автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Оптимизация структуры и свойств Ni-Cr-Mo-V стали для крупногабаритных высоконагруженных дисков ГТУ

ОС^^ Гг. г.

Есс;. :"

.......... .г,,- "

На правахрукописи

ЛЕОНТЬЕВ Сергей Анатольевич

ОПТИМИЗАЦИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ Ni-Cг-Mo-V СТАЛИ ДЛЯ КРУПНОГАБАРИТНЫХ ВЫСОКОНАГРУЖЕННЫХ ДИСКОВ ГТУ

Специальность 05.02.01 -Материаловедение (машиностроение)

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

САНКТ-ПЕТЕРБУРГ 2004 г.

Работа выполнена в Центральной заводской лаборатории филиала ОАО «Силовые машины» «Ленинградский металлический завод» в Санкт-Петербурге.

Научный руководитель - доктор физико-математических наук профессор Ю К Петреня.

Официальные оппоненты:

доктор технических наук профессор Ю В Шахназаров;

кандидат технических наук В А Дурынин.

Ведущее предприятие - Федеральное государственное унитарное предприятие «Центральный научно-исследовательский институт конструкционных материалов «Прометей».

Защита диссертации состоится « »_2004 г. в_ч

на заседании диссертационного совета Д 520 023.01 при открытом акционерном обществе «Научно-производственное объединение по исследованию и проектированию энергетического оборудования им. И. И. Ползуно-ва» (ОАО «НПО ЦКТИ») по адресу: 194021, С.-Петербург, Политехническая ул., д. 24.

С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке института.

Автореферат разослан « »_2004 г.

Ученый секретарь диссертационного совета кандидат технических наук

В М Ляпунов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Для обеспечения прочности дисков современных турбин и компрессоров крупных энергетических ГТУ требуется применение высокопрочной стали. К числу требований, предъявляемых к материалу дисков, относятся высокий уровень кратковременной прочности и пластичности по всему сечению дисков при комнатной температуре и температурах до 300 °С, а также низкие значения переходной температуры хрупкости материала по всему объему дисков, включая центральные зоны. Это обусловлено эксплуатацией дисков в условиях пусков турбины из холодного состояния, когда материал дисков может испытывать на себе влияние низких температур окружающего воздуха.

При проектировании ГТУ была выбрана сталь 26ХНЗМ2ФАА, которая относится к классу №-Cr-Mo-V конструкционных сталей.

При увеличении мощности турбин и повышении их коэффициента полезного действия кроме повышения прочности применяемых материалов необходимо увеличение габаритов основных деталей. Диски и роторы турбин являются одними из таких деталей, причем самыми ответственными из них. Однако чем больше размеры деталей, тем сложнее получить высокие значения свойств материалов этих деталей, тем более одновременно по всему их объему. Повышение прочности при повышении сопротивляемости хрупким разрушениям, в том числе в центральных зонах крупных заготовок, для Ni-Cr-Mo-V сталей труднодостижимо. Изготовление заготовок таких деталей возможно при решении ряда металлургических проблем. Ранее проведенные многочисленные исследования выявили наличие опасных закономерностей для сталей этого класса, которые заключаются в том, что повышение прочности приводит к увеличению опасности хрупких разрушений, а увеличение размеров поковок - к снижению сопротивляемости хрупким разрушениям в их центральных зонах, причем чем больше габариты деталей, тем значительнее ухудшение свойств материала в центре по сравнению с поверхностью поковок. Поэтому исследование первых уникально крупногабаритных заготовок дисков турбин с самым высоким уровнем прочности, полученным к настоящему времени в отечественном стационарном турбостроении для этого класса сталей, является

необходимым этапом усовершенствования наиболее перспективной Ni-Cr-Mo-V стали и повышения эксплуатационной надежности роторных деталей турбин, которые из нее изготовлены.

Цель и задачи работы. Целью настоящей работы является определение возможности повышения прочностных характеристик Ni-Cr-Mo-V стали при обеспечении требований к материалу по пластичности и хрупкой прочности по всему сечению крупногабаритных высоконагруженных дисков ГТУ.

Для этого необходимо было исследовать изменения структуры и свойств металла по объему в первых крупногабаритных дисках из стали 26ХНЗМ2ФАА с самым высоким на сегодняшний день уровнем прочности, изготовленных по усовершенствованной металлургической технологии, и решить следующие задачи:

-определить фактически достигнутый уровень свойств материала турбинных дисков головного образца ГТУ и его соответствие техническим требованиям;

- оценить преимущества принятой металлургической технологии изготовления дисков;

- оценить степень стабильности технологического процесса завода-изготовителя поковок дисков;

- выявить связь прочностных характеристик с другими характеристиками стали 26ХНЗМ2ФАА;

- выявить закономерности изменений свойств и структуры по объему дисков;

- определить влияние различных факторов на сопротивляемость хрупкому разрушению металла центральных зон дисков.

Научная новизна. Установлено, что при более высоком уровне прочности материала дисков турбины из стали 26ХНЗМ2ФАА соблюдаются действующие для сталей этого класса с более низкой категорией прочности закономерности и соотношения между отдельными характеристиками механических свойств.

Получена зависимость значений переходной температуры хрупкости высокопрочного бейнита стали 26ХНЗМ2ФАА от скорости охлаждения при закалке в интервале температур бейнитного превращения 400-300 °С.

Исследован фазовый состав и морфология карбидной составляющей структуры стали 26ХНЗМ2ФАА в состоянии повышенной прочности в различных зонах диска, и установлена зависимость параметров карбидной фазы от скорости охлаждения в интервале бейнитно-го превращения.

Установлена взаимосвязь между максимальным размером карбидной фазы и склонностью стали к хрупкому разрушению.

Определена склонность стали 26ХНЗМ2ФАА к отпускной хрупкости.

Практическая ценность. Полученные результаты позволили расширить область надежного применения стали для изготовления дисков газовых и паровых турбин с повышенным уровнем прочности.

Результаты работы использованы при отработке технологии изготовления дисков турбин головного и последующих образцов установки ГТЭ-150, а также при освоении производства стали 26NiCrMoV115 для изготовления дисков ГТУ типа V94.2 фирмы «Сименс».

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались на 5-й международной конференции "Materials for advanced Power Engineering 1994" (October 3-6, 1994, Liege, Belgium), на 8-м Всероссийском научно-практическом семинаре «Обеспечение работы энергооборудования ТЭС и АЭС после сверхдлительной эксплуатации» (С.-Петербург, 2002 г.), на Международной конференции "News Trends in Fatigue and Fracture II" (Hammamet, Tunisia, 12-13 May 2003), на 6-й международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы, технологии и их использование в технике» (С.-Петербург, 14-15 сентября 2004 г.).

Публикации. Основное содержание работы отражено в 8 публикациях.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, семи глав, выводов, списка использованной литературы, двух приложений. Работа изложена на 177 страницах машинописного текста, содержит 50 рисунков и 27 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована необходимость создания крупногабаритных деталей турбин высокой прочности и актуальность проблемы изготовления таких деталей из №-Сг-Мо-У сталей перлитного класса. Кратко сформулирована основная цель работы.

