автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Оценка ресурса и обобщение влияния процессов длительной эксплуатации на структуру и свойства хладостойких сталей

На правахрукописи

Вологжанина Светлана Антониновна

ОЦЕНКА РЕСУРСА И ОБОБЩЕНИЕ ВЛИЯНИЯ ПРОЦЕССОВ ДЛИТЕЛЬНОЙ ЭКСПЛУАТАЦИИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ХЛАДОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ

Специальность - 05.02.01. Материаловедение (машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Санкт-Петербург 2004

Работа выполнена в ГОУ ВПО «Санкт-Петербургский государственный университет низкотемпературных и пищевых технологий».

Научный консультант

Официальные оппоненты

доктор технических наук профессор, Солнцев Ю.П.

академик РАН доктор технических наук профессор Банных О.А

доктор технических наук профессор Малышевский В.А.

доктор технических наук профессор Шахназаров Ю.В.

Ведущая организация ОАО «Ижорские заводы»

Защита состоится «21» декабря 2004 г в 14 часов на заседании диссертационного Совета Д 212.229.19 при ГОУ ВПО «Санкт-Петербургский государственный политехнический университет» по адресу195251, Санкт-Петербург, ул. Политехническая, д.29.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО «Санкт-Петербургский государственный политехнический университет».

Автореферат разослан «_ 2004 г.

Ученый секретарь

Диссертационного Совета Д 212.229.19 ^

Доктор технических наук, профессор Востров В.Н.

Актуальность работы. Проблема продления ресурса криосистем является одной из наиболее острых задач низкотемпературного металловедения и к настоящему времени охватывает целый ряд отраслей оборонной и гражданской направленности. Это и ракетные космические стартовые системы, криоэнерге-тика, прецизионная техника и техника физики высоких энергий, системы по очистке и сжижению газов. В гражданских отраслях именно системы очистки и сжижения газов являются наиболее крупными и дорогостоящими технологическими объектами, замена которых потребовала бы многомиллионных капиталовложений. Проблема промышленной безопасности, охрана труда и снижение аварийности и травмоопасности производства особо остро встала в последнее десятилетие. Это связано с резким старением парка оборудования, отсутствием его плановых реноваций, повторным введением отдельных агрегатов и производств в целом в эксплуатацию после длительных - иногда многолетних простоев. Это потребовало разработки принципиально новых подходов к вопросам контроля металла оборудования, переосмысления широко известных классических работ по вопросам металловедения углеродистых и легированных сталей с учетом особенностей их эксплуатации в 90-е годы 20- века и в настоящее время, позволяющих повысить надежность низкотемпературного оборудования. Особое внимание вопросам надежности, безопасной эксплуатации и долговечности низкотемпературных систем начали уделять во второй половине 90-х годов XX века что вызвано их старением и исчерпанием срока службы и принятием Федерального закона от 20.06.1997 г. «О промышленной безопасности опасных производственных объектов», резко ужесточившего требования к эксплуатации такого оборудования. Учитывая возросший уровень требований к оценке работоспособности оборудования, особенно за пределами его расчетного срока службы, и отсутствие технических и финансовых возможностей у отечественных предприятий по его замене, Международной Академией холода (МАХ) была разработана комплексная программа исследований, направленных на создание новых методов оценки надежности и долговечности оборудования низкотемпературной техники и техники, эксплуатируемой в условиях климатического холода, создание метода продления индивидуального ресурса криоси-стем.

Цель работы - оценка влияния длительной эксплуатации на превращения, физико-механические свойства, коррозионную стойкость сталей низкотемпературного оборудования и использование полученных результатов исследований при уточнении остаточного ресурса оборудования, отработавшего расчетный срок службы.

В работе были поставлены и решены следующие задачи:

1. Исследование фактического состояния металла вырезок из различных групп низкотемпературного оборудования (сосудов, колонн, трубопроводов, фильтров) и определение свойств хладостсй^^ с^щ^щод^нщ^тельной низ-

БИБЛИОТЕКА 1

котемпературной и термоциклической эксплуатации, установление причин, приводящих к снижению запасов пластичности и вязкости материала.

2. Выявление эксплуатационных факторов, влияющих на снижение надежности и срока службы основного и вспомогательного оборудования низкотемпературной техники.

3. Определение температурно-временных областей возникновения и развития зернограничных сегрегации примесных элементов в границах зерен сталей низкотемпературного оборудования, оценка влияния зернограничных сегрегации примесных элементов на механические свойства, переходную температуру хрупкости, малоцикловую усталость и коррозионную стойкость хладостойких сталей.

4. Использование результатов исследования опытных образцов и образцов из вырезок для разработки рекомендаций по повышению надежности и безопасности работы оборудования с учетом всех изменений, произошедших в оборудовании за время службы, и переходу от среднестатистической (средне-парковой) оценки запасов оборудования к созданию индивидуальных методов диагностики ресурса материалов низкотемпературной техники, выполнению на индивидуальной базе данных прочностных расчетов и выдаче рекомендаций по эксплуатации.

Научная новизна работы состоит в следующем:

- определены основные факторы риска, ответственные за снижение надежности и долговечности оборудования низкотемпературной техники;

- установлено, что кратковременные технологические разогревы (достигающие в сумме за период эксплуатации от 100 до 1000 ч) могут приводить к развитию зернограничных сегрегации примесных атомов в материалах низкотемпературного оборудования, приводя к охрупчиванию материала при эксплуатации в области низких температур;

- уточнены температурно-временные области максимального развития зер-нограничных сегрегации атомов фосфора, азота, серы, марганца, кремния и цветных металлов на границах зерен углеродистых и ряда легированных сталей;

- показано, что эксплуатация основного низкотемпературного оборудования в диапазоне температур 1000-4,2 К может приводить к возникновению коррозионных трещин по механизму межкристаллитной коррозии (МКК), а при температурах от 293 до 4,2 К - по механизму коррозионного растрескивания (КР);

- определены температурно-временные параметры технологических разогре-вов оборудования, не приводящие к возникновению склонности к МКК и развитию зернограничных сегрегации примесных атомов в материалах низкотемпературного оборудования;

- уточнена взаимосвязь структуры, параметров эксплуатации, химического и фазового состава материала основного низкотемпературного оборудования с ее

магнитной проницаемостью;

— определена возможность применения полученных результатов при разработке рекомендаций по оценке фактического состояния и продления срока службы материалов основного и вспомогательного низкотемпературного оборудования, отработавшего расчетный срок службы в 100 тыс. ч;

Практическая значимость работы:

— выявлены основные факторы риска, снижающие надежность и долговечность низкотемпературного оборудования, отработавшего расчетный ресурс в 100 тыс. ч. Это позволит более обосновано назначать режимы термической обработки сталей и рассчитывать температурные режимы эксплуатации и технологических разогревов низкотемпературного оборудования;

— рекомендованы мероприятия, позволяющие повысить ресурс безопасной эксплуатации низкотемпературного оборудования, в зависимости от температурных условий эксплуатации: для вспомогательного оборудования, эксплуатируемого при температурах климатического холода, предложено применять низкоуглеродистые стали, микролегированные ванадием, ниобием или титаном и модифицированные РЗМ и силикокальцием; для основного низкотемпературного оборудования, эксплуатируемого по режиму 293—77 К, рекомендовано использование метастабильных аустенитных сталей;

— уточнена и дополнена методика для проведения неразрушающего контроля металла оборудования основных технологических линий получения и очистки жидких криопродуктов на предмет обнаружения зон потенциально склонных или поврежденных коррозией;

— разработана метастабильная аустенитная сталь 06Х15Н9Г8АФ (патент № 2173351);

— разработан способ диагностики и контроля качества материала трубопроводов (патент № 2193771).

Апробация работы: Материалы, составляющие основное содержание работы, докладывались и обсуждались на более, чем 20 международных и всероссийских конференциях и семинарах, в том числе: XIV Петербургских чтениях по проблемам прочности секции прочности и пластичности материалов им. Н.Н. Давиденкова Дома ученых Санкт-Петербурга, СПб, 2003 г.; международных научно-технических конференциях «Актуальные проблемы прочности материалов и конструкций при низких и криогенных температурах». СПб, 1995, 1997, 1998, 2000, 2002 гт; международном научно-техническом семинаре «Механические свойства и разрушение сталей при низких температурах», СПб, 1996 г; международных научно-технических конференциях «Прочность материалов и конструкций при низких температурах». СПб, 1998, 1999, 2000, 2001, 2002 гт; российской «Новые материалы и технологии», Москва, 1997 г; Первой уральской школе-семинаре металловедов - молодых ученых, Екатеринбург, 1999 г; научно-практических информационно-консультационных семинарах

«Материаловедение, пластическая и термическая обработка металлов», СПб, 1999, 2000 гт; научно-технической конференции «Материаловедение и технология обработки металлов», СПб, 2000 г; международных научно-технических конференциях «Проблемы ресурса и безопасной эксплуатации материалов», СПб, 2003, 2004 гт; международной научно-технической конференции «Низкотемпературные и пищевые технологии в XXI веке», СПб, 2003 г; международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии и их использование в технике», СПб, 2004 г; научно-техническом семинаре «Неразрушающий контроль при производстве и эксплуатации объектов космической отрасли» в рамках международной выставки «Дефектоскопия 2004», СПб, 2004 г.

Публикации: По теме диссертации опубликовано 38 работ, библиографический список которых приведен в конце реферата.

Объем и структура работы: диссертация состоит из введения, семи глав, заключения и основных выводов. Основное содержание работы и выводы изложены на 289 страницах машинописного текста. Диссертация содержит 105 рисунков и 66 таблиц. Список литературы включает 338 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, исходя из проблем ресурса низкотемпературной техники и оборудования, нормативов продления срока службы такого оборудования за пределы расчетного, показана научная новизна результатов работы и их практическая значимость.

В первой главе приведены сведения по анализу состояния существующих и развитию новых подходов к проблеме оценки остаточного ресурса машин и аппаратов низкотемпературной техники. Из анализа литературных источников было установлено, что к настоящему времени около 70 % эксплуатируемого с применением низкотемпературных технологий оборудования или исчерпали расчетный срок службы, или близки к нему. Так как подобное оборудование подпадает под действие Федерального закона «О промышленной безопасности опасных производственных объектов», других законодательных и нормативных актов Правительства РФ, ГТТН РФ, то для продления срока его эксплуатации за пределы расчетного необходимо применение ряда нормативных процедур, в частности, предусмотренных ПБ 10-115-96 «Правилами по устройству и безопасной эксплуатации сосудов, работающих под давлением»; РД 03-484-02 «Положением о порядке продления срока безопасной эксплуатации технических устройств и сооружений на опасных производственных объектах», других нормативно-технических актов. В ходе работы был проведен анализ всех основных нормативных документов, посвященных продлению срока службы оборудования опасных производственных объектов в РФ и за рубежом. Показано, что в данной документации, подробно описывающей все процедуры

цедуры контроля, наиболее слабым местом являются вопросы, посвященные эксплуатационным изменениям структуры и свойств материалов. Это, в частности, касается оборудования низкотемпературной техники, особенности конструкции которого - наличие сложных вакуумных изоляционных систем и т.п., практически исключают возможность проведения предусмотренных регламентом прямых механических испытаний металла оборудования на образцах вырезках.

Применяемые в этом случае технологии оценки ресурса основаны на косвенных методах пересчета свойств металла от исходного состояния к конечному. Это выполняется путем введения специальных понижающих коэффициентов, что приводит к неполной реализации ресурса оборудования, или наоборот, учитывая температурный цикл эксплуатации, основываются на гипотезе о неизменности свойств металла в ходе длительной эксплуатации. Такие подходы допустимы для оборудования, которое в ходе эксплуатации не подвергается технологическим или ремонтным разогревам. Однако, в том случае, когда такие разогревы происходят, корректность применения этих методов понижается. Об этом говорят материалы публикаций, описывающие выявленные в низкотемпературных системах дефекты - коррозионные повреждения, трещины, возникающие по механизму задержанного разрушения и т.п. В ходе литературного обзора не удалось обнаружить единой - общепринятой модели, описывающей влияние длительной низкотемпературной эксплуатации на механические свойства хладостойких сталей.

В качестве объекта исследования в работе рассматривалось низкотемпературное оборудование. В процессе его эксплуатации, а также в технологическом цикле возможны различные уровни температур: климатический холод -до 233 К, до 77; ниже 77 К до 4,2 К. При технологических разогревах, связанных с процессами регенерации систем катализа и очистки, либо ремонтными работами, возможен разогрев материала оборудования до 1000 К. Кроме того, в процессе эксплуатации материал оборудования подвергается всему спектру воздействий эксплуатационных факторов риска: термоциклическим нагрузкам; локальным пластическим деформациям; релаксации остаточных напряжений и короблению конструкций после проведения ремонтных работ; воздействию коррозионных сред. Для изготовления оборудования вспомогательных производств используются качественные углеродистые стали 10 и 20. Для основного оборудования с температурой эксплуатации ниже 233 К до 4,2 К - чаще всего используют аустенитные стали типа 12Х18Н10Т и 12Х18Н12Т.

Материалы и методика исследований. Дано обоснование выбора материалов для исследования, описаны технологии и режимы их выплавки, термической и термомеханической обработки, технологии изготовления образцов для механических, усталостных и коррозионных испытаний, методики и инструментальные особенности испытаний образцов. В работе исследовались не-

сколько групп материалов, исходя из принятых температурных режимов эксплуатации: углеродистые качественные стали 10 и 20, используемые для изготовления вспомогательного оборудования; метастабильные Cr-Ni-Mn аустенит-ные стали, сталь 12Х18Н12Т, используемые для основного оборудования низкотемпературной техники. Были использованы как стали промышленной выплавки, в частности материалы оборудования после длительной эксплуатации, так и опытные плавки, которые были выплавлены на ОАО «Ижорские заводы» в открытой высокочастотной индукционной печи с основной футеровкой. Всего было изготовлено более 40 плавок углеродистых и легированных сталей. Для получения различных по химическому составу материалов был применен метод раздельного легирования, когда при разливке стали в изложницы базовая плавка дошихтовывалась легирующими элементами до заданного уровня. Кроме того, для оценки роли зернограничных сегрегации в формировании свойств Fe-C сплавов на кафедре черных металлов СПбГПУ были выплавлены 4 модельных плавки, содержащих 0,05, 0,10 и 0,20 % углерода и минимальное содержание примесных элементов, что было достигнуто применением особо чистых шихтовых материалов. Определение химических составов опытных плавок осуществляли как стандартными методами аналитической химии, так и на квантометре фирмы «Philips». Содержание азота в плавках определяли «мокрым» методом на ОАО «Обуховский завод». Проверку полученных результатов проводили методом вакуум-плавления на ОАО «Ижорские заводы». Металлографический анализ был выполнен на микроскопах ММР-2Р и «Neophot-21» при увеличениях от 100 до 650 крат. При тонких исследованиях микроструктуры - при увеличениях до 10000 крат был применен электронный микроскоп JEV-200A с ускоряющим напряжением 200 кВ. Топография изломов образцов изучалась на растровом электронном микроскопе JSM-35 с ускоряющим напряжением в 60 кВ и разрешающей способностью до 100 А. Рентгеноструктурный анализ выполнялся на универсальном дифрактометре ДРОН-3. При химическом анализе поверхностей разрушения образцов использовали метод Оже-спектроскопии и метод эмисссионного спектрального микроанализа (ЭСМА). Исследования методом Оже-спектроскопии (ESCA/AES) были выполнены на установке PHS-548. Для построения концентрационных кривых распределения элементов в слоях свыше 1000 А использовали метод электроразрядного поэлементного микроанализа, проводимого с помощью взрывного катодного распыления на установке УЭМ-1.

