 2001. 34 p.

58. ГОСТ 27834-95. Замки приварные для бурильных труб. Технические условия. М.: Изд-во стандартов, 1996. 19 с.

59. API Spec 7. Specification for Rotary Drill Stem Elements. 40th Edition. American Petroleum Institute, 2002. 89 p.

60. Porcu G., Longobardo M., Turconi G. L. et. al. Metallurgical Design and Development of C125 Grade for Mild Sour Service Application // Corrosion 06, paper No. 06125, 2006. 14 p.

61. ГОСТ 631-75. Трубы бурильные с высаженными концами и муфты к ним. Технические условия. М: Изд-во стандартов, 1975. 12 с.

62. Стрижак В. И., Пикинер Ю. С., Макаренко Е. А. и др. Производство бурильных труб с приваренными соединительными замками: Обзорная информация. М.: Черметинформация, 1983. 29 с. ,

63. Лебедев В. К., Черненко И. А., Михальски Р. и др. Сварка трением: Справочник. Л.: Машиностроение, 1987. 236 с.

64. Дьяков В. Г., Медведева М. Л. Методика испытания сталей на стойкость против сероводородного коррозионного растрескивания (МСКР-01-85) // Химическое и нефтяное машиностроение, № 12, 1986. С. 19-20.

65. Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т. 1 / Под ред. Бернштейна М. Л., Рахштадта А. Г. М.: Металлургия, 1983. 352 с.

66. Приборы и методы физического металловедения. Вып. 1 / Под ред. Вейнберга Ф. Пер. с англ. М.: Мир, 1973. 427 с.

67. ГОСТ 5657-69. Сталь. Метод испытания на прокаливаемость. М.: Изд-во стандартов, 1993. 10 с.

68. ГОСТ 9013-59. Металлы. Метод измерения твердости по Роквеллу. М.: Изд-во стандартов, 1991. 11 с.

69. ГОСТ 2999-75. Металлы и сплавы. Метод измерения твердости по Виккерсу. М.: Изд-во стандартов, 1987. 29 с.

70. ГОСТ 1497-84. Металлы. Методы испытаний на растяжение. М.: Изд-во стандартов, 1997. 35 с.

71. Апаев Б. А. О выборе эталона при определении количества аустенита в стали магнитным методом // Заводская лаборатория, № 3, 1953. С. 315-321.

72. Прохоров А. В. К вопросу о методике магнитного исследования изотермического распада аустенита // Заводская лаборатория, № 2, 1954. С. 210-213.

73. Апаев Б. А. Методика расчета количества аустенита в системах с двумя парамагнитными фазами // Заводская лаборатория, № 2, 1955. С. 168-176.

74. Геллер Ю. А. Об определении количества остаточного аустенита магнитным методом // Заводская лаборатория, № 2, 1955. С. 177-181.

75. Черепин В. Т. Экспериментальная техника в физическом металловедении. Киев: Техшка, 1968. 280 с.

76. ASTM Е140-07. Standard Hardness Conversion Tables for Metals Relationship Among Brinell Hardness, Vickers Hardness, Rockwell Hardness, Superficial Hardness, Knoop Hardness, and Scleroscope Hardness. ASTM, 2007. 21 p.

77. Попов А. А., Миронов JI. В. Превращение аустенита при непрерывном охлаждении // Термическая обработка металлов: Материалы конференции. Свердловск: Машгиз, 1952. С. 65-77.

78. Блантер М. С., Пигузов Ю. В., Ашмарин Г. М. и др. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях: Справочник. М.: Металлургия, 1991. 248 с.

79. Гранато А., Люкке К. Дислокационная теория поглощения // Ультразвуковые методы исследования дислокаций: Сборник статей. М.: Изд-во иностр. лит-ры, 1963. С. 21-45.

80. Криштал М. А., Пигузов Ю. В., Головин С. А. Внутреннее трение в металлах и сплавах. М.: Металлургия, 1964. 246 с.

81. Никишов Н. А., Соколов А. М., Ульянов В. Г. Влияние скорости нагрева на критические температуры альфа—»гамма-превращения в стали 40Х // МиТОМ, № 8, 1991. С. 2-4.

82. Силин Д. А., Веселов И. Н., Жукова С. Ю. и др. Особенности микроструктуры и распределения химических элементов непрерывнолитой трубной заготовке // Известия ВУЗов, № 4, 2006. С. 37-40.

83. Тихонцева Н. Т. Разработка химических составов и режимов термической обработки высокопрочных труб в сероводородостойком исполнении: Автореф. дисс. канд. техн. наук. Каменск-Уральский: ОАО «СинТЗ», 2007. 24 с.

84. Mehta М., Oakwood Т. Development of a Standard Methodology for the Quantitative Measurement of Steel Phase Transformation Kinetics and Dilation Strains using Dilatometric Methods: Final Technical Report. MI, 2004. 22 p.

85. Сазонов Б. Г., Садовский В. Д. К вопросу о влиянии скорости нагрева на положение критических точек при нагреве стали // ЖТФ, т. 21, вып. 6, 1951. С. 693-703.

86. Качанов Н. Н. Прокаливаемость стали. М.: Металлургия, 1978:192 с.

87. Попова JI. Е., Попов А. А. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана: Справочник термиста. М.: Металлургия, 1991. 503 с.

88. Утевский JI. М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973. 584 с.

89. Bhadeshia H. К. D. Н. Bainite in Steels. Transformations, Microstructure and Properties. Cambridge: The University Press, 2001. 454 p.

90. Богачев И. H., Пермяков В. Г. Отпуск закаленной стали. Свердловск: Машгиз, 1950. 119 с.

91. Кутьин А. Б., Забильский В. В. Структура, свойства и разрушение конструкционных сталей. Екатеринбург: УрО РАН, 2006. 370 с.

92. Гранато А., Люкке К. Струнная модель и дислокационное поглощение звука // Физическая акустика. Т. 4, ч. А. Применение физической акустики в квантовой физике и физике твердого тела. М.: Мир, 1969. С. 261-321.

93. Головин С. А., Левин Д. М. К вопросу об амплитуднозависимом внутреннем трении // Взаимодействие между дислокациями и атомами примесей и свойства металлов. Тула, 1974. С. 93-99.