В первой главе рассматривается история вопроса и опыт применения различных марок №-Сг-Мо-У сталей для изготовления крупногабаритных роторов и дисков энергетических турбин.

Показано, что легирование стали никелем, хромом, молибденом и ванадием необходимо для получения достаточной прокаливаемости и удовлетворительного сочетания свойств материала дисков и роторов с диаметром поковок до 1500 мм.

По мнению автора, опыт применения этого класса сталей условно можно разделить на два этапа. На первом, более раннем по времени, этапе в основном решались задачи, связанные с оптимизацией химического состава сталей для изготовления крупных поковок ответственного назначения. Наиболее крупные роторы • и диски из слитков массой более 300 т изготовлены за рубежом из стали 26NiCrMoV145, у нас в стране - из стали 26ХНЗМ2ФА с аналогичной композицией легирующих элементов. На втором, современном этапе главными становятся проблемы усовершенствования металлургической технологии изготовления поковок, которая бы позволила реализовать все преимущества этих сталей, заложенные при их легировании, и уменьшить отрицательное влияние на свойства материала недостатков, присущих №-Сг-Мо-У сталям. Отмечено, что даже стали с наиболее оптимальным химическим составом не лишены этих недостатков -склонности к хрупкому разрушению в центральных зонах крупных поковок, а также склонности к отпускной и тепловой хрупкости.

Одним из последних шагов в направлении усовершенствования металлургической технологии является создание высокочистой модификации стали 26NiCrMoV145 с низким содержанием примесей, а также кремния и марганца, содержание которых находится на уровне сотых долей процента.

На основании изучения литературы, а также комплекса конструкторских требований, предъявляемых к свойствам материала дисков турбин, сформулированы задачи работы.

Вторая глава посвящена материалам и методике исследования. Материалом исследования являлись заготовки дисков из сталей 26ХНЗМ2ФАЛ и 27ХНЗМ2ФА-Ш головного образца ГТУ. Химический состав исследованных материалов приведен в табл. 1.

Таблица 1

Химический состав исследованных материалов

Марка стали Содержание элементов. %

С. Б! Мп Я 1' О N. Мо V Си

26ХНЗМ2ФЛА 0 250,30 (±0.01) £0.04 ('0,05) 1 !■ 0,3-0.6 (±0 02) <0,012 <0,010 1,3-1.7 (±0,05) 3.4-3.8 (-0.1) 0.5-0.7 (±0.02] 0,12-0.18 (±0 02) <0,02

27ХНЗМ2ФА-Ш 0.24- о.зо; 0,17; 0,37 0.200.45 <0,015 <0,020 1.351,75 3,253.75 0.-15- 0,60 0,080.18 <0,030

Пониженное содержания кремния, серы, фосфора в стали 26ХНЗМ2ФАА и контролируемое содержание примесей (сурьмы, свинца, олова, висмута и мышьяка) определяются необходимостью получения критической температуры хрупкости в центральных зонах диска турбины не выше 0 °С при уникально больших для дисков размерах (диаметр до 2000 мм и толщина ступицы до 620 мм) и при не применявшемся ранее в стационарном турбостроении высоком уровне прочности (КП 840).

Кроме применения при выплавке специальной шихты с низким содержанием вредных примесей, вакуумного углеродного раскисления при внепечной обработке, разливки в вакууме при дальнейшем металлургическом переделе использован ряд специальных технологических приемов,, направленных на повышение однородности стали, измельчение величины зерна и снижение склонности к хрупкому разрушению после окончательной термообработки. К ним относятся: уменьшение отношения высоты слитка к среднему диаметру, снижение температуры второй аустенизации, переохлаждение до температур бейнитного превращения и увеличение выдержки при 630-650 °С при нагреве под аустенизацию при предварительной термообработке, применение закалки в воду при окончательной термообработке.

Исследование влияния повышенной прочности и особенностей технологии изготовления на свойства стали 26ХНЗМ2ФАА выполнялось на материале колец из поверхностных зон заготовок первой партии дисков различной категории прочности: заготовок 10 дисков турбины повышенной прочности (КП840) и 14 заготовок дисков компрессора с традиционным уровнем прочности (КП680).

Для оценки реализации преимуществ технологии изготовления дисков из стали 26ХНЗМ2ФАА на Ижорском заводе (ИЗ) проведено дополнительное исследование и анализ результатов испытаний 18 заготовок дисков из близкой по химическому составу и равной категории прочности (КП680) стали 27ХНЗМ2ФА-Ш производства Невского завода (НЗЛ).

Исследование фактического уровня свойств металла центральных зон первых натурных дисков повышенной прочности из стали 26ХНЗМ2ФАА осуществлялось на материале цилиндров диаметром около 100 мм, высверленных из дисков 1-й, 3-й и 4-й ступени, и на кольцах из внутренних зон диска 3-й ступени после окончательной термообработки: температура закалки 840 °С, среда охлаждения - вода, температура отпуска 600 °С, продолжительность отпуска 10 ч.

Моделирование различных режимов термической обработки и исследование отпускной хрупкости стали 26ХНЗМ2ФАА проводилось на материале колец из диска 4-й ступени и дисков из стали 27ХНЗМ2ФА-Ш.

Испытания материала колец из заготовок дисков на растяжение при 20 и 200 °С осуществлялись на тангенциальных образцах с диаметром рабочей части 10 и 8 мм соответственно по ГОСТ 1497-84 и ГОСТ 9651-84.

Испытание на растяжение при 20 °С материала цилиндров, высверленных из дисков 1-й, 3-й и 4-й ступени, производилось на радиальных, тангенциальных или продольных образцах с диаметром рабочей части 6 мм в соответствии с ГОСТ 1497-84.

Для определения ударной вязкости при 20 °С и переходной температуры хрупкости по критерию 50 % хрупкого волокна в изломе были использованы образцы типа 11 ГОСТ 9454-78 (типа Шарпи). Доля хрупкой составляющей в изломе образцов определялась в соответствии с приложением 3 ГОСТ 4543-71.

Исследование микроструктуры и величины зерна материала дисков осуществлялось на оптическом микроскопе MEF-2 «Рейхарт» (Германия) при увеличениях до 1000 крат.

Размер зерна определялся на протравленных шлифах при увеличении 100 крат по ГОСТ 5639-82.

Исследование химической однородности материала дисков осуществлялось на микроанализаторе MS-46 «Камека».

Исследование фазового состава производилось на дифракто-метре ДРОН-3 по рентгенограммам карбидных осадков, полученных методом растворения.

Электронно-микроскопическое исследование карбидной составляющей материала дисков проводилось методом экстракционных угольных реплик на микроскопе JEM-200CX (Япония) при увеличении до 150 тыс. крат,

В третьей главе рассмотрено влияние уровня прочности и особенностей технологии изготовления на механические свойства материала дисков из стали 26ХНЗМ2ФАА.