Во второй главе представлены данные по влиянию условий эксплуатации на материалы оборудования климатического холода, приведены результаты исследований процессов образования и развития зернограничных сегрегации в низкоуглеродистых (0,05-0,20 % масс, углерода) Fe-C сплавах и анализ влияния сегрегационых процессов на механические свойства, усталостную прочность и коррозионную стойкость этих материалов. В процессе плавки часть

сплавов разливалась в кипящем состоянии, часть подвергалась раскислению кремнием, марганцем или алюминием. Это позволило оценить роль элементов-раскислителей на формирование зернограничных сегрегации примесных атомов в границах зерен Бе-С сплавов и физико-механические свойства углеродистых сталей. Исследования проводили на образцах, которые были подвергнуты изотермическим выдержкам в диапазоне температур 473-1273 К. Время выдержек изменялось от 0,1 до 1000 ч и выбиралось с учетом возможных фактических разогревов металла оборудования низкотемпературной техники. За минимальную продолжительность выдержки принималось время, необходимое для проведения ремонтной сварочной операции, за максимальную - суммарный срок высокотемпературных технологических разогревов за срок службы систем очистки и сжижения газов, в частности, гелия. Это позволило оценить роль температуры и продолжительности нагрева в перераспределении углерода и примесных элементов в границы зерен Бе-С сплавов, проследить кинетику процесса образования, развития и рассасывания зернограничных сегрегации примесных атомов в ходе длительных высокотемпературных обработок материалов низкотемпературной техники. Изучено распределение примесных элементов в границах наследственных (аустенитных) и действительных (ферритных) зерен (рис. 1).

Рис. 1. Концентрация атомов железа в границах ферритных (Ф) и аустенитных (А) зерен Бе-С сплавов после изотермических выдержек при 473-1073 К: а - плавка 1; б - плавка 2

Показано, что высокотемпературные разогревы материала вызывают обогащение границ зерен сталей атомами примесных элементов, образующих зер-нограничные сегрегации. Установлено, что перераспределение атомов примесных элементов из тела в границы зерен оказывает влияние на весь комплекс физико-химических и механических свойств Бе-С сплавов (рис. 2,3, табл. 1).

50 6)

40 323

30 293

20 263

10 233 ■

0 203 ■

Г 50

573 673 773 823 873 923 973 1073

573 673 773 823 873 923 973 1073

Температура нагрева, К Рис. 2. Влияние температуры изотермической выдержки и зернограничной сегрегации атомов Р и С на переходную температуру хрупкости: а, в, д - плавка 3, б, г - плавка 4

65С

й С

а

I 45(1

а.

в а

К

35( 250

0,5 1,0

10

100

1000

10000 Число циклов, N

Изотермическая выдержка 1073 К, 0,5 ч

Рис. 3. Кривые малоцикловой усталости Ее-С сплавов 1,3- при 293 К; 2, 4- при 77 К; 1,2 - плавка 2; 3, 4 - плавка 4

Таблица 1. Влияние температуры изотермической выдержки на глубину проникновения коррозионного дефекта

Плавка Глубина проникновения коррозионного дефекта мкм/ч после изотермической выдержки, К

- 473 573 673 773 873 973 1073

1 Глубина 14,2 167,2 248,6 371,2 415,2 377,6 288,4 315,3

£ сегр.* - 7,26 8,02 18,28 22,96 51,96 16,31 26,09

2 Глубина 118,6 131,2 151,2 150,8 162,8 297,3 186,5 180,1

2 сегр.* - 3,66 4,32 3,71 5,50 30,21 8,02 7,35

4 Глубина 124,1 181,2 177,3 160,8 183,4 321,2 248,4 181,2

I сегр.* - 4,45 4,38 2,70 4,42 34,33 7,28 3,98

2 сегр.* - суммарное содержание примесных атомов в границах аустенитных зерен плавок (% ат.)

Для каждого из примесных элементов установлен свой температурный интервал максимального содержания в границе зерна. Наибольшее снижение надежности и работоспособности Fe-C сплавов обнаруживается после изотермических выдержек, соответствующих максимальному развитию зерногранич-ных сегрегации фосфора, который следует считать наиболее опасной из сегрегирующих в границы зерен примесей.

В третьей главе изучена возможность распространения результатов исследований образования и развития зернограничных сегрегации примесных атомов в Fe-C сплавах на углеродистые стали промышленного производства. Проведен анализ достоверности полученного с их помощью прогноза изменений комплекса физико-механических свойств углеродистых сталей после длительных высокотемпературных нагревов. С этой целью были проанализированы вырезки металла из вспомогательного оборудования энерготехнологического назначения (табл. 2). Были исследованы вырезки сталей 10 и 20 из 4-х паропроводов, эксплуатировавшихся в течение 130-249 тыс. ч при температурах 470-640 К и 4-х сосудов, работавших под давлением в течение 214-243 тыс.ч при 518-743 К. Оборудование было установлено на открытом воздухе в тех регионах страны, где средняя температура самой холодной пятидневки в году была ниже 233 К(-40 °С). Была показана идентичность диффузионных процессов, подтверждена неизменность кинетики и температурно-временных диапазонов образования и развития зернограничных сегрегации примесных атомов в Fe-C сплавах и сталях промышленного производства.

Таблица 2. Параметры эксплуатации оборудования и химические составы вырезок

Марка стали и ее условное обозначение Параметры эксплуатации Химический состав вырезок, масс.%**

Температура, К Время эксплуатации, тыс. ч в/вал

С Мп S Р Sn Pb

10-10-1 518 210,4 0,68 0,09 0,49 0,021 0,023 0,009 0,006

10-10-2 663 197,1 0,55 0,10 0,48 0,023 0,025 0,006 0,004

10-10-3 663* 0,1 - 0,09 0,45 0,019 0,028 0,008 0,006

20-20-3 470 130,8 0,70 0,20 0,44 0,024 0,024 0,008 0,007

20-20-4 573 249,2 0,70 0,19 0,45 0,018 0,028 0,006 0,007

20 - 20-5 640 197,7 0,65 0,20 0,39 0,019 0,028 0,004 0,007

20-20-6 723 243,4 0,60 0,22 0,45 0,018 0,028 0,005 0,004

20-20-7 743 212,6 0,65 0,19 0,50 0,022 0,025 0,004 0,008

20-20-8 743 0,1 - 0,21 0,40 0,021 0,026 0,003 0,006

*-для стали 10-3 температура нагревов выбиралась 518 и 663 К; для стали 20-8 - 473,573, 640, 723, 743 К; ** - содержание азота в сталях 0,04 - 0,07 масс.%; остальные элементы - в рамках внутрмарочного состава

Выявлено, что более высокое содержание примесей в промышленных сталях приводит к количественно более высоким уровням концентрации примесных атомов в границах зерен. Установлено, что высокотемпературная экс-

плуатация образцов из стали 20-6 и 20-7 (температура эксплуатации 723 и 743 К соответственно) привела к тому, что ударная вязкость сталей при температурах 233 К и ниже оказалась меньше минимально допустимой, составляющей согласно Правил устройства и безопасной эксплуатации оборудования, подведомственного ПТН РФ КСУ^ > 0,25 МДж/м2 (табл. 3).

Таблица 3. Ударная вязкость и работа развития трещины в образцах вырезок из оборудования, отработавшего расчетный срок службы (более 100 тыс.час)

Сталь Ударная вязкость КСУ, МДж/м^, Удельная работа развития трещины,

при температуре Т, К МДж/м, при температуре Т, К

293 253 233 213 77 293 253 233 213 77

20-3 1,12 0,83 0,44 0,14 0,11 0,66 0,39 0,18 0,06 0,06

20-4 1,14 0,74 0,37 0,19 0,10 0,53 0,31 0,14 0,03 0,03

20-5 1,05 0,70 0,33 0,16 0,11 0,51 0,25 0,12 0,06 0,03

20-6 0,75 0,41 0,27 0,14 0,10 0,37 0,19 0,09 0,06 0,03

20-7 0,62 0,27 0,14 0,12 0,10 0,31 0,14 0,08 0,05 0,03

Анализ химического состава поверхностей разрушения образцов показал, что причиной исчерпания ресурса оборудования явилось диффузионное перераспределение в границы аустенитных зерен атомов примесных элементов (табл. 4). Хотя известно, что скорость диффузии атомов примесей при температурах 723-743 К невелика, однако длительности нагревов в 243,4 и 216,6 тыс. ч оказались достаточными для образования в границах сегрегации атомов фосфора, свинца и олова.

Таблица 4. Результаты исследований поверхностей разрушения образцов сталей после длительной эксплуатации в диапазоне температур 723 - 743 К

Сталь Температура Тип из- Содержание элемента в изломе, ат. % (Оже-

разрушения лома* метод)

образца, К С Мп Р Бп РЬ

20-6 293 В 0,67 0,59 1,34 0,009 0,011

253 В 0,62 0,60 1,21 0,010 0,10

233 в-м 0,59 0,63 . 8,71 0,1 0,19

77** м 0,63 0,71 8,67 0,13 0,18

20-7 293 в 0,52 0,65 1,15 0,011 0,009

253 в 0,60 0,71 1,09 0,009 0,009

233 м 0,61 0,58 11,50 0,14 0,16

77* м 0,63 0,63 11,43 0,13 0,18

20-8 253 в 0,37 0,53 0,31 0,009 0,010

(743 К, 233 в 0,39 0,51 0,29 0,009 0,009

100 ч) 77 в 0,39 0,66 0,33 0,009 0,010

м 0,42 0,65 5,21 0,009 0,08

* В - внутризеренный излом, М - межзеренный излом; ** Использованы образцы КСТ,

где гарантированно были получены межзеренные изломы

Влияние сегрегации атомов фосфора - самой опасной из сегрегирующих примесей, - в промышленных сталях дополнительно усиливается сегрегациями

атомов цветных металлов (мышьяка, олова и т.п.), температурный интервал максимального развития которых совпадает с интервалом развития сегрегации атомов фосфора и приходится на 823-923 К.

Таким образом, установлено, что влияние зернограничных сегрегации примесных атомов на свойства промышленных углеродистых сталей, качественно совпадая с влиянием на свойства опытных сплавов, количественно превосходит его из-за больших концентраций примесных элементов в составе сталей. Это подтверждают результаты исследований механических свойств, переходной температуры хрупкости, усталостной прочности и коррозионной стойкости промышленных сталей.

В изломах образцов сталей, эксплуатируемых при невысоких температурах, выявлено некоторое превышение над средним уровнем содержание примесных элементов (табл. 5).

Таблица 5. Результаты исследований поверхностей разрушения образцов сталей после длительной эксплуатации в диапазоне температур 470-640 К

Сталь Темпера- Тип Содержание элемента в изломе, ат. % (Оже-метод)

тура раз- изло- С Мп 8 Р Бп РЬ

рушения образца, К ма*

10-1 293 В* 0,36 0,97 0,39 0,25 0,009 0,014

' 233 В 0,42 1,14 0,46 0,26 0,010 0,016

77** м 0,51 1,50 0,45 0,35 0,016 0,019

10-2 293 в 0,41 0,88 0,33 0,30 0,007 0,012

233 в 0,44 1,06 0,37 0,29 0,009 0,011

77 м 0,62 1,42 0,51 0,30 0,015 0,012

20-3 293 в 0,49 0,97 0,49 0,29 0,009 0,010

233 в 0,53 1,32 0,48 0,37 0,010 0,010

77 м 0,59 1,14 0,51 0,39 0,014 0,011

20-4 293 в 0,50 0,86 0,37 0,22 0,011 0,008

233 в 0,53 1,20 0,44 0,37 0,014 0,009

77 м 0,69 1Д7 0,43 0,44 0,012 0,016

20-5 293 в 0,51 0,82 0,31 0,28 0,010 0,014

233 в 0,50 1,19 0,37 0,29 0,012 0,014

77 м 0,68 1,19 0,43 0,36 0,018 0,013

20-8 293 в 0,40 0,43 0,51 0,31 0,011 0,011

(470 К, 233 в 0,41 0,48 0,39 0,34 0,010 0,011

100 ч) 77 м 0,59 0,61 0,48 0,48 0,014 0,012

20-8 293 в 0,39 0,49 0,33 0,30 0,011 0,014

(573 К, 233 в 0,41 0,50 0,40 0,33 0,012 0,016

100 ч) 77 м 0,41 0,60 0,40 0,49 0,011 0,009

20-8 293 в 0,38 0,51 0,39 0,37 0,011 0,013

(640 К, 100 ч) 233 77 в м 0,37 0,43 0,50 0,63 0,41 0,44 0,38 0,41 0,009 0,011 0,014 0,016

* В - внутризеренный излом, М - межзеренный излом; ** Использованы образцы

КСТ, где гарантированно были получены межзеренные изломы

Анализ металла вырезок из оборудования, отработавшего расчетный срок службы - более 100 тыс. ч не только подтвердил полученные в главе данные о единстве сегрегационных процессов в опытных сплавах и сталях промышленного производства, но и позволил сделать ряд практических выводов. Это позволяет значительно сократить объем контроля фактического состояния металла оборудования, изготовленного из углеродистых сталей, при проведении работ по продлению срока его службы за пределы расчетного.

Показано, что все оборудование из углеродистых сталей можно разделить на две группы. Первая - ресурсо-зависимое оборудование с температурой эксплуатации 673-748 К, ресурс которого должен быть ограничен в соответствии с Правилами устройства и безопасной эксплуатации объектов ГГТН РФ (обычно 100 тыс. час.) Продление срока службы такого оборудования возможно только при проведении прямых испытаний механических свойств, так как при данных температурах сегрегационные процессы в сталях приводят к перераспределению примесных элементов в границы зерен, интенсивному развитию зернограничных сегрегации фосфора и других примесных элементов и, как следствие, резкому снижению вязкости, пластичности, усталостной прочности и коррозионной стойкости.

Вторая - ресурсо-независимое с температурой эксплуатации не выше 673 К. При этих температурах сегрегационные процессы в углеродистых сталях заторможены, изменения свойств материала в ходе длительной (свыше 100 тыс. ч) эксплуатации не происходит и достоверные данные о механических свойствах металла можно получить косвенным методом, например пересчетом результатов замеров его твердости. Таким образом, срок службы такого оборудования может быть продлен на основании анализа его фактического состояния только неразрушающими методами, что значительно упрощает и удешевляет стоимость работ, сокращает сроки их проведения.

Показана положительная роль микролегирования углеродистых сталей карбидообразующими элементами - ванадием, ниобием и титаном в концентрациях, не превышающих их предельной растворимости в твердом растворе. В этом случае наблюдается измельчение аустенитных зерен сталей, снижение уровня зернограничных сегрегации примесных элементов, дополнительное дисперсионное упрочнение, повышение хладо- и трещиностойкости (табл. 6).