Основные результаты производства первых партий дисков головного образца ГТУ и испытаний механических свойств при 20 °С материала колец, вырезанных из поверхностных зон заготовок у поставщика и заказчика, представлены в табл. 2.

Таблица 2

Основные результаты изготовления первых партий дисков головного образца ГТУ из стали 26ХНЗМ2ФАА и 27ХНЗМ2ФА-Ш

Параметр сравнения 26ХНЗМ2ФАА 27ХНЗМ2ФА-Ш

КП840 КП680 КП680

Поставщик Ижорский завод Ижорский завод Невский завод

Метод внепечного рафинирования стали УВРВ УВРВ ЭШП

Количество плавок 3 2 10

Количество дисков 10 14 18

Количество заготовок, забракованных по УЗК 2 Нет 1

Продолжение таблицы 2

Параметр сравнения 26ХНЗМ2ФАА 27ХНЗМ2ФА-Ш

КП840 КП680 КП680

Среда охлаждения при закалке Вода Через воду в масло Масло

Количество полных повторных термообработок 0 0 3

Количество доотпусков 3 1 2

Среднее значение о02 до/после повторной термообработки. МПа 940/920 800/790 740/730

Неоднородность значений сщ по ободу, МПа Нет Нет < 170

Различие по а,>2 у поставщика и заказчика, МПа <20 Нет < 100

Разчичие свойств между ободом и ступицей Дц/ = 5 % ДКСУ = = 20 Дж/см! ДТЧ' = 7°С К Д у = 4 % Не определено

Технологический процесс изготовления дисков на ИЗ независимо от категории прочности материала характеризуется стабильностью в достижении требуемого уровня прочности и комплекса свойств, отсутствием полных повторных термообработок, однородностью свойств поверхностных зон заготовок дисков и незначительной разницей при испытаниях у поставщика и заказчика.

Максимальные значения прочности стали 26ХНЗМ2ФАА с КП840 получены при средних значениях пластичности и ударной вязкости - на уровне этих значений для сталей с более низкой категорией прочности (рис. 1).

Повышение температуры до 200 °С приводит для всех сталей к пропорциональному снижению предела текучести и прочности в среднем на 60-80 МПа при практически постоянном уровне пластичности.

Результаты сравнения уровня свойств сталей разной категории прочности по критериям показывают, что максимальные значе-

ния критериев общего уровня свойств получены для стали 26ХНЗМ2ФАА с КП840 (рис. 2).

Рис. 1. Средние (-) и крайние (----) значения характеристик

механических свойств материала диска из стали 26ХНЗМ2ФАА с КП840 (/) и КП680 (2) и из стали 27ХНЗМ2ФА-Ш с КП680 (5)

Рис. 2. Значения критериев общего уровня свойств £„ и К, материала дисков из стали 26ХНЗМ2ФАА с КП840 (/) и КП680 (2) и из стали 27ХНЗМ2ФА-Ш с КП680 (3)

На основании результатов испытаний механических свойств материалов дисков из стали 26ХНЗМ2ФАА с КП840 и сопоставления их со свойствами материала дисков ГТУ из стали 26ХНЗМ2ФАА и стали 27ХНЗМ2ФА-Ш меньшей категории прочности можно отметить:

- на ИЗ по специально разработанной технологии, имеющей существенные отличия от ранее применяемой при производстве дисков, изготовлены крупногабаритные заготовки дисков турбины головного образца мощной ГТУ из стали 26ХНЗМ2ФАА, отвечающей требованиям технических условий, в частности категории прочности, до этого не использованной в отечественном стационарном энергетическом машиностроении для этого класса материалов;

- высокий уровень прочностных характеристик материала достигнут в результате реализации преимуществ, заложенных в технологии металлургического производства дисков, в сочетании с низкими значениями переходной температуры хрупкости, а также высокими значениями пластичности и ударной вязкости металла с поверхностных слоев заготовок;

- для материала дисков турбины, обработанных на повышенную категорию прочности, соблюдаются установленные ранее для сталей этого класса с более низким уровнем прочности соотношения и закономерности между отдельными характеристиками механических свойств: прямая зависимость между пределом прочности и твердостью, между ударной вязкостью и относительным сужением и обратная зависимость между прочностью, с одной стороны, и пластичностью и ударной вязкостью - с другой.

Четвертая глава посвящена исследованию фактического уровня свойств металла центральных зон первых натурных дисков из стали 26ХНЗМ2ФАА повышенной прочности.

Разрезаны и исследованы заготовки дисков турбины трех ступеней: 1-й, 3-й и 4-й. Диск 4-й ступени является самым крупногабаритным, толщина ступицы 615 мм. Для металла центральной зоны анизотропия свойств, которую определили по результатам испытаний тангенциальных и осевых образцов (табл. 3), незначительна и равна 1,2.

Таблица 3

Результаты испытаний механических свойств материала наиболее теплоинерционной зоны диска 4-й ступени

Место вырезки Направление образца Г °С 1 исп> ^ Механические свойства

Со.2 <т„ 5 КСУ, Дж/см2 НВ

МПа %

Центральная - наиболее теп-лоинер-ционная Тангенциальное 20 20 200 910 910 820 1040 1050 930 16,5 18,5 16,5 66,0 66,0 61,0 156 142 302 302

Радиальное 20 20 200 880 890 790 1020 1020 910 18,5 17,5 16,0 66,0 66,0 61,0 155 129 293 293

20 890 1030 14,5 53,0 126 293

Осевое 20 900 1030 17,5 58,0 112 302

200 890 1020 17,5 58,0

Значения переходной температуры хрупкости в различных зонах диска и изменение переходной температуры хрупкости процента вязкого волокна в изломе ударных образцов и ударной вязкости KCV по толщине ступицы диска представлены на рис. 3.

Значения ударной вязкости и доля вязкой составляющей в изломе образцов при отрицательных температурах существенно снижаются, что приводит к повышению значений переходной температуры хрупкости до значений минус 2 - минус 7 °С. Особенно резко это изменение происходит в прилегающей к поверхности зоне на глубине около 90 мм.

Уровень характеристик механических свойств материала исследованных заготовок дисков 1-й, 3-й и 4-й ступени практически одинаков (табл. 4). Характер изменения переходной температуры хрупкости для всех трёх дисков также одинаков и обратно подобен харак-

Рис. 3. Изменение переходной температуры хрупкости Тк , процента волокна в изломе ударных образцов В и ударной вязкости KCV металла по толщине ступицы диска 4-й ступени:

I — расстояние от поверхности торца диска со стороны: а-низа слитка, б - верха слитка; /, 2, 3, 4, 5 - температуры испытаний, равные + 20°, - 20°, - 40°, - 60°, - 80 ° С соответственно

теру изменения скорости охлаждения при закалке (рис. 4). При удалении от поверхности к центру наблюдается резкое снижение скорости охлаждения и повышение значений переходной температуры в поверхностных зонах до постоянных в центральных зонах уровней скорости охлаждения и критической температуры хрупкости.

Таблица 4

Механические свойства при 20 °С и значения переходной температуры хрупкости материала заготовок дисков 1-й, 3-й и 4-й ступени из стали 26ХНЗМ2ФАА

Диск ступени Зона испытаний ' Со 2 о» 5 КСУ, Дж/см2 В,% г50, к ' °с

МПа %

4-й Поверхность 960 970 1050 1080 170 20 0 64 0 73 0 129 142 100 100 -70 - -88

Центр 870 910 990 1050 165 20 5 64 0 75 0 96 148 74 100 -2 ч--7

1-й Поверхность 960 960 1060 1070 165 21 0 66 0 72 0 140 150 100 100 -70 + -76

Центр 850 930 1000 1050 165 21.0 64 0 69 0 99 149 74 100 +1 + -8

3-й Поверхность 960 980 1050 1080 190 21 0 64 0 71 0 136 150 100 100 -76 +-83

Центр 890 930 1000 1050 170 22 0 62 0 710 152 160 100 100 -11--22

Примечания. 1. Направление вырезки образцов-тангенциальное. 2. В числителе - минимальное значение, в знаменателе - максимальное.

При определении значений переходной температуры хрупкости материала заготовок дисков после их закалки и отпуска в различных точках по сечению заготовок в зависимости от скорости охлаждения при закалке в этих точках в интервале температур бей-нитного превращения 400-300 °С наблюдается обратная линейная зависимость температуры хрупкости от логарифма скорости охлаждения (рис.5). При скоростях охлаждения более 1200 °С/ч отмечается перелом, связанный с достижением критической скорости охлаждения

Рис. 4. Изменение скорости охлаждения и переходной температуры хрупкости по высоте ступицы Ь заготовки диска 4-й ступени при охлаждении в воде:

У - скорости охлаждения в интервале 400-300 °С; 2 - значения 7"5°

Рис. 5. Зависимость переходной температуры хрупкости от скорости охлаждения при закалке (° С/ч) материала дисков из стали 26ХНЗМ2ФАА:

о-диск 4-й ступени; • -диск 1-й ступени; +- диск 3-й ступени — 16 —

и началом мартенситного превращения. Переходная температура хрупкости материала дисков после отпуска находится в интервале минус 70 - минус 90 °С и практически не зависит от дальнейшего повышения скорости охлаждения. Как следует из полученной зависимости, значение переходной температуры хрупкости, равное 0 °С и ниже, может быть достигнуто при скорости охлаждения 120°С/ч и выше.

По результатам разрезки и исследования трех натурных заготовок дисков можно сделать следующие выводы:

-получен устойчивый и высокий уровень механических свойств и сопротивления хрупким разрушениям металла центральных зон всех трех дисков;

- наблюдаются следующие закономерности в изменении механических свойств металла по объёму дисков: во-первых, снижение значений предела прочности и предела текучести металла при комнатной температуре в приповерхностных зонах до значений, достаточно высоких и постоянных в центральных зонах дисков; во-вторых, удовлетворительные и практически постоянные значения пластических характеристик и высокие значения ударной вязкости металла при 20 °С по всему объёму дисков; в-третьих, весьма низкая переходная температура

т 50

хрупкости металла на поверхности дисков, повышение по мере удаления от поверхности до уровня, постоянного для центральных зон дисков;

- распределение характеристик механических свойств материала исследованных дисков свидетельствует о стабильности технологии изготовления дисков и реализации заложенных преимуществ технологического процесса не только для поверхностных зон дисков, но и по всему сечению поковок, в том числе для наиболее труднообрабатываемых для этого класса сталей центральных зон крупногабаритных заготовок дисков.

В пятой главе представлены результаты исследования структуры материала дисков из стали 26ХНЗМ2ФАА повышенной прочности.

Микроструктура материала диска характеризуется наличием структур мартенсита и бейнита после отпуска в поверхностной и центральной зонах соответственно. Структура мартенсита после отпуска имеет ориентацию по мартенситу и игольчатый вид.

Зафиксировано наличие остатков дендритной структуры по сечению дисков. Расположение осей дендритов является более плотным в направлении, перпендикулярном направлению приложения нагрузки (оси дисков) при осадке диска.

Закономерности в изменении величины зерна при удалении от поверхности к центру диска не выявлено. Обнаружено влияние дендритной неоднородности на величину зерна поковок дисков 1-й и 4-й ступени: увеличение зерна до 1-3 номера и наличие разнозернистости в междендритных промежутках; в осях дендритов зерно однородное по размеру и соответствует 5-7 номеру.

В результате определения фазового состава материала дисков 1-й, 3-й и 4-й ступени на образцах, вырезанных из центральных зон дисков и из поверхностной зоны, было обнаружено наличие в структуре дисков двух типов карбидов: типа цементита МезС и карбида МС (табл. 5).

Таб л и ц а 5

Результаты фазового анализа материала диска 4-й ступени

Зона диска Тип карбида Содержание элементов в карбидах, мае. %

Сг Мо V Ре

Центр Ме3С, МС 0,42 0,23 0,13 2,47

Центр Ме3С, МС 0,44 0,24 0,12 2,64

Поверхность Ме3С, МС 0,53 0,22 0,15 2,30

Однако при одинаковости типа карбиды в центральной зоне имеют на рентгенограмме отличия в интенсивности и размытости линий по сравнению с линиями классического М3С, что может быть связано с морфологическими особенностями карбидов в этих зонах.

В шестой главе осуществлена оценка связи параметров карбидной фазы со свойствами стали 26ХНЗМ2ФАА.

Методом экстракционных угольных реплик получены электронно-микроскопические изображения микроструктуры центрального и поверхностного участков наиболее теплоинерционной зоны диска 4-й ступени (рис. 6). Микроструктура представляет собой структуру мартенсита и бейнита после отпуска.

Микродифракционный анализ карбидных частиц из различных зон, различных по форме и размерам и последующая расшифровка электронограмм свидетельствуют о наличии практически одного типа карбидных частиц - цементитного.

в) х 30000 е) х 30000

Рис. 6. Электронно-микроскопическое изображение карбидной составляющей микроструктуры материала поверхностной (а, б, в) и наиболее тепло-инерционной центральной зоны (г, д, ё) диска 4-й ступени

Незначительные расхождения (около 2 %) в величине межплоскостных расстояний, вычисленные для анализируемых частиц, обусловлены, вероятнее всего, наличием в карбиде РезС атомов Fe, замещенных на атомы легирующих элементов, таких как Сг, Мо, V.

Распределение частиц карбидов в твердом растворе носит равномерный характер, без каких-либо скоплений по границам. В зоне обода структура сохранила игольчатое строение.