Использование модификаторов из щелочноземельных и редкоземельных металлов способствует глобуляризации и дисперсности неметаллических включений. Следует рекомендовать применение силикокальция и ферроцерия для повышения хладостойкости сталей, работающих при низких температурах.

Проведенные исследования позволили рекомендовать для углеродистых и низколегированных сталей вновь вводимого в эксплуатацию оборудования, работающего в условиях климатических температур, замену режима термической обработки стали с нормализации на термоциклическую обработку; модифицирование стали редкоземельными металлами и силикокальцием;

рование стали редкоземельными металлами и силикокальцием; микролегирование стали титаном, ниобием или ванадием.

Таблица 6. Механические свойства, балл зерна и содержание вредных примесей в границах аустенитных зерен углеродистых сталей

№ Режим термической Сталь Механические свойства Балл у ** ■¿-ссгр

обработки а» оод 55 ~293К 1с аусте- (ат. %)

нита

МПа % МПам1"

1 Нагрев 1173 К, выдержка 2 20Л 485 270 19 48 5 24,3

ч, охлаждение на воздухе 20МЛ 552 318 29 50 6 22,0

20ФЛ-1*** 610 410 28 51 8 16,0

20ФЛ-2*** 590 360 33 54 7-8 16,2

20БЛ 610 375 31 54 7 16,8

20ТЛ 600 370 30 55 7-« 16,6

2 Нагрев 1213 К, выдержка 2 20Л 473 251 14 60 - 19,4

ч, охлаждение в воде + от- 20МЛ 615 503 21 67 - 17,9

пуск при 873 К -1 ч

3 Гомогенизация при 1373 К 20Л 525 280 23 54 - 17,0

- 2 ч + режим 2 20МЛ 620 408 25 69 - 14,9

4 Гомогенизация при 1373 К 20Л 563 351 24 70 9-10 11,6

- 2 ч + 4-кратное ТЦО в 20МЛ 635 440 25 70 10-11 10,3

межкритическом интерва- 20ФЛ-2*** 640 460 28 74 12 8,8

ле с охлаждением на воз- 20БЛ 625 430 29 76 11-12 9,1

духе -1,3 и 4 циклов и в 20ФЛ-1*** 640 470 26 69 11 9,0

воде после 2-го цикла* 20ТЛ 655 480 28 74 12 9,1

* Режим, принятый на ОАО «Ижорские заводью; ** Содержание примесных атомов в слое

толщиной 10 А; *** 20ФЛ-1 (0,15 % V), 20ФЛ-2 (0,12 % V) Содержание № - 0,06 %;

Мо -0,15%, Т1-0,03 %

В четвертой главе для основного оборудования низкотемпературной техники, эксплуатируемого по режиму 293-77-293 К без высокотемпературных технологических разогревов, предложено использование Сг-№-Мп метастаби-льных аустенитных сталей, дополнительно легированных ванадием и азотом. Исследование влияния легирующих элементов на механические свойства проводили на опытных плавках, прокатанных на лист 14 мм. За основу была принята Сг-№-Мп сталь, дополнительно легированная ванадием и азотом. Окончательная термообработка состояла из аустенитизации при 1323 К с охлаждением в воде и последующим старением при 963 К в течение 25 ч. Совместное легирование стали азотом и ванадием с последующим дисперсионным твердением дает возможность повысить уровень предела текучести при комнатной температуре. Высокие характеристики относительного удлинения и ударной вязкости при криогенных температурах могут быть сохранены благодаря деформационному мартенситному превращению. В качестве критерия интенсивности фазовых превращений принята средняя скорость образования а-мартенсита при

равномерной деформации статическим растяжением в заданных температурных условиях. Критерий М = а/8 представляет собой отношение а - количества мартенсита, образовавшегося в зоне равномерной деформации образца при данной температуре к 5 - относительному удлинению при той же температуре. Такой критерий наиболее полно связывает кинетику фазовых превращений с механическими свойствами метастабильных аустенитных сталей. На рис. 4 приведена зависимость прочности и ударной вязкости на образцах Шарпи от степени нестабильности аустенита при температурах 293, 77 и 20 К.

1 2 3 4 5

Интенсивность фазовых превращений M = a/S

Рис. 4. Зависимость временного сопротивления (а) и ударной вязкости (б) от интенсивности фазовых превращений в Cr-Ni-Mn сталях при низких температурах

Максимальными значениями ударной вязкости обладают стали, характеризующиеся критерием интенсивности фазовых превращений около 1,2 и 1,8 при температурах 77 и 20 К соответственно. Отклонение от этих оптимальных значений в сторону как стабилизации, так и дестабилизации твердого раствора приводит к снижению ударной вязкости. Причем, если M = a/5 при 77 К менее 1,2 и М = а/5 при 20 К менее 1,8, шейка не успевает упрочниться настолько, чтобы престать быть самым слабым местом образца. При значениях М = а/8 при 77 К более 1,2 и М = а/8 при 20 К более 1,8 происходит слишком интенсивный ход мартенситного превращения, что может привести к преждевременному разрушению по мартенситной структуре, которая обладает меньшей пластичностью. Этим значениям критерия М = а/5 отвечает условие [V]/[N+C] = 3,1, при соблюдении которого происходит наиболее полное связывание азота, углерода и ванадия в карбонитрид V(C, N). В процессе старения одновременно протекают два противоположных процесса: разупрочнение твердого раствора в результате выведения из матрицы упрочняющего элемента - азота с одновременным повышением прочности материала за счет выделения карбонитридных фаз V(C, N). Однако упрочняющее влияние карбонитридной фазы существенно

выше, чем разупрочняющее влияние выведения азота из твердого раствора. В результате этого временное сопротивление и особенно предел текучести стали после старения возрастают (рис. 5).

На основании исследований установлен оптимальный состав метаста-бильной аустенитной стали, % масс: не более 0,06 С; 14-16 Сг; 8,5-9,5 №; 7-9 Мп; 0,2-0,4 N 1,0-1,5 V. На сталь получен патент № 2173351. Разработанная марка 06Х15Н9Г8АФ была доведена до практического внедрения - из нее были

изготовлены сосуды давления, механические свойства и натурные испытания которых показали значительно лучшие результаты по сравнению с сосудами из стали 12Х18Н10Т (табл. 7, рис. 6).

Таблица 7. Механические свойства и результаты испытаний сосудов внутренним давлением из сталей 12Х18Н10Т и 06Х15Н9Г8АФ

Сталь ст., МПа МПа 85, % КСУ, МДж/м2 'дельная прочность Давление разрушения, МПа Напряжения в стенке в момент разрушения, МПа Место разрушения

П| ри температуре, К

293 293 77 20 77 20

12Х18Н10Т 660 260 37 32 3,0 2,8 30 9,8-13,2 490-660 Продольное сварное соединение

06Х15Н9Г8АФ 900 500 46 36 2,4 2,2 64 18,0-21,0 1038-1240 Кольцевое сварное соединение

В пятой главе проведен анализ фактического состояния материала основного оборудования очистки и сжижения газов, в частности, гелия, после длительной эксплуатации. В табл. 8 приведены параметры эксплуатации, температуры эксплуатации и межэксплуатационных разогревов, время суммарного простоя и химические составы, а в табл. 9 механические свойства металла вырезок из различных элементов оборудования.

Таблица 8. Параметры эксплуатации и время суммарного простоя оборудования и химический состав металла вырезок

№ Оборудование и Тэкс, Время экс- Суммарный Число Химический состав,

место вырезки к плуатации, простой, термо- мае. %

тыс. ч тыс. ч смен С Сг № ТС

1 Емкость хранения жидкого гелия (вырезка 1) 2934,2 83,4 16,1 372 0,11 18,1 11,6 0,31

2 Патрубок Ду 210 мм ввода трубопровода жидкого гелия (вырезка 2) 2934,2 83,4 16,1 372 0,12 17,9 12,1 0,27

3 Трубопровод жидкого гелия 108x8 мм (вырезка 3) 8704,2 81,6 12,3 219 0,11 17,5 12,0 0,33

4 Трубопровод жидкого гелия 108x8 мм (вырезка 4) 8704,2 81,6 12,3 219 0,11 17,5 12,0 0,33

5 Корпус колонны (вырезка 5) 5504,2 97,5 16,0 197 0,12 18,0 11,9 0,32

6 Корпус фильтра жидкого гелия (вырезка 6) 9504,2 92,0 19,0 161 0,11 17,9 11,7 0,29

Определены эксплуатационные факторы риска для материалов основного низкотемпературного оборудования, эксплуатируемого по циклу 293-4,2-293 К. Это термоциклические нагрузки; пластические деформации, возникающие в локальных объемах оборудования, которые могут быть связаны с монтажными дефектами, например, нарушением трассировки трубопроводов, механическими повреждениями - забоина, риска и др.; релаксация остаточных напряжений и коробление конструкций после проведения ремонтных работ; коррозионные среды, воздействие которых возможно либо за счет повреждения или разрушения защитных кожухов криосистем, либо при длительном простое оборудования из-за скопления агрессивного конденсата в опасных зонах.

Таблица 9. Механические свойства и вид разрушения металла вырезок при 293 и 4,2 К

Образцы из вырезки № Температура испытания К Механические свойства Вид разрушения

СТО,2 о, б5 КСУ

МПа % МДж/м2

Сталь 12Х18Н12Т (исходное состояние) 293 280 600 55 3,0 Вязкое, внутризеренное

4,2 625 1450 40 2,4

Вырезка 1 293 270 575 46 2,6 Вязкое, внутризеренное

4 а 610 1515 37 2,1

Вырезка 2 293 315 580 16 1,4 Квазихрупкое, внутризеренное по трещине КР

4,2 600 1180 4 0 Хрупкое внутризеренное по трещине КР

Вырезка 3 293 420 785 31 1,7 Вязкое-квазихрупкое зернограничное по карбидной сетке

4,2 785 1870 14 0,7 Квазихрупкое зернограничное по карбидной сетке

Вырезка 4 293 415 715 19 0,8 Квазихрупкое зернограничное по трещинам МКК и карбидной сетке

4,2 770 1200 9 0 Хрупкое зернограничное по трещинам МКК и карбидной сетке

Вырезка 5 293 315 595 47 2,5 Вязкое, внутризеренное

4,2 625 1700 22 0,9 Квазихрупкое внутризеренное

Вырезка 6 293 375 780 29 1,7 Вязкое-квазихрупкое зернограничное

4,2 720 1870 14 0,6 Квазихрупкое зернограничное

Для оборудования, эксплуатируемого по циклу 293-4,2-473-1000-293 К, к вышеперечисленным факторам риска добавляется еще один - высокотемпературное воздействие, связанное с технологическими разогревами, необходимыми для восстановления работоспособности оборудования систем очистки и сжижения газов. Для уточнения процессов, происходящих в сталях в ходе высокотемпературных разогревов, в работе были исследованы механические свойства опытных плавок стали 12Х18Н12Т, выплавленных и термообрабо-танных в соответствии с требованиями ГОСТ 5632-89. Для исключения влияния способа выплавки на свойства опытных сталей, что могло бы внести искажения в результаты экспериментов, и при анализе данных, полученных на разных плавках, все опытные стали были выплавлены по единой технологии.

Механические свойства стали 12Х18Н12Т после различных режимов технологических разогревов приведены на рис. 7. В ходе исследований были обнаружены три температурно-временные зоны технологических разогревов, приводящие к охрупчиванию материала.

473 673 873 11 1073

0 -I-1-1-.

473 673 873 1073

Рис 7. Влияние температуры нагрева (100 ч) на пластичность и ударную вязкость в границах зерен стали 12X18Н12Т: I - 293 К, II - 4,2 К

Длительность технологических разогревов за время срока службы оборудования составляет сотни часов, что может приводить к выделению из твердого

раствора карбидов типа Ме2зС6, располагающихся обычно по границам зерен. Это способствует снижению содержания хрома к зернограничном твердом растворе, приводя к увеличению склонности стали 12Х18Н12Т к межкристаллит-ной коррозии. Установлено, что высокотемпературные нагревы способствуют формированию и развитию зернограничных сегрегации примесных элементов, в частности, фосфора. Как было обнаружено, никель, основной элемент, обеспечивающий низкотемпературные свойства стали, в то же время способствует повышению скорости диффузии фосфора в у-твердом растворе. Появление зер-нограничных сегрегации фосфора в ходе длительной эксплуатации низкотемпературного оборудования также вносит свой вклад в снижение работоспособности и надежности систем очистки и сжижения газов.

При отсутствии технологических разогревов необходимо учитывать воздействие на материал оборудования ряда эксплуатационных факторов, таких как термоциклические, деформационные, коррозионные. При термоциклических воздействиях в структуре стали, особенно с минимальным содержанием никеля возможно у-» а превращение. На рис. 8 приведены данные об изменениях магнитной проницаемости опытных плавок стали 12Х18Н12Т после различного числа термосмен, позволяющие опосредованно оценить появление новых фаз в структуре стали. Установлено, что в ходе первых десяти термосмен в стали с 11 % никеля наблюдается некоторый рост величины магнитной проницаемости, фиксирующей возникновение в ней сильномагнитных фаз. При дальнейшем увеличении числа термосмен величина магнитной проницаемости стали постепенно стабилизируется.

Хромоникелевые стали относятся к группе коррозионностойких материалов, поэтому принято считать, что внешние среды не способны нанести замет-

ный ущерб целости низкотемпературного оборудования. В большинстве случаев это действительно так. Аустенитизированный металл устойчиво сопротивляется коррозионому воздействию внешних сред. Однако, в случае одновременного воздействия напряжений и коррозионной среды, в поверхности материалов криосистем возможно зарождение и развитие трещин по механизму коррозии под напряжением - коррозионное растрескивание (КР). Опасность появления таких дефектов подтверждается данными табл. 10.

ТаблицаЮ. Механические свойства образцов стали 12Х18Н12Т, поврежденных трещинами КР

Плавка Температура Свойства

Образец испытания, К а» 1 °сд 5,

МПа %

Аустенитизация + 1 293 600 295 48

+ надрез 20 1470 305 41

4,2 1450 305 41

Аустенитизация + 1 293 640 320 46

+ е=10% + надрез 20 1550 690 29

4,2 1550 685 29

Аустенитизация + 1 293 635 320 29

+ е=10%+КР 20 1240 670 9

4,2 1240 670 7

Аустенитизация + 1 293 645 340 24

+е=20%+КР (трещина 20 1150 680 8

коррозионного растрес- 4,2 1150 680 7

кивания)

Аустенитизация + 1 293 660 350 20

+е=30%+КР 20 1050 650 6

4,2 1100 630 3

Аустенитизация + 3 293 670 355 27

+е=30%+КР 20 1200 660 11

4,2 1200 660 9

Аустенитизация + 1 293 640 340 18

+ КР под напряжением 20 1000 - 0

и деформацией 4,2 1000 - 0

Аустенитизация + 3 293 645 350 19

+ КР под напряжением 20 1100 650 4

и деформацией 4,2 1080 650 3

Проведенными исследованиями было установлено, что наиболее опасными зонами низкотемпературного оборудования, где возможно появление КР, являются зоны максимальных механических напряжений и пластических деформаций, которые могут быть определены в ходе замеров отклонений реальных геометрических размеров оборудования от проектных (паспортных) вели-

чин. К таким измерениям относятся замеры овальностей и прогибов сосудов, емкостей и колонн, отклонений в трассировках трубопроводов в реперных точках. При обнаружении зон, в которых отмечены изменения геометрических размеров элементов оборудования, необходимо выполнить дополнительный объем контроля - визуальный контроль основного металла, сварных соединений - швов и околошовных зон, обращая особое внимание на изменение состояния поверхности металла - появление на нем слоя отложений, язв, других дефектов, в том числе механического характера - рисок, забоин, царапин. Такие дефекты могут служить инициаторами возникновения трещины КР.