Частицы карбидов поверхностных зон металла имеют наиболее

простую удлиненную или округлую форму. В центральной зоне наря-р %

70 60 50 40 30 20 10

1 2 Э 4 5 6 7 6 в 10 II 12 13 W ' 15 16 17 18 16 20 21 22 10 мм

Рис. 7. Относительное количество карбидных частиц различных

размеров в структуре материала диска 4-й ступени на различном расстоянии от поверхности:

1-9 мм; 2-30 мм; 3-165 мм (центральная зона)

ду с такими частицами имеются более крупные карбиды сложной неправильной формы, скопления которых при небольших увеличениях придают структуре этой зоны более «грубый» вид.

Размеры карбидных частиц в поверхностных зонах изменяются от 0,01 до 0,6 мкм, в центральной зоне встречаются частицы с размерами до 2,0 мкм.

На расстоянии 9 мм от поверхности диска 4-й ступени 90 % составляют карбиды размером до 0,2 мкм. В центральной зоне на расстоянии 165 мм от центра количество таких частиц составляет около 35 %, зафиксировано появление частиц с максимальным размером до 2,1 мкм (рис. 7).

Кривая изменения максимального размера карбидных частиц и значений переходной температуры хрупкости при удалении от поверхности диска 4-й ступени на расстояние около 100 мм от поверхности имеет перелом, после которого дальнейшее укрупнение карбидов и повышение переходной температуры хрупкости не происходит (рис. 8).

Рис.8. Изменение максимального разброса Л|п1< карбидных частиц и значений переходной температуры хрупкости Тна различном расстоянии Ь от поверхности диска 4-й ступени: • - среднее значение От„; о - значение Гк ; $ - разброс

Размер крупных карбидов по мере удаления от поверхности становится соизмеримым с размером неметаллических включений в стали. Количество карбидов размером более 1 мкм на единице площади находится на уровне 107 частиц/см2, в то время как количество неметаллических включений размером более 1 мкм не превышает 10 вклю-чений/см2, то есть в результате термической обработки крупногабаритной заготовки диска 4-й ступени из-за низких скоростей охлаждения при закалке в структуре стали появляется структурная составляющая, соизмеримая с неметаллическими включениями, в количествах, на два порядка превышающих количество неметаллических включений.

В седьмой главе исследована склонность к отпускной хрупкости стали 26ХНЗМ2ФАА.

Для этого проведено сопоставление влияния медленного (ступенчатого) охлаждения после отпурка по сравнению с быстрым охлаждением на свойства сталей 26ХНЗМ2ФАА и 27ХНЗМ2ФА-Ш. Установлено повышение переходной температуры хрупкости АТ™ , которое для стали 26ХНЗМ2ФАА равно 24 °С, а для стали 27ХНЗМ2ФА-Ш -56 °С. После ступенчатого охлаждения при отпуске для этих сталей характерен более низкий уровень ударной вязкости практически во всем интервале отрицательных температур. В среднем ударная вязкость стали 26ХНЗМ2ФАА в охрупченном состоянии выше, чем для стали 27ХНЗМ2ФА-Ш в неохрупченном состоянии.

Выводы.

1. В результате выполненных исследований структуры и свойств материала поверхностных зон первых партий дисков турбины и компрессора головного образца ГТУ и материала трех натурных поковок по толщине и радиусу заготовок из стали 26ХНЗМ2ФАА определен фактический уровень характеристик механических свойств и значений переходной температуры хрупкости и.их соответствие техническим требованиям для высокопрочной стали 26ХНЗМ2ФАА, примененной для изготовления крупногабаритных дисков турбины головного и последующих образцов газотурбинной установки ГТЭ-150.

2. Показано, что технологический процесс изготовления дисков у поставщика обеспечивает получение высокого уровня прочностных характеристик в сочетании с высокими значениями пластичности и ударной вязкости и с низкой переходной температурой хрупкости, а распределение характеристик механических свойств по объему исследованных дисков свидетельствует об однородности механических свойств и реализации преимуществ технологического процесса не только для поверхностных зон дисков, но и по всему сечению поковок.

3. Установлено, что изменение механических свойств по сечению и объему дисков с высокой прочностью аналогично изменениям, которые наблюдаются для материала дисков и роторов с более низкой категорией прочности.

4. Выявлена зависимость значений переходной температуры хрупкости и параметров карбидной фазы высокопрочного бейнита стали 26ХНЗМ2ФАА от скорости охлаждения при закалке в интервале температур бейнитного превращения 400-300 °С.

5. Обнаружено значительное увеличение размера карбидных частиц от поверхности к центру дисков. В центральных зонах их размер соизмерим с размером неметаллических включений. Выявлена взаимосвязь значений переходной температуры хрупкости и максимального размера карбидных частиц.

6. Установлено, что сталь 26ХНЗМ2ФАА, несмотря на низкое содержание вредных примесей, склонна к отпускной хрупкости, что ограничивает ее применение для дисков турбин, работающих при температурах металла до 350 °С. Для повышения верхней границы температурного интервала использования стали необходимо применение высокочистой модификации этой стали с низким содержанием вредных примесей, кремния и марганца.

7. Выполненные подробные исследования структуры и свойств по объему крупногабаритных заготовок дисков из высокопрочной стали 26ХНЗМ2ФАА позволяют расширить область надежного применения стали при проектировании мощных паровых и газовых турбин и изготовлении высоконагруженных дисков при увеличении размеров их металлургических заготовок.

Основное содержание диссертации опубликовано в работах:

1. Рыжков В. К., Чижик А. А., Малышевская Е. Г., Левин А. Е., Леонтьев С. А., Колпишон Э. Ю., Катеева Н. П. Высокопрочная сталь для крупногабаритных дисков мощных турбомашин. - Труды ЦКТИ, 1989, вып. 256, с. 8-16.

2. Leontiev S. A. Tchizhik A. A. High-strength 3,5-Ni-Cr-Mo-V steel for power turbine oversized disks. - Materials for Advanced Power Engineering 1994, Liege, Belgium, 1994, p. 43-44.

3. Манилова Е. П., Леонтьев С. А. Структура и свойства металла диска ТВД турбины ГТК-10 после длительной эксплуатации. Материалы восьмого всероссийского научно-практического семинара «Обеспечение работы энергооборудования ТЭС и АЭС после сверхдлительной эксплуатации». СПб., 2002, с. 137-140.

4. Рыбников А. И., Гецов Л. Б., Осыка А. С, Леонтьев С. А., Ртищев В. В. Жаропрочные сплавы и покрытия для деталей турбины ГТЭ-150. -Труды ЦКТИ, 2002, вып. 284, с. 158-167.

5. Рыбников А. И., Манилова Е. П., Ковалев А. Г., Леонтьев С. А. Структура и свойства металла дисков ТВД турбины ГТК-10 после длительной эксплуатации. - Труды ЦКТИ, 2002, вып. 286, с. 205-211.

6. Getsov L. В., Leontiev S. A., Manilova E. P., Rybnikov A. I. Improving the methods for gas turbine component reliability evaluation considering the material structure changes during longterm service. Abstracts of "News Trends in Fatigue and Fracture II" conference 12-13 May 2003, Hammamet (Tunisia), p. 35.