В шестой главе исследовано влияние длительной эксплуатации на склонность к возникновению коррозионных дефектов в материалах основного оборудования низкотемпературной техники. Коррозионные дефекты, вызванные процессами, протекающими во время межэксплуатационных остановов криогенного оборудования, вносят значительные изменения в состояние металла криосистем, снижают запасы пластичности и прочности. Поэтому при расчете остаточного ресурса и параметров безопасной эксплуатации криогенных сосудов, емкостей и трубопроводов необходимо учитывать длительность простоев, обуславливающих объем и интенсивность коррозионных повреждений. К числу наиболее опасных видов коррозии относятся межкристаллитная коррозия и коррозия под напряжениями - стресс-коррозия. Испытания по определению влияния скорости деформирования на механические свойства опытных сталей представлены в табл. 11.

Таблица 11. Механические свойства стали 12Х18Н12Т при испытаниях в воздушной и коррозионной среде

Скорость деформирования (%вчас) Испытания в воздушной среде Испытания в коррозионной среде

СТ„ СТО 2 Эк 8з ст» СГо,2 1 Бц 65

МПа % МПа %

314 265 585 1170 41 265 585 1170 41

100 265 585 1170 41 265 585 1165 40

10 255 575 1140 39 255 500 865 29

1 250 565 1100 37 250 - 610 3,7

0,1 245 565 1070 34 245 - 505 1,9

0,01 242 555 995 29 242 - 415 1,0

Образцы, испытанные при высоких скоростях нагружения сохраняют свои свойства и в коррозионной среде и на воздухе или эти изменения проявляются крайне незначительно. В случае малых скоростей деформирования влияние коррозионной среды на механические свойства стали становится преобладающим. Такое влияние коррозионной среды может быть объяснено возникновением и ростом в образце трещины КР, которая принципиально изменя-

ет всю картину разрушения материала. При возникновении и росте трещин КР на поверхности трещины накапливаются сильномагнитные продукты коррозии, что вносит вклад в величину магнитной проницаемости на поврежденном дефектами КР участке материала, что подтверждается данными табл. 12.

Таблица 12. Магнитная проницаемость в магнитном поле Земли образцов стали 12Х18Н12Г, поврежденных КР

Режим обработки образца, Магнитная проницаемость в магнитном поле

место замера Земли

минимальная максимальная Средняя

Аустенитизация (А) 1,047 1,069 1,052

А + деформация (Д) = 10 % 1,063 1,079 1,067

А + Д = 20 % 1,069 1,091 1,077

А + Д = 30 % 1,071 1.122 1,088

А + Д = 40 % 1,077 1.130 1,096

А + Д =10 %+ трещина КР 1,147 1,296 1,245

А + Д =10 % вне зоны трещины 1,077 1,141 1,116

А + Д =20 % + трещина КР 1.160 1,306 1,252

А + Д =20 % вне зоны трещины 1,082 1,151 1,124

А + Д = 30 % +трещина КР 1,184 1,305 1,257

А + Д = 30 % вне зоны трещины 1,100 1,160 1,137

А + Д = 40 % +трещина КР 1,181 1,312 1,260

А+Д = 40 % вне зоны трещины 1,102 1,175 1,141

Межэксплуатационные технологические разогревы стали 12Х18Н12Г, выполняемые в температурной области 823-1023 К приводят к образованию в структуре стали новой магнитной карбидной фазы (рис. 9).

0 20 40 60 80 100

Рис. 9. Влияние температуры (1,2 - 873 К; 3,4 - 923 К) и времени разогревов на магнитную проницаемость стали 12Х18Н12Т: 1,3 - при 293 К; 2,4 - при 4,2 К

Располагаясь в первую очередь по границам зерен, карбидные частицы способствуют обезлегированию зернограничного твердого раствора по хрому,

вплоть до потери им коррозионной стойкости. Одновременно с процессом зер-нограничного карбидообразования во вновь образуемую межфазную границу «твердый раствор - карбид» идет интенсивное вытеснение примесных атомов, в частности, атомов фосфора. Суперпозиция процессов обезлегирования твердого раствора границ по хрому и обогащение их атомами фосфора резко снижает ко-гезию границ, способность их сопротивления коррозионному воздействию внешних агрессивных сред, то есть в стали возникает склонность к МКК. Следует отметить, что возникновению этой склонности соответствует определенный объем карбидного превращения, который определяется по изменению величины магнитной проницаемости стали. Таким образом, возникновение в стали 12Х18Н12Т количества карбидной фазы, необходимого для возникновения склонности к МКК, может быть зафиксировано путем измерения ее магнитной проницаемости.

В результате исследований удалось определить закономерности изменения магнитной структуры стали 12Х18Н12Т под действием эксплуатационных факторов риска. Магнитная структура хромоникелевых сталей при комнатных температурах неупорядочена и представляет собой парамагнитную матрицу с распределенными в ней кластерами антиферромагнитной и ферромагнитной фаз. При понижении температуры в стали происходит постепенное магнитное упорядочение и к 20 К магнитная структура стали представляет собой полностью упорядоченную по 'антиферромагнитному механизму матрицу. Величина магнитной проницаемости стали 12Х18Н12Т в аустенитизированном - исходном состоянии - зависит от количества и типа упорядочения кластерных зон. С увеличением в стали содержания никеля растет число ферромагнитных взаимодействий атомов №-№ и Ni-Fe, что повышает магнитную проницаемость стали. Прочие легирующие и примесные элементы не имеют в стали 12Х18Н12Т собственных магнитных моментов, а, следовательно, не оказывают столь существенного влияния на ее магнитную проницаемость. Таким образом, по химическому составу стали можно рассчитать величину ее магнитной проницаемости в исходном состоянии.

Пластическая деформация повышает величину магнитной проницаемости стали 12Х18Н12Т. Показано, что величина магнитной проницаемости изменяется эквидистантно степени пластической деформации. Рассчитав величину магнитной проницаемости стали в исходном состоянии, можно, сравнивая исходное (расчетное) и реальное (измеренное) значения магнитной проницаемости, определить степень пластической деформации локального микрообъема стали. Влияние пластической деформации на свойства стали 12Х18Н12Т после технологических разогревов по деформационной оси можно разбить на несколько участков. Первый - до образования зернограничных микротрещин, характерен резким нарастанием напряжений в твердом растворе стали и резким ростом ее магнитной проницаемости. При превышении критической степени деформации в границах зерен возникают деформационные микротрещины, при-

водящие к частичной релаксации напряжений и снижению скорости роста магнитной проницаемости. Зная химический состав стали и параметры технологических разогревов оборудования, представляется возможным рассчитать величину ее пластической деформации, а следовательно, прогнозировать изменение ее механических свойств в ходе длительной эксплуатации, вероятность зарождения и роста деформационных микротрещин. Эти трещины способствуют ускоренному проникновению коррозионных дефектов вглубь материала и дальнейшая эксплуатация оборудования с такими дефектами недопустима. Данная методика дает возможность отбраковать такое оборудование, определить места и объемы поврежденных зон, сроки и объемы необходимого ремонта и замены.

Исходя из вышеизложенного, следует считать, что переход стали 12Х18Ш2Т в состояние склонности к МКК происходит вследствие совместного воздействия эксплуатационных факторов риска. Степень такого воздействия надежно и просто определяется магнитометрическим методом - ростом магнитной проницаемости поврежденного микрообъема стали. Такое повышение обуславливается возникновением и развитием карбидной фазы, ростом искажений кристаллической решетки под действием пластической деформации и при возникновении сильномагнитных продуктов коррозии. Проведенные нами исследования позволяют полуэмпирическим путем определить уровень магнитной проницаемости стали, превышение которого сигнализирует о наступлении в стали 12Х18Н12Т склонности к МКК. Предложенный критерий Цр - критическая величина магнитной проницаемости, сигнализирующая о наступлении в стали склонности к МКК, обобщает все виды эксплуатационных воздействий факторов риска на материал оборудования низкотемпературной техники. Количественные показатели Цщ» будут изменяться в зависимости от температуры измерения, напряженности магнитного поля, в котором проводились исследования, изменения в стали концентрации никеля.

В седьмой главе предложены методика и прибор магнитометрического контроля, позволяющие оценивать фактическое состояние материала низкотемпературного оборудования в зонах, потенциально склонных к возникновению коррозионных дефектов.

Обнаружение таких зон позволит резко сократить объем обследований материала оборудования и сроки контроля во время плановых остановов.

Проверка работоспособности метода магнитометрии была проведена во время планово-ремонтной остановки оборудования при исследовании трубопровода системы сжижения гелия диаметром 108 мм с толщиной стенок 8 мм, изготовленного из стали 12Х8Ш2Т, содержащей 0,11 % углерода и 12,2 % никеля. Время работы трубопровода при температуре 4,2 К на момент контроля составляло 72108 ч. Время технологических разогревов металла трубопровода до температур 925 К - 82,5 часа, время простоя в процессе межэксплуатационных остановок криосистемы при температуре ~ 300 К - около 12 000 часов.

На основании анализа документальных данных была составлена карта-схема контроля гиба трубопровода (рис. 10).

ЕГ1 Ш

Рис 10. Схема контроля гиба 108x8 мм криотрубопровода (а) из сталей 12Х18Н12Т и микроструктура внутренней поверхности металла гиба трубопровода жидкого гелия из сталей 12Х18Н12Т: б-зона 6,в-зона5

При исследовании внутренней поверхности гиба трубопровода датчик крепился на конце волоконно-оптического эндоскопа, который вводился внутрь трубопровода на заданное расстояние через расположенный рядом с гибом вентиль. Замер магнитной проницаемости совмещался с одновременным визуальным осмотром внутренней поверхности гиба, что позволяло четко определить и зафиксировать координаты контролируемых зон. Определение величины магнитной проницаемости в контролируемых зонах проводилось в магнитном поле Земли и во внешнем магнитном поле напряженностью 40 кА/м. Исходная величина магнитной проницаемости стали до эксплуатации составляла: в магнитном поле Земли - 1,023, во внешнем магнитном поле - 1,029. Критическое значение магнитной проницаемости для стали с 12,2 % никеля, определенное на основании экспериментальных данных работы, составляет = 1,435 в поле Земли и

Ц|ф = =1,470 в поле напряженностью 40 кА/м. Данные по определению магнитной проницаемости в различных зонах гиба приведены в табл. 13. Анализ данных таблицы показывает, что в зонах 2, 3, 4, 8, 9, 10 величина фактической магнитной проницаемости отличается небольшим ее увеличением по сравнению с исходной магнитной проницаемостью.

Таблица 13. Величина магнитной проницаемости в зонах гиба трубопровода жидкого гелия

Магнитная проницаемость (средняя по 5-ти измерениям)

в поле Земли во внешнем магнитном поле

№ зоны напряженностью 40 кА/м

Икр Р-факт Икр Цфакт

1,435 1,470

1 1,126 1,163

2 1,099 1,099

3 1,099 1,105

4 1,098 1,100

5 1,236 1,277

6 1,926 1,985

7 1,262 1,283

8 1,097 1,090

9 1,099 1,110

10 1,097 1,102

11 1,119 1,133

Более отчетливо ее повышение наблюдается в зонах 1, 5,6, 7 и 11В зоне 6 фактическое значение магнитной проницаемости значительно превышает ее критическое значение (Хфакт » Цкри составляет в магнитном поле Земли

Цфакт= 1,926; во внешнем магнитном поле напряженностью 40 кА/м Цфакт =

1,985. Следовательно, согласно сделанных ранее выводов, зона 6 является наиболее опасной, склонной к коррозионным повреждениям, понижающим запас прочности металла.

Совокупность обобщенных в диссертации результатов исследований представляет собой решение актуальной проблемы по оценке состояния материалов низкотемпературной техники после длительной эксплуатации. Отдельные участки оборудования находятся под действием локальных пластических деформаций, вызванных либо монтажными работами, либо изменениями трассировки трубопроводов. Кроме того, большая часть оборудования подвергается воздействию агрессивных внешних сред. В результате на участках, находящихся в зоне пластической деформации, возможно образование дефектов от коррозии под напряжением (КР), а в зонах, подвергающихся технологическим разо-гревам возможно появление трещин межкристаллитной коррозии (МКК). Под действием технологических разогревов, достигающих 1000 К, возможно протекание процессов образования и развития зернограничных сегрегации (ЗС), приводящих к охрупчиванию материалов. Такие воздействия были названы эксплуатационными факторами рэска. В ходе исследований были выявлены изменения уровня магнитных характеристик материала в процессе эксплуатации низкотемпературного оборудования. Это позволило предложить магнитометрию в качестве инструмента для оценки состояния материала после длительной

эксплуатации. Преимуществом этой методики являются малые масса и размеры датчика, что дает возможность исследования материала внутри установки с помощью гибких эндоскопов. Таким образом, проведенные исследования позволили разработать новый подход к оценке фактического состояния материала оборудования низкотемпературной техники. Исследование фактического ресурса криогенной гелиевой установки, работающей в наиболее сложных условиях, анализ условий эксплуатации всего комплекса оборудования и обработка документации позволяют выявить участки оборудования, которые должны быть обследованы более тщательно. С помощью метода магнитометрии могут быть определены зоны, потенциально опасные к возникновению дефектов коррозионного растрескивания, межкристаллитной коррозии, зернограничных сегрегации, приводящие к охрупчиванию материала оборудования. При необходимости может быть рекомендовано локальное вскрытие изоляции и дополнительные исследования, позволяющие выявить изменения в структуре и необходимость проведения ремонтных работ.

Основные результаты, выводы и практические рекомендации работы состоят в следующем:

1. На основании анализа нормативно-технической документации и причин выхода из строя оборудования выявлено, что существующий контроль, экспертиза и расчет остаточного ресурса оборудования низкотемпературного оборудования осуществляется без учета условий фактической эксплуатации материала оборудования и тех изменений, которые произошли с ним в ходе длительного срока службы. Переход от расчетов по средневзвешенным значениям к методу оценки фактического состояния металла оборудования, основанный на проведении прямых исследований физико-механических свойств и коррозионной стойкости опасных зон, способен значительно повысить срок службы оборудования.

2. Показано, что одной из основных причин охрупчивания сплавов на основе Бе, эксплуатируемых при низких температурах, являются зернограничные сегрегации примесных атомов, в основном фосфора и цветных металлов. Для каждого из примесных элементов установлен свой, наиболее опасный, температурный интервал развития зернограничной сегрегации.

3. Уточнено влияние элементов, входящих в состав сталей, на механизм образования зернограничных сегрегации и на комплекс свойств сталей. Механизмы протекания процессов формирования и развития зернограничных сегрегации примесных атомов подтверждены исследованиями углеродистых сталей промышленного производства. Рассмотрен механизм формирования зерногра-ничных сегрегации фосфора в материале основного оборудования - стали 12Х18Н12Т в ходе высокотемпературных технологических разогревов.

4. Предложено разделение вспомогательного низкотемпературного оборудования, изготовленного из углеродистых сталей, на две группы. Первая -ресурсо-зависимое оборудование с температурой эксплуатации 673-748 К. Его

ресурс должен быть ограничен Правилами устройства и безопасной эксплуатации объектов П Г Н РФ. Для определения возможности продления срока службы такого оборудования требуются исследования механических и коррозионных свойств металла. Вторая - ресурсо-независимое оборудование, температура эксплуатации которого не превышает 673 К. Срок службы данной группы может быть продлен за пределы среднепаркового ресурса на основании анализа его фактического состояния неразрушающими методами без проведения механических испытаний и прочностных расчетов.

5. Показано, что основное низкотемпературное оборудование, так же как и вспомогательное, в зависимости от условий эксплуатации, следует разделять на две группы. Первая - оборудование, которое эксплуатируется без технологических разогревов. Для такого оборудования факторами риска являются: термоциклические нагрузки; локальные пластические деформации, возникающие в результате некачественного монтажа или в процессе эксплуатации; коррозионные воздействия, возникающие вследствие нарушения целостности защитных кожухов или скопления конденсата в опасных зонах в ходе длительных простоев. Вторая - оборудование, в технологическом цикле которого возможны высокотемпературные разогревы до температур около 1000 К, связанные с технологическим циклом и ремонтными операциями. Суммарная длительность таких разогревов за время службы оборудования может достигать до 100 и более часов. Для этого оборудования к факторам риска, характерным для первой группы, дополнительно относится МКК.

6. Для оценки состояния материала оборудования предложен критерий критического значения магнитной проницаемости, определяемый в зависимости от содержания в стали никеля. Появление в стали магнитных карбидных фаз и продуктов коррозии, приводит к резкому повышению магнитной проницаемости, что свидетельствует о возможном появление дефектов, охрупчиваю-щих сталь. Предложены методика и прибор магнитометрического контроля, позволяющие изучить фактическое состояние материала низкотемпературного оборудования в зонах, потенциально склонных к возникновению коррозионных дефектов.

7. Для вновь вводимого в эксплуатацию низкотемпературного оборудования рекомендованы мероприятия, позволяющие повысить надежность и безопасность его эксплуатации. Предложено для вспомогательного низкотемпературного оборудования, эксплуатируемого при температурах климатического холода, применять стали, микролегированные ванадием, ниобием или титаном и модифицированные РЗМ и сяликокальцием; заменить применяемый режим термической обработки - нормализацию - на термоциклическую обработку. Для основного низкотемпературного оборудования, эксплуатируемого по режиму 293-77 К разработана и предложена метастабильная аустенитная сталь 06Х15Н9Г8АФ (патент № 2173331).

Список основных публикаций по работе

1. Вологжанина С.А., Ермакова Т.В. Солнцев ЮЛ. К вопросу о формировании зернограничных сегрегации примесных атомов в сплавах Fe-C // Металлы. - 2004, № 2. - С. 86-94.

2. Вологжанина С.А., Ермакова Т.В. Солнцев Ю.П. Концептуальная модель поведения материалов при длительной эксплуатации в области низких температур. Разработка модели образования сегрегации в Fe-C сплавах // Изв. Вузов. Черная металлургия. - 2004, № 5. — С. 59-63.

3. Солнцев Ю.П., Ермаков Б.С., Вологжанина С.А., Колчин Г.Г, Штер-нин С.Л. Регулирование свойств метастабильных хромникельмарганцевых сталей для топливных баков жидкого водорода // Изв.вузов. Черная металлургия.-1996.-№1.-С.58-59.

4. Солнцев Ю.П., Ермаков Б.С., Вологжанина С.А., Колчин Г.Г, Штер-нин С. Л. Влияние скорости нагружения на фазовые превращения метастабиль-ных хромоникельмарганцевых аустенитных сталей // Изв.вузов. Черная металлургия.- 1996.- № 3.- С.43-45.

5. Ермаков Б.С., Солнцев Ю. П., Вологжанина С.А., Козаченко А.В. Влияние фосфора на низкотемпературные свойства стали 12Х18Н10Т в условиях МКК // Изв.вузов. Черная металлургия, 2000, № 9. - С. 50-53.

6. Солнцев Ю.П., Ермаков Б.С. Вологжанина С А, Козаченко А.В. Эксплуатация хромоникелевых сталей в условиях межкристаллитной коррозии при температурах от 4,2 до 900 К // Изв.вузов. Черная металлургия, - 2001, № 1. — С. 40-43.

7. Солнцев Ю.П. Вологжанина С.А., Ермаков Б.С. Козаченко А.В. Контроль межкристаллитной коррозии криогенного оборудования методом магнитометрии // Металлообработка, № 1,2002, - С. 35-41.

8. Солнцев Ю.П., Ермаков Б.С. Вологжанина С.А. Новые разработки кафедры технологии металлов и металловедения СПбГАХПТ // Прочность материалов и конструкций при низких температурах. - С-Пб.: СПбГАХПТ, 1999. -С. 3-13.

9. Солнцев Ю.П., Ермаков Б.С, Вологжанина С.А., Козаченко А.В. Исследование деформированных марганцовистых сплавов методом ядерной у- резонансной спектроскопии //Прочность материалов и конструкций при низких температурах. - СПб: СПбГАХПТ, 1999. - С. 30-36.

10. Ермаков Б. С, Прудникова В.В. Вологжанина С.А. Влияние магнитных превращений на свойства и разрушение аустенитных сталей при криогенных температурах // Прочность материалов и конструкций при низких температурах. - СПб: СПбГАХПТ, 1999. - С. 40-53.

11. Вологжанина С.А., Козаченко А.В. Ермаков Б. С. Роль примесных атомов в процессе охрупчивания аустенитных сталей криогенного назначения в

условиях МКК // Прочность материалов и конструкций при низких температурах. - СПб: СПбТАХПТ, 1999. - С. 53-57.

12. Солнцев Ю. П., Ермаков Б. С, Вологжанина С.А Способ текстурного упрочнения стабильных Fe-C-Mn-Al сплавов // Материаловедение, пластическая и термическая обработка металлов. - СПб: СПбГТУ, 2000. - С. 29-35

13. Ермаков B.C., Козаченко А.В., Вологжанина С.А. Влияние пластической деформации на коррозионную стойкость стали 12Х18Н12Т // Прочность материалов и конструкций при низких температурах». - СПб: СПбТАХПТ, 2000.-С. 107-110.

14. Ермаков Б.С. Вологжанина С.А., Козаченко А.В. Коррозионное разрушение металла криосистем // Прочность материалов и конструкций при низких температурах. - СПб: СПбГАХПТ, 2000. - С. 104-107.

15. Солнцев Ю.П., Вологжанина С.А., Ермакова Т.В. Анализ химического состава изломов закаленной хладостойкой стали в условиях задержанного разрушения // Прочность материалов и конструкций при низких температурах». -СПб: СПбГАХПТ, 2000. - С. 36-40.

16. Вологжанина С.А., Ермакова Т.В. Влияние молибдена на формирование зернограничных сегрегации в аустенитных зернах закаленных конструкционных сталей // Материаловедение, пластическая и термическая обработка металлов». - СПб: Политехника, 2001. - С. 22-23.

17. Ермаков Б.С. Вологжанина С.А., Козаченко А.В. Способ неразру-шающего контроля криогенных сосудов и трубопроводов //Материаловедение, пластическая и термическая обработка металлов. - СПб: Политехника, 2001. -С.31-32.

18. Вологжанина С.А., Ермаков Б.С. Солнцев Ю.П. Борзенко Е.И. Инженерные методы прогнозирования индивидуального ресурса оборудования низкотемпературной техники //Прочность материалов и конструкций при низких температурах. - СПб: СПбГАХПТ, 2002. - С. 3-5.

19. Солнцев Ю.П., Вологжанина С.А., Ермакова Т.В. Влияние структурных изменений на надежность и ресурс материала криогенного оборудования // Прочность материалов и конструкций при низких температурах. - СПб: СПбГАХПТ, 2002. - С.7-26.

20. Солнцев Ю.П. Ермаков Б.С. Вологжанина С.А, Козаченко А.В. Кор-рсзионное растрескивание как фактор риска криогенных конструкций // Прочность материалов и конструкций при низких температурах. - СПб: СПбГАХПТ, 2002.-С.78-85.

21. Солнцев Ю.П. Вологжанина С.А. Метастабильная аустенитная сталь. // Прочность материалов и конструкций при низких температурах.- СПб: СПбГАХПТ, 2002. - С. 137-141.

22. Вологжанина С.А., Ермакова Т.В. Влияние молибдена и фосфора на замедленное разрушение закаленной хладостойкой стали // Прочность материалов и конструкций при НИЗКРХ температурах. - СПб: СПбГАХПТ, 2002. -С.153-154.

23. Солнцев Ю.П., Вологжанина С.А., Ермаков Б.С. Ермакова Т.В. Эксплуатационные изменения в структуре углеродистых сталей после длительной наработки в диапазоне 210-500 К // Актуальные проблемы механики, прочности и теплопроводности при низких температурах. - СПб.: СПбГУНиПТ, 2002. -С.104-108

24. Вологжанина С.А., Ермаков Б.С. Ермакова Т.В. Причины задержанного разрушения сварных соединений криосистем // Актуальные проблемы механики, прочности и теплопроводности при низких температурах. -СПб.: СП6ТУ-НиПТ, 2002. -С. 115-119.

25. Вологжанина С.А., Ермакова Т.В., Солнцев Ю.П. Анализ зерногра-ничного твердого раствора материалов оборудования после длительной эксплуатации //Проблемы ресурса и безопасной эксплуатации материалов.. - СПб, СПбГУНиПТ, 2003. - С. 3-11.

26. Вологжанина С.А., Ермаков Б.С. Козаченко А.В. Развитие коррозионных дефектов в материалах оборудования криогенных систем // Проблемы ресурса и безопасной эксплуатации материалов. - СПб, СПбГУНиПТ, 2003. -С. 44-47.

27. Вологжанина С.А., Крутиков Н.В. Гутовский И.Б. Влияние металлургических факторов на повышение свойств хладостойких сталей // Проблемы ресурса и безопасной эксплуатации материалов.- СПб.: СПбГУНиПТ, 2003. -С. 66-70. .

28. Вологжанина С.А., Ермаков Б.С. Козаченко А.В. Коррозионная стойкость стали 12Х18Н12Т в условиях длительной эксплуатации оборудования // Низкотемпературные и пищевые технологии в XXI веке. - СПб.: 2003. -С. 119-122.

29. Вологжанина С.А., Ермакова Т.В. Солнцев Ю.П. Причины задержанного разрушения сварных соединений //Низкотемпературные и пищевые технологии в XXI веке. - СПб.: 2003. - С. 122-125.

30. Солнцев Ю.П., Ермаков Б.С, Вологжанина СА. Перспективные направления низкотемпературного металловедения //Балтийские металлы, 2000, №5.-С. 16-18.

31. Солнцев Ю.П., Вологжанина С.А., Ермаков Б.С Козаченко А.В. Разработка способа контроля криогенного оборудования методом магнитометрии //Балтийские металлы, № 5,2002. - С. 8-14.

32. Вологжанина С.А., Ермакова Т.В. Влияние структурных изменений на свойства Fe-C сплавов // Промышленная безопасность труда № 6, 2003. www/alf.center.com

33. Вологжанина С.А., Ермакова Т.В. Влияние зернограничных сегрегации на свойства сталей после длительной эксплуатации //Промышленная безопасность труда № 6,2003. www/alf.center.com

34. Вологжанина С.А., Ермакова Т.В. Исследование свойств материала трубопровода // Промышленная безопасность труда № 6, 2003. www/alf.center.com

35. Вологжанина С.А., Ермаков Б.С. Солнцев Ю.П. Козаченко А.В. Разработка способа контроля МКК криогенного оборудования методом магнитометрии //Известия СПбГУНиПТ, № 1,2003. - С. 32-40.

36. Вологжанина С.А.,Ермакова Т.В. Ермаков Б.С. Солнцев Ю.П. Оценка индивидуального ресурса оборудования криогенной техники //Известия СПбГУНиПТ, № 2,2003. - С. 45-49.

37. Метастабильная аустенитная сталь. Патент № 2173351. Опубл. 10.09.2001, Бюл. № 25. Вологжанина С А, Солнцев Ю.П., Кривцов Ю.С., Штернин С.Л.

38. Способ диагностики и контроля качества материала трубопроводов. Патент № 2193771. Опубл. 27.11.2002, Бюл. № 33. Вологжанина С.А., Ермаков Б.С. Солнцев Ю.П.

Лицензия ЛР №020593 от 07.08.97

Подписано в печать 04.11.2004 . Формат 60x84/16. Печать офсетная. Уч. печ. л 2,0 Тираж 100 . Заказ 520 .

Отпечатано с готового оригинал-макета, предоставленного автором, в типографии Издательства Политехнического университета. 195251, Санкт-Петербург, Политехническая, 29.

«22370

РНБ Русский фонд

2005-4 21429

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. Условия эксплуатации и требования к материалам криосистем.

1.1. Проблема исчерпания ресурса низкотемпературных объектов.

1.2. Причины отказов и появления дефектов в крупногабаритных конструкциях.:.

1.3. Конструктивные особенности и условия эксплуатации криогенных установок.

1.4. Материалы и требования к материалам для изготовления низкотемпературной техники.

1.4.1. Требования к материалам для низкотемпературной техники.

1.4.2. Материалы для изготовления низкотемпературного оборудования.

1.4.3. Влияние эксплуатационных факторов на свойства сталей низкотемпературного оборудования.

1.5. Нормативно-техническая база системы промышленной безопасности оборудования опасных производств.

1.6. Существующие подходы обеспечения безопасности опасных производств.

Выводы по главе 1.

ГЛАВА 2. Влияние условий эксплуатации на превращения, происходящие в материалах оборудования, эксплуатируемых при температурах климатического холода.

2.1. Исследование влияния сегрегаций примесных атомов на физико-механические свойства сталей.

2.1.1. Феноменологические аспекты развития зернограничных сегрегаций.

2.1.2. Термодинамические аспекты развития зернограничных сегрегаций.

2.2. Образование и развитие зернограничных сегрегаций примесных атомов в Ре-С сплавах технической чистоты.

2.2.1. Формирование сегрегаций примесных атомов в границах аустенитных зерен при нагревах выше точки Ас3.

2.2.2. Развитие зернограничных сегрегаций в Ре-С сплавах при нагревах ниже точки Ас3, проводимых после аустенитизации.

2.2.3. Распределение элементов в границах ферритных зерен Ре-С сплавов.

2.3. Влияние зернограничных сегрегаций на механические свойства и коррозионную стойкость Ре-С сплавов.

2.3.1. Влияние зернограничных сегрегаций на охрупчивание.

2.3.2. Изменение малоцикловой усталости.

2.3.3. Развитие коррозионных дефектов.

Выводы по главе 2.

ГЛАВА 3. Исследование влияния зернограничных сегрегаций примесных атомов на эксплуатационную надежность оборудования климатического холода.