7. Manilova E., Leontiev S. Investigation of carbides in gas turbine disks produced from EP428 grad steel after long-term service exposure. Proceedings of 58th ABM Annual Congress, Rio de Janeiro (Brazil), July 2003, p. 127-134 CD.

8. Леонтьев С. А., Петреня Ю. К. Опыт изготовления и свойства материала крупногабаритных дисков из высокопрочной стали мощной ГТУ. -Теплоэнергетика, 2004 (в печати).

Редактор Л. П. Коняева Корректор А. Н. Крутнева Компьютерный набор и верстка А. И. Клименкова

ЛП №000188 от 02.06.1999. ПЛД №69-378 от 09.06.1999.

Ротапринт. Подписано в печать 27.10.2004. Формат бумаги 60х84'/]6.

Объем 1,0 уч.-изд. л. Бумага офсетная. Тираж 100. Заказ 223.

ОАО «НПОЦКТИ». 191167, Санкт-Петербург, ул. Атаманская, д. 3/6

Введение.

Глава 1. Применение №-Сг-Мо-У сталей для изготовления крупногабаритных роторов и дисков энергетических турбин.

1.1. Современное состояние вопроса.

1.2. Комплекс требований, предъявляемых к свойствам материала дисков турбины современных ГТУ из №-Сг-Мо-У стали.

1.3. Выводы и задачи исследования.

Глава 2. Материал и методика исследования.

2.1. Материал дисков турбины и технологические особенности их изготовления.

2.2. Методика исследования.

Глава 3. Исследование влияния повышенной прочности и особенностей технологии изготовления на механические свойства материала дисков из стали 26ХНЗМ2ФАА.

3.1. Исследование свойств материала поверхностных зон заготовок первых партий дисков из стали 26ХНЗМ2ФАА различной категории прочности.

3.2. Оценка влияния технологии изготовления и уровня прочности на свойства материала поверхностных зон.

Глава 4. Исследование фактического уровня свойств центральных зон первых натурных дисков из стали 26ХНЗМ2ФАА повышенной прочности.

4.1. Диск 4 ступени турбины.

4.2. Диск 1 ступени турбины.

4.3. Диск 3 ступени турбины.

4.4. Обобщение результатов и выводы.

Глава 5. Исследование структуры материала дисков из стали 26ХНЗМ2ФАА повышенной прочности.

5.1 Особенности макро- и микроструктуры материала дисков.

5.2 Исследование характера металлургических дефектов и оценка точности ультразвукового контроля натурных дисков.

5.3 Фазовый состав материала дисков.

Глава 6. Влияние карбидной составляющей микроструктуры стали 26ХНЗМ2ФАА повышенной прочности на свойства материала дисков.

6.1 Состояние карбидной фазы в структуре материала дисков.

6.2 Оценка параметров карбидной фазы.

Глава 7. Отпускная хрупкость стали 26ХНЗМ2ФАА.

Создание паровых и газовых турбин большой мощности, а также их компоновка в парогазовые комплексы является в настоящее время основным средством повышения к.п.д. стационарных турбоагрегатов, используемых для производства электрической энергии. Повышение мощности требует увеличения некоторых параметров турбин, в частности, прочности и габаритов основных деталей. Однихми из таких деталей являются ротора и диски турбины. Увеличение габаритов при одновременном повышении прочности материала заготовок этих деталей сопряжено с решением ряда металлургических задач, связанных с обеспечением комплекса конструкторских требований, предъявляемых к материалу.

Настоящая работа посвящена оптимизации свойств 3,5 №-Сг-Мо-У-стали, использованной для изготовления крупногабаритных дисков (толщина ступицы - 620 мм, диаметр - 2000 мм) мощной газотурбинной стационарной энергетической установки ГТЭ-150 с начальной температурой газа перед турбиной равной 950-1100°С. Сталь 26ХНЗМ2ФАА является модификацией широко применяемой для изготовления крупногабаритных роторов паровых турбин стали 26ХНЗМ2ФА, но в отличие от последней, вследствие особенностей конструкции ГТУ, должна иметь более высокие значения прочности в сочетании с низкими значениями переходной температуры хрупкости по всему объему дисков. Задача, заключающаяся в достижении такого сочетания свойств в дисках таких габаритов, для этого класса сталей ставилась впервые. Для ее решения был использован ряд технологических приемов, не использованных ранее при производстве роторов турбин.

Все это обусловило актуальность темы и необходимость проведения исследований материала первых дисков ГТУ с целью оценки оптимальности структуры и свойств материала дисков, полученных при изготовлении. Г

Достижение этой цели возможно на основании определения фактически достигнутого уровня свойств материала дисков и оценки влияния технологии металлургического производства на комплекс служебных характеристик материала и связано с проведением трудоемких работ по разрезке натурных дисков, изготовлением большого количества образцов и привлечением современных специальных методов исследования структуры и свойств металла дисков.

Настоящая работа является частью комплекса работ, проведенных на ЛМЗ, Ижорском заводе, НПО ЦКТИ и НПО ЦНИИТМАШ при непосредственном участие автора, по решению задач обеспечения материалом для высоконагруженных дисков турбины новой энергетической установки.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. В результате выполненных исследований структуры и свойств материала поверхностных зон первых партий дисков турбины и компрессора головного образца ГТУ и материала трех натурных поковок по толщине и радиусу из стали 26ХНЗМ2ФАА определен фактический уровень характеристик механических свойств и значений переходной температуры хрупкости и их соответствие техническим требованиям для высокопрочной стали 26ХНЗМ2ФАА, примененной для изготовления крупногабаритных дисков турбины головного и последующих образцов газотурбинной установки ГТЭ-150.

2. Показано, что технологический процесс изготовления дисков у поставщика обеспечивает получение высокого уровня прочностных характеристик в сочетании с высокими значениями пластичности и ударной вязкости и с низкой переходной температуры хрупкости, а распределение характеристик механических свойств по объему исследованных дисков свидетельствует об однородности механических свойств и реализации преимуществ технологического процесса не только для поверхностных зон дисков, но и по всему сечению поковок.

3. Установлено, что изменения механических свойств по сечению и объему дисков из стали 26ХНЗМ2ФАА с высокой прочностью аналогичны изменениям, которые наблюдаются для материала дисков и роторов с более низкой категорией прочности.

4. Выявлена зависимость значений переходной температуры хрупкости и параметров карбидной фазы высокопрочного отпущенного бейнита стали 26ХНЗМ2ФАА от скорости охлаждения при закалке в интервале температур бейнитного превращения 400-300 °С.

5. Обнаружено значительное увеличение размера карбидных частиц от поверхности к центру дисков. В центральных зонах их размер соизмерим с размером неметаллических включений. Выявлена взаимосвязь значений переходной температуры хрупкости и максимального размера карбидных частиц.