3.1. Проверка механизма образования и развития зернограничных сегрегаций в углеродистых сталях промышленного производства.

3.2. Анализ фактического состояния материала технологического оборудования, отработавшего расчетный срок службы. 3.2.1. Изменение свойств и химического состава границ аустенитных зерен сталей оборудования, эксплуатируемого в интервале температур от -АО до 475 °С.

3.2.2. Изменение свойств и химического состава границ аустенитных зерен сталей оборудования, эксплуатируемого в интервале температур от —40 до 400 °С.

3.2.3. Оценка состояния материала оборудования климатического холода в зависимости от температурного режима эксплуатации.

3.3. Пути повышения работоспособности оборудования, изготовленного из углеродистых сталей и эксплуатируемого в условиях Сибири и Крайнего Севера.

3.3.1. Влияние размеров аустенитных зерен на зернограничные сегрегации примесных атомов в углеродистых сталях.

3.3.2. Влияние микролегирования и термоциклирования на размер зерен и характеристики механических свойств сталей климатического холода.

3.3.3. Управление природой неметаллических включений.

Выводы по главе 3.

ГЛАВА 4. Разработка метастабильной аустенитной стали для оборудования криогенной техники, эксплуатируемого без технологических разогревов.

4.1. Факторы, определяющие процесс деформационного мартенситного превращения в метастабильных аустенитных сталях.

4.1.1. Выбор критерия интенсивности деформационного мартенситного превращения.

4.1.2. Влияние интенсивности деформационных мартенситных превращений на механические свойства метастабильных аустенитных сталей.

4.1.3. Влияние способа нагружения на интенсивность деформационных мартенситных превращений.

4.2. Оптимизация химического состава и режима термической обработки.

4.2.1. Выбор состава опытных сталей с учетом критерия интенсивности ДМП.

4.2.2. Выбор режима термической обработки опытных сталей.

4.3. Влияние химического состава, пластической деформации и режима термической обработки на кинетику деформационных мартенситных превращений.

4.3.1. Влияние низких температур и деформации на интенсивность мартенситных превращений.

4.3.2. Влияние концентраций ванадия и азота на кинетику деформационных мартенситных превращений.

4.3.3. Влияние режима старения на кинетику деформационных мартенситных превращений.

4.4. Исследование влияния деформационных мартенситных превращений на механические свойства метастабильных аустенитных сталей.

4.4.1. Влияние деформационных мартенситных превращений на ударную вязкость.

4.4.2. Исследование характера разрушения Cr-Ni-Mn аустенитных сталей с азотом и ванадием.

4.5. Метастабильная аустенитная сталь для оборудования криогенной техники, не подвергающегося технологическим разогревам.

Выводы по главе 4.

ГЛАВА 5. Превращения, происходящие в материалах основного оборудования, эксплуатируемого при температурах до 4,2 к и подвергаемого эпизодическим технологическим разогревам до 800-850 °С.

5.1. Оценка фактического состояния материала основного оборудования криогенной гелиевой установки.

5.1.1. Изменение механических свойств материала вырезок из оборудования.

5.1.2. Оценка причин, приводящих к падению характеристик механических свойств.

5.2. Исследование влияния температуры и длительности технологических разогревов на структуру и механические свойства стали 12Х18Н12Т при криогенных температурах.

5.2.1. Влияние разогревов на изменение химического состава карбидной фазы стали.

5.2.2. Влияние технологических разогревов на механические свойства стали.

5.3. Исследование влияния эксплуатационных факторов риска на механические свойства стали 12Х18Н12Т.

5.3.1. Изменения свойств металла в ходе эксплуатации в диапазоне температур 293-4,2 К.

5.3.2. Изменение свойств стали 12Х18Н12Т после длительной эксплуатации в диапазоне температур 1000-4,2 К.

Выводы по главе 5.

ГЛАВА 6. Исследование влияния длительной эксплуатации на склонность к возникновению коррозионных дефектов в стали 12Х18Н12Т.

6.1. Коррозионное растрескивание стали 12Х18Н12Т.

6.1.1. Оценка влияния растягивающих напряжений на электрохимические процессы, протекающие в стали 12Х18Н12Т.

6.1.2. Влияние уровня пластической деформации на скорость анодного процесса в стали 12Х18Н12Т.

6.1.3. Влияние скорости нагружения на стойкость к коррозионному растрескиванию образцов стали 12X18Н12Т.

6.2. Оценка коррозионных дефектов в стали 12Х18Н12Т с помощью магнитной проницаемости.

6.2.1. Магнитная проницаемость стали 12X18Н12Т.

6.2.2. Связь между магнитной проницаемостью и дефектами коррозионного растрескивания.

6.3. Межкристаллитное растрескивание металла криосистем.

6.3.1. Влияние основных легирующих и примесных элементов на стойкость к МКК стали 12X18Н12Т.

6.3.2. Влияние пластической деформации на стойкость стали 12Х18Н12Т против МКК.

6.3.3. Влияние коррозионного фактора риска на магнитные свойства стали 12Х18Н12Т.

Выводы по главе 6.

ГЛАВА 7. Магнитометрическая методика для определения зон установок, потенциально склонных к появлению дефектов.

7.1. Существующие методы технического диагностирования оборудования криогенной техники.

7.2. Сущность метода магнитометрического анализа состояния материала криосистем.

7.3. Принципиальная схема прибора для определения зон поврежденных или потенциально склонных к коррозионному повреждению на оборудовании криогенной техники.

7.4. Проверка работоспособности разработанного метода на трубопроводе слива жидкого гелия из колонны в емкость хранения.

Выводы по главе 7.

Среди наиболее острых современных проблем, поставленных отечественной промышленностью перед наукой, находится проблема исчерпания расчетного срока службы основного производственного и вспомогательного оборудования. Отсутствие в восьмидесятые-девяностые годы XX века планового последовательного перевооружения отечественной промышленности привело к моральному и физическому старению не только гражданских, но и оборонных производственных мощностей. Однако, даже ускоренная замена отдельных агрегатов и целых производств не может привести к быстрому обновлению промышленности в целом. Поэтому в ближайшие годы положение с заменой оборудования если и не будет усугубляться, то и существенно не изменится в лучшую сторону.

К числу отраслей, где проблема исчерпания ресурса стоит наиболее остро, относятся такие, которые в технологических процессах широко используют низкие температуры. Это системы получения, хранения и транспортировки сжиженных газов, стартовые позиции ракетных комплексов, криоэнергетика, прецизионная техника и многое другое. Острота проблемы связана с относительной молодостью техники низких температур, отсутствием достаточного опыта эксплуатации такого оборудования за пределами расчетного срока службы и достаточно объективных приемов оценки их фактического состояния.

В 1997 году был принят Федеральный закон № 116-ФЗ «О промышленной безопасности опасных производственных объектов», на базе которого была начата разработка единых подходов к проблеме остаточного ресурса оборудования, в частности, оборудования, эксплуатируемого в области низких температур. Одним из наиболее прогрессивных подходов к вопросам продления срока службы является переход от усредненного, так называемого «паркового» ресурса к ресурсу индивидуальному, определяемому для каждого конкретного сосуда, емкости, трубопровода на основании контроля их фактического состояния. Однако такой подход требует не только переосмысления всего существующего комплекса расчетных и исследовательских приемов оценки ресурса оборудования, но и создания принципиально новых методик исследования фактических свойств материалов, разработки новых подходов, описывающих изменения свойств в зависимости от условий их эксплуатации.

Проблема исчерпания ресурса низкотемпературного оборудования и продления срока его службы за пределы расчетных параметров поставила ряд дополнительных задач, решение которых до сих пор не найдено. До настоящего времени отсутствуют достоверные данные об изменении структуры и свойств материалов под воздействием длительной низкотемпературной и термоциклической эксплуатации. Не набрана репрезентативная статистика разрушений низкотемпературного оборудования, вызванных исчерпанием его срока службы. Не существует единой концепции, обобщающей влияние внешних факторов (условий эксплуатации, технологических процессов регенерации и консервации и т.п.) на фазовый состав, структуру и свойства сталей, опираясь на которую, можно было бы прогнозировать безопасные пределы эксплуатации того или иного оборудования.

Это, в свою очередь, требует дальнейшего совершенствования существующих и разработки новых инженерных методов анализа состояния материалов оборудования, отработавшего расчетный срок службы, уточнения действующих и введение дополнительных критериев оценки ресурса и долговечности конструкций, ужесточения технических требований к применяемым материалам. Однако контроль материала криосистем наталкивается на ряд объективных трудностей. Во-первых, это сложная и дорогостоящая система теплоизоляции криосистем, препятствующая прямому доступу к материалу оборудования. Во-вторых, крайне сложный температурный цикл его эксплуатации. Интервал температур эксплуатации и межэксплуатационных разогревов криосистем может достигать примерно тысячи градусов - от температур жидкого гелия в эксплуатационный период до 1000 К в ходе регенерационных разогревов систем очистки и катализа в установках сжижения газов.

Кроме сложного термоциклического режима работы оборудования в ходе эксплуатации, межэксплуатационных остановов и простоев на материалы криосистем воздействуют магнитные и электрические поля, агрессивные коррозионные среды, вызывающие в сталях межкристаллитную коррозию и коррозию под напряжением, в них могут возникать сложнонапряженные состояния, приводящие к пластическому формоизменению.

Все эти факторы не могут не приводить к изменениям фазового состава, магнитной структуры и физико-механических свойств низкотемпературных материалов в ходе длительного срока службы. Однако оценить их роль в изменении эксплуатационных свойств сталей и сплавов, интенсивность раздельного и совместного воздействия на структуру и свойства сталей представляет серьезные трудности.

Известно, что наиболее резкое падение запасов надежности и долговечности оборудования криосистем отмечается при одновременном воздействии нескольких факторов риска, из которых существенную роль играют термоциклическое, деформационное, коррозионное.

В результате таких воздействий в материале оборудования возможны фазовые и структурные превращения; коррозионные и сегрегацинные процессы.

Фазовые и структурные превращения, протекающие в материале основного низкотемпературного оборудования, а это в основном аустенитные Сг-№ стали, изучены достаточно хорошо. Поскольку большая часть элементов низкотемпературного оборудования изготовлена из аустенитных сталей 12Х18Н10Т и 12Х18Н12Т, фазовые превращения не имеют существенного развития. Более существенную роль должны играть процессы коррозионных разрушений и образования зернограничных сегрегаций. Поэтому они требуют всестороннего изучения.

Проблема продления ресурса криогенного оборудования на протяжении многих лет является основной сферой деятельности кафедры металловедения СПбГУНиПТ (ранее Ленинградского технологического института холодильной промышленности).

В качестве объекта исследования в данной работе рассматривались материалы низкотемпературного оборудования, в частности, группа материалов криогенной гелиевой установки Оренбургского гелиевого завода. Выбор этой установки обусловлен особо сложными условиями ее работы, что позволило считать ее наиболее представительной и характерной для низкотемпературного оборудования разного назначения. Работа этой установки учитывает весь температурный диапазон эксплуатации, начиная от климатических температур и заканчивая температурой кипения жидкого гелия - 4,2 К. Соответственно, все оборудование, входящее в ее состав можно разделить на три группы: первая — работающее в зоне климатического холода; вторая - в зоне криогенных температур без технологических разогревов; третья - эксплуатируемое при низких температурах до 4,2 К с технологическими разогревами до 1000 К.

Отдельные участки оборудования находятся под действием локальных пластических деформаций, вызванных либо монтажными работами, либо изменениями трассировки трубопроводов

Кроме того, большая часть оборудования подвергается воздействию агрессивных внешних сред. В результате на участках, находящихся в зоне пластической деформации, возможно образование дефектов от коррозии под напряжением (КР), а в зонах, подвергающихся технологическим разогревам — возможно появление трещин межкристаллитной коррозии (МКК).

Под действием технологических разогревов, достигающих 1000 К, возможно протекание процессов образования и развития зернограничных сегрега-ций (ЗС), приводящих к охрупчиванию материалов.

В настоящее время существует несколько методов неразрушающего контроля, позволяющих выявить дефекты в материале оборудования. Однако практически не разработаны методики, выявляющие зоны, потенциально опасные к появлению таких дефектов. В ходе исследований были выявлены изменения уровня магнитных характеристик материала в процессе эксплуатации криогенных установок. Проведенные кафедрой работы позволили предложить магнитометрию — определение магнитной проницаемости - для оценки состояния стали 12Х18Н12Т, являющейся материалом основного оборудования. Преимуществом этой методики является возможность исследования материала внутри установки с помощью гибких эндоскопов.

Таким образом, проведенные исследования позволили разработать новый подход к оценке фактического состояния материала оборудования криогенных установок. Исследование фактического ресурса гелиевой установки, работающей в наиболее сложных условиях, анализ условий эксплуатации всего комплекса оборудования и обработка документации позволяют выявить участки оборудования, которые должны быть обследованы более внимательно. С помощью метода магнитометрии могут быть определены зоны, потенциально склонные к возникновению дефектов коррозионного растрескивания, межкристаллитной коррозии, зернограничных сегрегаций, приводящие к охрупчиванию материала оборудования. При необходимости может быть рекомендовано локальное вскрытие изоляции и дополнительные исследования, позволяющие выявить изменения в структуре и необходимость проведения ремонтных работ.

Цель работы - оценка влияния длительной эксплуатации на превращения, физико-механические свойства, коррозионную стойкость сталей низкотемпературного оборудования и использование полученных результатов исследований при уточнении остаточного ресурса оборудования, отработавшего расчетный срок службы.

В работе были поставлены и решены следующие задачи:

1. Исследование фактического состояния металла вырезок из различных групп низкотемпературного оборудования (сосудов, колонн, трубопроводов, фильтров) и определение свойств хладостойких сталей после длительной низкотемпературной и термоциклической эксплуатации, установление причин, приводящих к снижению запасов пластичности и вязкости материала.

2. Выявление эксплуатационных факторов, влияющих на снижение надежности и срока службы оборудования низкотемпературной техники.

3. Определение температурно-временных областей возникновения и развития зернограничных сегрегаций примесных элементов в границах зерен сталей низкотемпературного оборудования, оценка влияния зернограничных сегрегаций примесных элементов на механические свойства, переходную температуру хрупкости, малоцикловую усталость и коррозионную стойкость хладостойких сталей.

4. Использование результатов исследования опытных образцов и образцов из вырезок для разработки рекомендаций по повышению надежности и безопасности работы оборудования с учетом всех изменений, произошедших в оборудовании за время службы, и переходу от среднестатистической (средне-парковой) оценки запасов оборудования к созданию индивидуальных методов диагностики ресурса материалов низкотемпературной техники, выполнению на индивидуальной базе данных прочностных расчетов и выдаче рекомендаций по эксплуатации.