6. Установлено, что сталь 26ХНЗМ2ФАА, несмотря на низкое содержание вредных примесей, склонна к отпускной хрупкости, что ограничивает ее применение для дисков турбин, работающих при температурах металла до 350 °С. Для повышения верхней границы температурного интервала использования стали необходимо применение высокочистой модификации этой стали с низким содержанием вредных примесей, кремния и марганца.

7. Выполненные подробные исследования структуры и свойств по объему крупногабаритных заготовок дисков из высокопрочной стали 26ХНЗМ2ФАА позволяют расширить область надежного применения стали при проектировании мощных паровых и газовых турбин и изготовлении высоконагруженных дисков при увеличении размеров их металлургических заготовок.

1. Нагорнов Н.П., Руби некая Н.Ю. Основные свойства конструкционных легированных сталей марок 38ХГН, 35ХНВ и 34ХН1М. Производство крупных машин. М. Машиностроение, 1964, вып. 5, С.76-90.

2. Жиронкин А.Н., Хинский П.Д. и др. Механические свойства крупных поковок. Сталь, 1955, N 11, С. 1016-1022.

3. Склюев П.В. Влияние скорости охлаждения на механические свойства конструкционной стали. Производство крупных машин. М. Машиностроение, 1964, вып.5, С. 109-122.

4. Склюев П.В. Статистическая обработка результатов механических испытаний крупных деталей. Производство крупных машин. М.Машиностроение, 1964, вып.5, С. 123-142.

5. Склюев П.В. Применение метода корреляции для изучения взаимосвязи между механическими свойствами легированных марок стали. Заводская лаборатория, 1956, N3, С.325-329.

6. Склюев П.В., Чижик А.И. и др. Сталь с пониженным содержанием никеля для крупных дисков паровых турбин. Производство крупных машин. М.Машиностроение, 1966, вып. 13.

7. Хинский П.Д.Станюкович A.B., Чижик A.A., Рабинович В.П., Солнцев

8. Ю.П., Склонность к хрупким разрушениям роторов из высокопрочной конструкционной стали. Энергомашиностроение, 1966, N2, С. 33-37.

9. Малеева О.Э. Аварии роторов турбогенераторов в США в 1954г. Энергомашиностроение, 1977, N11, С.30-31.

10. Хинский П.Д. К вопросу оценки склонности роторов и дисков к хладноломкости. Труды ЦКТИ, 1968, N84

11. Склюев П.В.,Захаров В.М., Кватер Л.И., Тиморов Б.Д., Зелинский В.М., Чижик А.И., Иванова И.Г., Беркман И.В. Механические свойства крупных дисков из стали 34XH3MA, 35ХН1М2ФА и ЗОХНЗМ2ФА. Энергомашиностроение, 1978, N7, С.28-30.

12. Чижик А.И., Рабинович В.П., Беркман И.В., Гензе A.A., Иванова И.Г.

13. Сравнительная оценка сопротивления хрупкому разрушению сталей для дисков паровых турбин. Энергомашиностроение, 1974, N 4, С.31-33.

14. Хинский П.Д., Генерсон И.Г., Либман П.М. и др. Выбор материалов,4исследование и технология производства дисков и покрышек для нагнетателя газа, работающего в условиях Крайнего Севера. Энергомашиностроение, 1973, N5, С.25-28.

15. Хинский П.Д., Генерсон И.Г. Влияние величины зерна и интенсивности закалки на хладноломкость роторной стали. МиТОМ, 1973, N6, С.60-62.

16. Колпишон Э.Ю., Чижик А.И., Иванова И.Г. Исследование материала ротора экспериментальной паровой турбины. Энергомашиностроение, 1978, N10, С. 6-9.

17. Крянин И.Р., Рабинович В.П. и др. Исследование склонности к хрупким разрушениям материалов турбинных дисков и валов, работающих при низких температурах. Проблемы прочности, 1970, N8, С. 20-27.

18. Чижик А.И., Чижик A.A. Материалы для основных деталей паровых турбин. Энергомашиностроение, 1975, N12, С.6-10.

19. Соболев Ю.П., Хинский П.Д., Колпишон Э.Ю. и др. Изготовление крупной роторной поковки с низкой переходной температурой из стали 35ХНЗМФА. Энергомашиностроение, 1981, N7, С.27.

20. Ф.Хенгер, Т.Гайгер, Б.Зондергер, Механические свойства хромомолибденовых и хромоникельмолибденовых улучшаемых сталей для крупных поковок. Черные металлы, 1970, N22, С.75-86.

21. П.Опель, К.Флорин , К.Фишер. Перспективная хромоникельмолибденовая сталь для роторов турбин и валов генераторов. Черные металлы, 1970, С.23-33.

22. К.-Х. Пиль. Влияние химического состава, термообработки и структуры на свойства никельхроммолибденванадиевых улучшаемых сталей. Черные металлы, 1975, N18, С. 19-27.

23. К.Ферх, К.Фишер, К.-Х. Пиль. Целенаправленные изменения состава стали 26NiCrMoV145. Черные металлы, 1981, N15, С.21-25.

24. К. Фишер и др. Изготовление 200т вала генератора из 435т кузнечного слитка. Черные металлы, 1985, N13, С.29-31.

25. К.-Д. Хаверкамп, К. Фишер, К.-Х. Пиль. Изготовление 200т вала генератора из 435 т слитка. Черные металлы, 1985, №13, С.20-24.

26. Догенкольбе И. и др. Воздействие примесей на свойства материалов. Черные металлы, 1988, N11, С.3-12.

27. Поттхаст Э. Высокочистые стали 3,5%NiCrMoV и улучшенные стали 1%-СгМо для турбостроения. Черные металлы, 1988, N14-15, С.40.

28. Попов A.A., Попова JI.E. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита. Машгиз, Свердловск, 1961.

29. Соболев Ю.В., Колпишон Э.Ю., Хинский П.Д., Рудченко A.B., Плеханов В.А. Раскисление стали 35ХНЭМФА для крупной роторной поковки углеродом под вакуумом. Сталь, 1980, N11.

30. Хинский П.Д., Иващенко М.М., Плеханов В.А. и др. Пути оптимизации термической обработки крупных поковок. Энергомашиностроение, 1975, N12, С.13-16.

31. Крылов В.П., Улизко Э.П., Златин З.П. Влияние скорости охлаждения при закалке на переходную температуру металла роторов. Труды ЦКТИ, 1977, N146, С.29-33.

32. Хоугарди Х.П., Вильдау М. Расчет термической обработки сталей. Черные металлы ,1985, N25, С.36-43.

33. Финклер X. и др. Влияние скорости охлаждения при закалке на механические свойства улучшенных сталей. Черные металлы, 1985,N8, С.32.

34. Энгель Х.Ю., Хартвиг Ю. Перспективы развития конструкционных материалов. Черные металлы ,1986, N6, С.26-37.

35. Каваджи С., Хом Р., Джин Т. и др. Поковки из огромных слитков диаметром 3550 мм и весом 400 т. 6 международное совещание по ковке, 1972, США, Черри-Хилл, Нью-Джерси.

36. Борисов И.А. Измельчение зерна аустенита в крупных поковках из стали 25ХНЗМФА. МиТОМ, 1978, N2.

37. Борисов И.А., Меринов Г.Н. Влияние отпуска на механические свойства и сопротивление распространению трещины стали 24Х2НМ2ФА. МИТОМ, 1976, N7, С.57-58.

38. Ермаков Б.С., Колчин Г.Г., Чижик A.A. Влияние термообработки на структуру и свойства стали 26ХНЗМ2ФА. МиТОМ, 1987, N2, С. 13-15.

39. Калетин А.Ю., Кутьин А.Б. и др. Длительный высокий отпуск стали 38ХНЗМФА с бейнитной структурой. 1. Карбидообразование и структурные превращения. ФИМ, 1986. т.61., вып.5, С.915-921.

40. Кутьин А.Б., Калетин А.Ю. Длительный отпуск стали с бейнитной структурой. 2. Ударная вязкость и характер разрушения. ФММ, 1986, т.62, вып. 1, С.128.

41. Калетин А.Ю., Рыжков А.Г. и др. Легирование и термообработка сталей с бейнитной структурой. МиТОМ, 1987, N10, С. 13-17.

42. Склюев П.В. Механические свойства покрышек и дисков в зависимости от марки стали, габаритов детали. Энергомашиностроение, 1974, N8, С.26-28.

43. Солнцев Ю.П., Лебедев В.Н., Колчин Г.Г., Крамаров М.А.

44. Исследование сопротивления разрушению роторов турбогенераторов из стали 35ХНЭМФА. Энергомашиностроение, 1974, N7, С.23-26.

45. Хинский П.Д., Крылов В.П. Влияние водорода на свойства крупных стальных поковок. Труды ЦКТИ, 1971, N105, С.89-101.

46. Гуляев А.П., Голованенко Ю.С., Зикеев В.Н. Влияние качества немартенситных продуктов превращения на сопротивление разрушению улучшаемой конструкционной стали. МиТОМ, 1978, N7, С.60-67.

47. Чижик A.A., Хотмиров В.Г., Жумахова Т.Н., Чижик Т.А., Иванова И.Г. Исследование вязкости разрушения дисковых и роторных сталей. Труды ЦКТИ, 1977, N146.

48. Иванова И.Г., Смирнова И.А., Кубачек В.В., Жумахова Т.Н., Кислен кова Л.В. Исследование материала натурных дисков паровых турбин, изготовленным по различным вариантам металлургической технологии. Труды ЦКТИ, 1982, N194, С.61-67.

49. Хинский П.Д., Иващенко М.М., Циринская И.И., Соболев Ю.В., Колпишон Э.Ю., Иванова И.Г. Моделирование термообработки роторных поковок. Энергомашиностроение, 1978, N9, С.37.

50. Захаров В.Н., Склюев П.В. Современное состояние производства уникальных поковок. Энергомашиностроение, 1983, N36, С.40-44.

51. Хинский П.Д. Влияние величины зерна на критическую температуру хрупкости роторной стали. Энергомашиностроение, 1973, N10, С.24-25.

52. Рыжков А.Г., Калетин Ю.М. Хромоникельмолибденовые* конструкционные стали. МиТОМ, 1988, N6, С.20-22.

53. Хинский П.Д., Коган Н.Э. Зависимость температуры полухрупкости от уровня прочности конструкционных сталей. МиТОМ, 1982, N10, С.37-39.

54. Хинский П.Д., Коган Н.Э., Канова О.И., Рубашный Л.Г. Исследование влияния уровня прочности на переходную температуру хрупкости роторной стали 26ХНЗМФА. Труды ЦКТИ,1982, N194, С.43-45.

55. Хинский П.Д., Пигрова Г.Д. Сокращение продолжительности отпуска конструкционной стали. Энергомашиностроение, 1985, N9, С.25-26.

56. Бойченко Ю.А., Сосин A.B., Шкатова A.M., Шаков H.A., Куликова Л.Г. Трещиностой кость роторной Cr-Ni-Mo-V-стали с бейнитной структурой. МиТОМ, 1988, N9.

57. Боднер, Тейлор, Албано, Хейн. Повышение трещиностойкости поковок дисков паровых турбин из стали 35NiCrMoV. Современное машиностроение N8, 1989.

58. Jhelning Karl-Erik. ССТ Liagraws with natural cooling. Scandinavian journal of metallurgy, 1978, V.7, N6, p.252-263.

59. Лошкарев B.E., Хинский П.Д. Термическая обработка заготовок дисков турбин ГТЭ-150 на предел текучести 900 МПа. Энергомашиностроение, 1989, N9, С.26-29.

60. Отчет о НИР. Разработать технологию производства заготовок элементов головной энергетической газотурбинной установки типа ГТЭ-150 из роторной стали типа 26ХНЗМ2ФА. Л.-М, 1987.

61. Астафьев A.A. Новые процессы термической и химико-термической обработки в машиностроении. Энергомашиностроение, 1988,N10, С.27-30.

62. Баженова З.С„ Канова О.И., Зорькин Е.Ф., Иоффе П.А., Колпишон Э.Ю. Особенности предварительной термообработки крупных поковок из среднеуглеродистой Cr-Ni-Mo-V стали. Энергомашиностроение, 1988, N6, С.25-26.

63. Карк Г.С., Астафьев A.A. Металловедение и термическая обработка сталей для оборудования жароустановок. Труды ЦНИИТМаш, 1983, N 177, С. 43-46.

64. Утевский Л.М., Гликман Е.Э., Карк Г.С. Обратимая отпускнаяхрупкость стали и сплавов железа. М. Металлургиздат, 1987,

65. Gould G.C., The comparing embrittlement of steel. Special Technical Paper, 1968, p.90-105.

66. Меськин B.C., Основы легирования стали. M., 1959, С.260-271.

67. Манилова Е.П., Мельникова И.С. Связь переходной температуры хрупкости с тонкой структурой роторной стали. Труды ЦКТИ, 1985, N218, С.7-11.

68. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М., "Металлургия", 1973.

69. Горелик С.С., Расторгуев JI.H., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннографический анализ металлов. М., Изд-во черной и цветной металлургии, 1973.

70. К.Эндрюс, Д.Дайсон, С.Киоун. Электроннограммы и их интерпретация. М., "Мир", 1971.

71. П.Хирш и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М., "Мир", 1968.

72. Металлография железа. Том 1. М.,"Металлургия", 1972.

73. Миркин Л.И. Рентгеноструктурный контроль машиностроительных материалов. Справочник, М.,"Машиностроение", 1979.

74. Смирнова A.B. и др. Электронная микроскопия в металловедении. Справочник, М., Из-во "Металлургия", 1985.

75. Степнов М.Н. Статистические методы обработки результатов механических испытаний: Справочник М, "Машиностроение", 1985.Щ1. Приложспнс1.