Научная новизна работы состоит в следующем:

- определены основные факторы риска, ответственные за снижение надежности и долговечности оборудования низкотемпературной техники;

- установлено, что кратковременные технологические разогревы (достигающие в сумме за период эксплуатации от 100 до 1000 ч) могут приводить к развитию зернограничных сегрегаций примесных атомов в материалах низкотемпературного оборудования, приводя к охрупчиванию материала при эксплуатации в области низких температур;

- уточнены температурно-временные области максимального развития зернограничных сегрегаций атомов фосфора, азота, серы, марганца, кремния и цветных металлов на границах зерен углеродистых и ряда легированных сталей;

- показано, что эксплуатация основного низкотемпературного оборудования в диапазоне температур 1000—4,2 К может приводить к возникновению коррозионных трещин по механизму межкристаллитной коррозии (МКК), а при температурах от 293 до 4,2 К - по механизму коррозионного растрескивания (КР);

- определены температурно-временные параметры технологических ра-зогревов оборудования, не приводящие к возникновению склонности к МКК и развитию зернограничных сегрегаций примесных атомов в материалах низкотемпературного оборудования;

- уточнена взаимосвязь структуры, параметров эксплуатации, химического и фазового состава материала основного низкотемпературного оборудования с ее магнитной проницаемостью;

- определена возможность применения полученных результатов при разработке рекомендаций по оценке фактического состояния и продления срока службы вспомогательного оборудования изготовленного из углеродистых сталей и отработавшего расчетный срок службы в 100 тыс. ч;

Практическая значимость работы:

- выявлены основные факторы риска, снижающие надежность и долговечность низкотемпературного оборудования, отработавшего расчетный ресурс в 100 тыс. ч. Это позволит более обосновано назначать режимы термической обработки сталей и рассчитывать температурные режимы эксплуатации и технологических разогревов низкотемпературного оборудования;

- рекомендованы мероприятия, позволяющие повысить ресурс безопасной эксплуатации низкотемпературного оборудования, в зависимости от температурных условий эксплуатации.

Предложено для вспомогательного оборудования, эксплуатируемого при температурах климатического холода, применять низкоуглеродистые стали, микролегированные ванадием, ниобием или титаном и модифицированные РЗМ и силикокальцием.

Разработана и предложена метастабильная аустенитная сталь 06Х15Н9Г8АФ (патент № 2173351) для основного низкотемпературного оборудования, эксплуатируемого по режиму 293-77 К;

- уточнена и дополнена методика для проведения неразрушающего контроля металла оборудования основных технологических линий получения и очистки жидких криопродуктов на предмет обнаружения зон потенциально склонных или поврежденных коррозией;

- разработан способ диагностики и контроля качества материала трубопроводов (патент № 2193771).

Выводы по главе 7

Проведенные нами исследования позволили дополнить и обобщить имеющуюся в литературе информацию о магнитных состояниях и магнитных превращениях в стали 12Х18Н12Т. В результате удалось определить ряд закономерностей в изменениях магнитной структуры стали 12Х18Н12Т под действием длительного воздействия эксплуатационных факторов риска.

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

Величина магнитной проницаемости стали 12Х18Н12Т в аустенитизиро-ванном - исходном состоянии зависит от количества и механизма упорядочения кластерных зон. С увеличением в стали содержания никеля растет число ферромагнитных взаимодействий атомов №-N1 и №-Ре, что резко повышает магнитную проницаемость стали. Прочие легирующие и примесные не имеют в стали 12Х18Н12Т собственных магнитных моментов, а следовательно не влияют на ее магнитную проницаемость, то есть, зная химический состав стали, главным образом содержание в ней никеля, можно рассчитать величину ее магнитной проницаемости в исходном состоянии по формуле.

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

3. Пластическая деформация повышает величину магнитной проницаемости стали 12Х18Н12Т, что связано с деформационной чувствительностью основного магнитного состояния атомов элемента растворителя твердого раствора стали - железа, причем величина магнитной проницаемости изменяется эквидистантно степени пластической деформации. Таким образом, зная химический состав (содержание в ней никеля) и рассчитав величину магнитной проницаемости стали в исходном состоянии можно, сравнивая исходное — расчетное и реальное - измеренное значения магнитной проницаемости, определить степень пластической деформации локального микрообъема стали.

Влияние пластической деформации на свойства стали 12Х18Н12Т после технологических разогревов по деформационной оси можно разбить на несколько участков. Первый - до образования зернограничных микротрещин, характерен резким нарастанием напряжений в твердом растворе стали и резким ростом ее магнитной проницаемости. При превышении критической степени деформации, величина которой также зависит от концентрации в стали никеля, в границах зерен возникают деформационные микротрещины, приводящие к частичной релаксации напряжений и снижению скорости роста магнитной проницаемости. Зная содержание в стали никеля и параметры технологических ра-зогревов оборудования, представляется возможным рассчитать величину ее пластической деформации, а следовательно, прогнозировать изменение ее механических свойств в ходе длительной эксплуатации, вероятность зарождения и роста деформационных микротрещин. Эти трещины способствуют ускоренному проникновению коррозионных дефектов вглубь материала и дальнейшая эксплуатация оборудования с такими дефектами недопустима, но данная методика дает возможность отбраковать такое оборудование, определить места и объемы поврежденных зон, сроки и объемы необходимого ремонта и замены.

4. Развитие в металле оборудования криогенной техники коррозионной трещины по механизму МКК приводит к возникновению и росту объемов коррозионных отложений по берегам трещин. Эти отложения состоят из сильномагнитных, в основном, оксидных соединений. Наличие в зоне трещины сильномагнитных продуктов коррозии приводит к дальнейшему росту магнитной проницаемости в локальном - поврежденном микрообъеме стали и так же легко определяется методом магнитометрии.

Исходя из вышеизложенного, следует считать, что переход стали 12Х18Н12Т в состояние склонности к МКК происходит вследствие совместного воздействия эксплуатационных факторов риска. Степень такого воздействия надежно и просто определяется магнитометрическим методом — ростом магнитной проницаемости поврежденного микрообъема стали. Такое повышение обуславливается возникновением и развитием карбидной фазы, ростом искажений кристаллической решетки под действием пластической деформации и при возникновении сильномагнитных продуктов коррозии. Проведенные нами исследования позволяют полуэмпирическим путем определить уровень магнитной проницаемости стали, превышение которого сигнализирует о наступлении в стали 12Х18Н12Т склонности к МКК. Предложенный критерий |1кр — критическая величина магнитной проницаемости, сигнализирующая о наступлении в стали склонности к МКК, обобщает все виды эксплуатационных воздействий факторов риска на материал криосистем. Количественные показатели |1кр будут изменяться в зависимости от температуры измерения, напряженности магнитного поля в котором проводились исследования, изменении в стали концентрации никеля.

Заключение и основные выводы по работе

Совокупность обобщенных в диссертации результатов исследований представляет собой решение актуальной проблемы по оценке состояния материалов низкотемпературной техники после длительной эксплуатации.

Проблема эксплуатации оборудования, отработавшего расчетный срок службы, оценка его фактической надежности и безопасности в настоящее время является одной из наиболее актуальных не только в нашей стране, но и в мире. Решение этой проблемы может быть найдено только при одновременном решении целого ряда базовых вопросов. Во-первых, как устанавливаются и насколько обоснованы временные рамки разрешенной эксплуатации оборудования. Во-вторых, какие монтажные, технологические, эксплуатационные или ремонтные операции оказывают влияние на надежность и безопасность работы оборудования и, следовательно, могут уменьшать срок его службы. В-третьих, какие свойства материала могут гарантировать безопасную эксплуатацию, на основании каких критериев выбираются эти свойства, каким образом учитываются их изменения в течение срока службы и как определяются предельные изменения свойств, при достижении которых оборудование подлежит выводу из технологического цикла и замене.

Эта проблема в настоящее время решается многими организациями применительно к различным отраслям науки и техники. В частности, под эгидой Международной академии холода (МАХ) в Санкт-Петербургском государственном университете низкотемпературных и пищевых технологий проводятся комплексные работы по оценке и возможности продления ресурса, выявлению изменений, происходящих в материалах основного и вспомогательного оборудования низкотемпературной техники, в частности, криогенной гелиевой установки, в ходе длительной эксплуатации. Исходя из вышеизложенного и учитывая все возрастающий интерес производственных структур к проблемам нераз-рушающего контроля криосистем, на кафедре металловедения и технологии металлов СПбГУНиПТ были выполнены работы, направленные на создание комплексной методики неразрушающего контроля металла криогенного оборудования, позволяющей с высокой степенью достоверности определять фактическое состояние металла и выполнять расчеты параметров безопасной эксплуатации и остаточного ресурса криогенного оборудования за пределами расчетного срока службы.

Анализ последовательности проводимых работ при техническом диагностировании низкотемпературного оборудования на предмет продления ресурса, проведенный в первой главе, позволил установить, что оценку состояния оборудования во время плановых осмотров практически не учитываются превращения, происходящие в материалах. Для основного оборудования это очевидно связано с тем, что оно изготовлено из аустенитной стали 12Х18Н12Т. Считают, что в процессе длительной низкотемпературной эксплуатации сталь остается стабильной и в ней не протекают фазовые превращения. Полагают, что кратковременные технологические разогревы вспомогательного оборудования до 743, а основного до 1 ООО К не оказывают влияния на состав сталей, из которых оно изготовлено. Таким образом, не учитываются диффузионные процессы, которые растормаживаются при повышении температуры. Образование зерногра-ничных сегрегаций примесных атомов как в углеродистых, так и в аустенитных сталях, охрупчивает материал. Кроме того, повышение температуры в зонах скоплений агрессивных сред, таких как кислоты и щелочи, вызывает снижение стойкости сталей к межкристаллитной коррозии и, как следствие, преждевременному разрушению материала.

В зонах локальных пластических деформаций, в которых, особенно в присутствии агрессивной коррозионной среды, возможно протекание механизмов коррозионного растрескивания, не проводятся исследования, позволяющие определить предвыделения опасных фаз, приводящих к образованию трещин коррозионного растрескивания и охрупчиванию.

Все существующие в настоящее время методы исследований позволяют выявить только уже появившиеся дефекты, не имея возможности определения зон, потенциально склонных к их появлению. В условиях низкотемпературного оборудования проведение прямых механических испытаний металла затруднено. Для получения реальных механических свойств и анализа их изменений в ходе длительной низкотемпературной или термоциклической эксплуатации требуется создание подхода, использующего физические закономерности и позволяющего оценить состояние материала оборудования. Созданию такой методики и поиском принципов для разработки модели структурных изменений металла низкотемпературной техники посвящена настоящая работа. В результате оценки влияния условий длительной эксплуатации на свойства криогенной гелиевой установки, выбранной в качестве объекта исследования как наиболее представительной, все оборудование разделено на несколько групп: оборудование климатического холода; оборудование, эксплуатируемое при температурах до 77 К и оборудование, работающее в интервале температур от 77 до 4,2 К. Кроме того, возможны высокотемпературные разогревы материала оборудования в ходе остановов, связанные либо с ремонтными работами, либо с регенерацией систем очистки и катализа. Таким образом, все группы оборудования могут эксплуатироваться с высокотемпературными разогревами, либо без них.

Во второй главе проведены исследования по формированию и развитию зерно граничных сегрегаций в низкоуглеродистых сталях - материалах вспомогательного оборудования низкотемпературной техники, работающих при температурах климатического холода. Показано, что высокотемпературные разогревы материала вызывают обогащение границ зерен Ре-С сплавов атомами примесных элементов, образуя зернограничные сегрегации. Установлено, что перераспределение атомов примесных элементов из тела в границы зерен оказывает влияние на весь комплекс физико-химических и механических свойств Ре-С сплавов. Для каждого из примесных элементов установлен свой температурный интервал максимального содержания в границе зерна. Наибольшее снижение надежности и работоспособности Ре-С сплавов обнаруживается после изотермических выдержек, соответствующих максимальному развитию зернограничных сегрегаций фосфора, который следует считать наиболее опасной из сегрегирующих в границы зерен примесей.

В третьей главе результаты по образованию зернограничных сегрегаций были использованы при анализе материала оборудования после длительной эксплуатации. Полученные данные позволили все вспомогательное оборудование, изготовленное из углеродистых сталей, разделить на две группы. Первая — ресурсо-зависимое оборудование с температурой эксплуатации до 673-748 К, ресурс которого должен быть ограничен Правилами устройства и безопасной эксплуатации объектов ГГТН РФ и не превышать 100 тыс. ч. Вторая — ресурсо-независимое, срок службы которого может быть продлен на основании анализа его фактического состояния за пределами среднепаркового ресурса. Температура эксплуатации второй группы оборудования не должна превышать 673 К.

Установлено, что наибольшую опасность представляют совместные сегрегации атомов фосфора и цветных металлов, достигающие максимума в температурном интервале 823-923 К. Такие температуры нагрева недопустимы в оборудовании ответственного назначения и могут быть связаны только с ремонтными сварочными работами или локальными перегревами металла, вызванными нарушениями технологического процесса. Это значительно уменьшает объем зон необходимого контроля при исследовании фактического состояния металла на предмет определения остаточного ресурса и параметров безопасной эксплуатации оборудования, изготовленного из углеродистых сталей. При нагревах длительностью в сотни тысяч часов формирование равновесных сегрегаций в границах аустенитных зерен углеродистых сталей отмечается при температурах эксплуатации 723-748 К, что соответствует температурам эксплуатации I группы оборудования. Наиболее опасно формирование зерно-граничных сегрегаций в металле оборудования, работающего под внутренним давлением, повышающим вероятность хрупкого разрушения.

Рекомендовано взамен обычно применяемых низкоуглеродистых сталей для оборудования климатического холода использовать низкоуглеродистые стали, микролегированные ванадием, ниобием и другими карбидообразующими элементами. Показана положительная роль микролегирования углеродистых сталей карбидообразующими элементами - ванадием, ниобием и титаном в концентрациях, не превышающих их предельном растворимости в твердом растворе. В этом случае наблюдается измельчение аустенитных зерен сталей, снижения уровня зернограничных сегрегаций примесных элементов, дополнительное дисперсионное упрочнение, повышение хладо- и трещиностойкости. Использование модификаторов из щелочноземельных и редкоземельных металлов способствует глобуляризации и дисперсности неметаллических включений. Следует рекомендовать применение 81Са и БеСе для повышения хладостойко-сти сталей, работающих при низких температурах.

В четвертой главе для основного оборудования криогенной установки, эксплуатируемого по режиму 293-77-293 К без высокотемпературных технологических разогревов, предложено использование метастабильных аустенитных сталей, обеспечивающих лучшее сочетание прочностных, пластических и вязких свойств. Дополнительное легирование их азотом и ванадием обеспечивает дисперсионное упрочнение после старения. Азот повышает прочность материала, стабилизирует аустенитную матрицу, однако при этом снижаются пластичность и ударная вязкость материала. Ванадий эффективно связывает азот и углерод, растворенные в аустенитной матрице, в карбонитриды. Чем меньше азота, углерода и ванадия остается в аустенитной матрице, тем вероятнее прохождение заданных мартенситных превращений, а, значит, и одновременное повышение как прочности, так и пластичности и вязкости материала.

В пятой главе определены эксплуатационные факторы риска для материалов основного оборудования, эксплуатируемого по циклу 293—4,2—293 К. Это термоциклические нагрузки; пластические деформации возникающие в локальных объемах оборудования, которые могут быть связаны с монтажными дефектами, например, нарушением трассировки трубопроводов, механическими повреждениями - удар, риска и др.; релаксация остаточных напряжений и коробление конструкций после проведения ремонтных работ; коррозионные среды, воздействие которых возможно либо за счет повреждения или разрушения защитных кожухов криосистем, либо при длительном простое оборудования из-за скопления агрессивного конденсата в опасных зонах.

Для оборудования, эксплуатируемого по циклу 293^,2-473-1073—293 К, к вышеперечисленным факторам риска добавляется еще один - высокотемпературное воздействие, связанное с технологическими разогревами, необходимыми для восстановления работоспособности оборудования криосистем. Длительность таких разогревов за время срока службы оборудования может составлять сотни часов. Они могут приводить к выделению из твердого раствора карбидов типа Сг2зСб, располагающихся обычно в по границам зерен. Это способствует снижению содержания хрома к зернограничном твердом растворе, приводя к увеличению склонности стали 12Х18Н12Т к межкристаллитной коррозии. Установлено, что высокотемпературные нагревы способствуют формированию и развитию зернограничных сегрегаций примесных элементов, в частности, фосфора. Как было обнаружено, никель, основной элемент, обеспечивающий низкотемпературные свойства стали, в то же время способствует повышению скорости диффузии фосфора в у-твердом растворе. Появление зернограничных сегрегаций фосфора в ходе длительной эксплуатации низкотемпературного оборудования также вносит свой вклад в снижение работоспособности и надежности криосистем.

Проведенными исследованиями было установлено, что наиболее опасными зонами оборудования криосистем, где возможно появление КР, являются зоны максимальных механических напряжений и пластических деформаций, которые могут быть определены в ходе замеров отклонений реальных геометрических размеров оборудования от проектных (паспортных) величин. К таким измерениям относятся замеры овальностей и прогибов сосудов, емкостей и колонн, отклонений в трассировках трубопроводов в реперных точках. При обнаружении зон, в которых отмечены изменения геометрических размеров элементов оборудования, необходимо выполнить дополнительный объем контроля - визуальный контроль основного металла, сварных соединений — швов и околошовных зон, обращая особое внимание на изменение состояния поверхности металла - появление на нем слоя отложений, язв, других дефектов, в том числе механического характера - рисок, забоин, царапин. Такие дефекты, даже не коррозионного характера, могут служить инициаторами возникновения трещины КР.

В шестой главе исследовано влияние высокотемпературных разогревов отдельных узлов на свойства материала основного оборудования.

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

В результате исследований удалось определить закономерности изменения магнитной структуры стали 12Х18Н12Т под действием эксплуатационных факторов риска. Магнитная структура хромоникелевых сталей при комнатных температурах неупорядочена и представляет собой парамагнитную матрицу с распределенными в ней кластерами антиферромагнитной и ферромагнитной фаз. При понижении температуры в стали происходит постепенное магнитное упорядочение и к 20 К магнитная структура стали представляет собой полностью упорядоченную по антиферромагнитному механизму матрицу. Величина магнитной проницаемости стали 12Х18Н12Т в аустенитизированном - исходном состоянии зависит от количества и механизма упорядочения кластерных зон. С увеличением в стали содержания никеля растет число ферромагнитных взаимодействий атомов и М-Бе, что повышает магнитную проницаемость стали. Прочие легирующие и примесные не имеют в стали 12Х18Н12Т собственных магнитных моментов, а, следовательно, не оказывают столь существенного влияния на ее магнитную проницаемость. Таким образом, по химическому составу стали можно рассчитать величину ее магнитной проницаемости в исходном состоянии.

Пластическая деформация повышает величину магнитной проницаемости стали 12Х18Н12Т, что связано с деформационной чувствительностью основного магнитного состояния атомов элемента-растворителя твердого раствора стали - железа. Показано, что величина магнитной проницаемости изменяется эквидистантно степени пластической деформации. Рассчитав величину магнитной проницаемости стали в исходном состоянии можно, сравнивая исходное (расчетное) и реальное (измеренное) значения магнитной проницаемости, определить степень пластической деформации локального микрообъема стали.

Влияние пластической деформации на свойства стали 12Х18Н12Т после технологических разогревов по деформационной оси можно разбить на несколько участков. Первый - до образования зернограничных микротрещин, характерен резким нарастанием напряжений в твердом растворе стали и резким ростом ее магнитной проницаемости. При превышении критической степени деформации в границах зерен возникают деформационные микротрещины, приводящие к частичной релаксации напряжений и снижению скорости роста магнитной проницаемости. Зная химический состав стали и параметры технологических разогревов оборудования, представляется возможным рассчитать величину ее пластической деформации, а следовательно, прогнозировать изменение ее механических свойств в ходе длительной эксплуатации, вероятность зарождения и роста деформационных микротрещин. Эти трещины способствуют ускоренному проникновению коррозионных дефектов вглубь материала и дальнейшая эксплуатация оборудования с такими дефектами недопустима. Данная методика дает возможность отбраковать такое оборудование, определить места и объемы поврежденных зон, сроки и объемы необходимого ремонта и замены.

Исходя из вышеизложенного, следует считать, что переход стали 12Х18Н12Т в состояние склонности к МКК происходит вследствие совместного воздействия эксплуатационных факторов риска. Степень такого воздействия надежно и просто определяется магнитометрическим методом - ростом магнитной проницаемости поврежденного микрообъема стали. Такое повышение обуславливается возникновением и развитием карбидной фазы, ростом искажений кристаллической решетки под действием пластической деформации и при возникновении сильномагнитных продуктов коррозии. Проведенные нами исследования позволяют полуэмпирическим путем определить уровень магнитной проницаемости стали, превышение которого сигнализирует о наступлении в стали 12Х18Н12Т склонности к МКК. Предложенный критерий ркр — критическая величина магнитной проницаемости, сигнализирующая о наступлении в стали склонности к МКК, обобщает все виды эксплуатационных воздействий факторов риска на материал криосистем. Количественные показатели ркр будут изменяться в зависимости от температуры измерения, напряженности магнитного поля, в котором проводились исследования, изменения в стали концентрации никеля.

В седьмой главе предложены методика и прибор магнитометрического контроля, позволяющие оценивать фактическое состояние материала низкотемпературного оборудования в зонах, потенциально склонных к возникновению коррозионных дефектов. Обнаружение таких зон позволит резко сократить объем обследований материала оборудования и сроки контроля во время плановых остановов.

На основании анализа полученных результатов работы могут быть сделаны следующие выводы.

1. Анализ нормативно-технической документации и литературных источников по вопросам промышленной безопасности оборудования опасных производств показал, что существующий контроль, экспертиза и расчет остаточного ресурса оборудования опасных производств, к числу которых относится низкотемпературное оборудование, осуществляется на основании средневзвешенных механических характеристик, без учета условий фактической эксплуатации материала оборудования и тех изменений, которые произошли с ним в ходе длительного срока службы. Это ведет к заведомо неполному испоьзова-нию возможностей материалов оборудования, повышению себестоимости продукции из-за досрочной замены оборудования либо использованию оборудования на грани риска в аварийном состоянии. Переход от расчетов по средневзвешенным значениям к методу оценки фактического состояния металла оборудования и его остаточного ресурса, основанный на проведении прямых исследований физико-механических свойств и коррозионной стойкости опасных зон способен значительно повысить срок службы оборудования, уменьшить финансовую нагрузку на отечественные предприятия.

2. Уточнено влияние эксплуатационных факторов риска (технологических разогревов, воздействия агрессивных сред, локальных пластических деформаций и их совместного влияния) на изменение структуры и свойств материалов низкотемпературного оборудования. Выявлены причины, вызывающие охрупчивание материалов и разработаны мероприятия, позволяющие повысить ресурс безопасной эксплуатации оборудования низкотемпературной техники.

3. Проведены исследования по влиянию высокотемпературных разогревов на изменения структуры и свойств сплавов на основе Бе. Показано, что одной из основных причин охрупчивания материалов, эксплуатируемых при низких температурах, являются зернограничные сегрегации примесных атомов, в основном фосфора и цветных металлов. Для каждого из примесных элементов установлен свой, наиболее опасный, температурный интервал развития зерно-граничной сегрегации. Выявлено влияние элементов, входящих в состав углеродистых сталей, на механизм образования зернограничных сегрегаций и их влияния на комплекс свойств сталей. Подтверждены механизмы протекания процессов формирования и развития зернограничных сегрегаций примесных атомов в углеродистых сталях промышленного производства. Полученные результаты использованы для оценки состояния материала вспомогательных производств низкотемпературного оборудования после длительной эксплуатации. Рассмотрен механизм формирования зернограничных сегрегаций фосфора в материале основного оборудования - стали 12Х18Н12Т в ходе высокотемпературных технологических разогревов.

4. Показано, что при проведении работ по техническому диагностированию и экспертизе промышленной безопасности оборудования низкотемпературной техники: трубопроводов, сосудов, емкостей различного назначения и других, с целью определения возможности продления срока их службы за пределы расчетного необходимо учитывать наличие эксплуатационных факторов риска. В зависимости от этого требуется выделять участки или зоны оборудования для обследования и необходимый для этого объем исследований.

5. Предложено разделение оборудования вспомогательных производств, работающего при температурах климатического холода, изготовленное из углеродистых сталей, на две группы.

Первая - ресурсо-зависимое оборудование с температурой эксплуатации 673-748 К, ресурс которого должен быть ограничен Правилами устройства и безопасной эксплуатации объектов ГГТН РФ. Для определения возможности продления срока службы данного оборудования требуется проведение полномасштабных исследований механических и коррозионных свойств металла, которые в ходе эксплуатации могли иметь значительные изменения, связанные с развитием в границах зерен сталей зернограничных сегрегаций примесных атомов.

Вторая — ресурсо-независимое оборудование, температура эксплуатации которого не превышает 673 К. Срок службы данной группы может быть продлен за пределы среднепаркового ресурса на основании анализа его фактического состояния неразрушающими методами без проведения механических испытаний и проведения прочностных расчетов.

6. Показано, что оборудование основных производств, так же как и вспомогательных, в зависимости от условий эксплуатации, следует разделять на две группы.

Первая — оборудование, которое эксплуатируется без технологических разогревов. Для такого оборудования факторами риска являются: термоциклические нагрузки; локальные пластические деформации, возникающие в результате некачественных монтажных работ или механических повреждений; релаксация напряжений и коробление конструкций после проведения ремонтных работ; коррозионные воздействия, возникающие вследствие нарушения целостности защитных кожухов или скопления конденсата в опасных зонах в ходе длительных простоев.

Вторая - оборудование, в технологическом цикле которого возможны высокотемпературные разогревы до температур около 1 ООО К, связанные с проведением работ по восстановлению работоспособности отдельных узлов или ремонтных работ по устранению дефектов типа трещин. Суммарная длительность таких разогревов за время службы оборудования, составляющее 100 тыс. ч, может достигать до 100 и более ч. Такие разогревы могут приводить к выделению из твердого раствора карбидов типа МегзСб- Обычно они располагаются по границам зерен, приводят к обеднению твердого раствора по хрому, перераспределению примесных элементов из тела в границы зерен. При наличии агрессивных сред в таких зонах повышается склонность материала основного оборудования - стали 12Х18Н12Т к межкристаллитной коррозии.

7. Воздействие деформационных и коррозионных факторов или высокотемпературных разогревов совместно с воздействием коррозионной среды приводит к максимальному охрупчиванию стали. В этих случаях в металле возникают дефекты по механизму коррозионного растрескивания в первом случае и межкристаллитной коррозии - во втором. Таким образом, в каждой группе необходимо учитывать возможность длительных простоев, высокотемпературных разогревов, воздействие агрессивных сред, наличие локальных пластических деформаций, а также их комплексное воздействие. Вместе с тем, установлено, что основным фактором, провоцирующим практически все изменения в ходе длительной эксплуатации, являются высокотемпературные разогревы оборудования.

8. Для оценки состояния материала оборудования предложен критерий критического значения магнитной проницаемости (ркр), определяемый в зависимости от содержания в стали никеля. Использование такого параметра представляется возможным, исходя из того, что сталь 12Х18Н12Т, в зависимости от содержания в ней никеля, имеет стабильное значение этой характеристики. Появление в стали сильномагнитных карбидных фаз - продуктов коррозии, приводит к резкому повышению магнитной проницаемости, что свидетельствует о том, что в данной зоне возможно появление дефектов, охрупчивающих сталь. Предложены методика и прибор магнитометрического контроля, позволяющие оценивать фактическое состояние материала низкотемпературного оборудования в зонах, потенциально склонных к возникновению коррозионных дефектов.

9. Для каждой группы вновь вводимого в эксплуатацию низкотемпературного оборудования разработаны рекомендации, позволяющие повысить надежность и безопасность эксплуатации.

Для вспомогательного оборудования, эксплуатируемого при температурах климатического холода, предложено взамен углеродистых сталей применять малоуглеродистые низколегированные стали, модифицированные РЗМ и силикокальцием с целью получения неметаллических включений благоприятной формы и микролегированные ванадием, ниобием или титаном. Целесообразно заменить традиционно применяемый режим термической обработки — нормализацию - на термоциклическую обработку.

Для основного оборудования, эксплуатируемого по режиму 293-77 К без технологических разогревов предлагается использование взамен стали 12Х18Н12Т метастабильных аустенитных сталей. Они более дешевы, чем Сг-№ стали и обладают необходимой прочностью в сочетании с высоким комплексом пластических и вязких свойств при низких температурах. На разработанную метастабильную аустенитную сталь 06Х15Н9Г8АФ получен патент № 2173351. Предлагаемая сталь обеспечивает уровень свойств, позволяющих рекомендовать ее для изготовления тех узлов и конструкций систем низкотемпературной техники, которые должны обладать высокой удельной прочностью.

Для основного оборудования, эксплуатируемого до температур 4,2 К с высокотемпературными разогревами, предлагается использование обычно применяемой стали 12Х18Н12Т более чистой по примесям, особенно по фосфору. Таким образом, риск возникновения зернограничных сегрегаций во время нагревов и, следовательно, возможность охрупчивания при низких температурах будут снижены.

1. Безопасность России. Функционирование и развитие сложных народнохозяйственных, технических, энергетических, транспортных систем, систем связи и коммуникаций: В 2 т.: М.: МГФ «Знание», 1998. Т. 1. — 448 е.; Т. 2. -416 с.

2. Лепихин A.M., Москвичев В.В. Базы данных по дефектности и характеристикам трещиностойкости в расчетах надежности сварных конструкций // Проблемы машиностроения и автоматизации, 1991, № 5. С. 85-89.

3. Москвичев В.В. Расчетно-экспериментальные методы повышения конструкционной прочности и безопасности технических систем //Вычислительные технологии. Специальный выпуск, 2003, т. 8. С. 5-14.

4. Москвичев В.В. Основы конструкционной прочности технических систем и инженерных сооружений. Новосибирск: Наука, 2002.

5. Солнцев Ю. П., Пряхин Е. И. Материаловедение. М.: Химиздат, 2004. -735 с.

6. Фролов К.В., Махутов H.A. Проблемы безопасности сложных технических систем. Проблемы машиностроения и надежности машин. 1992, 5.-С.3— 11.

7. Банных О. А. Изыскание безникелевых аустенитных сталей для работы при повышенных температурах. Автореф.на соиск.уч.ст.д.т.н. - М.: Имет им. Байкова, 1971.-44 с.

8. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1977. - 648 с.

9. Завьялов A.C. Фазовые превращения в железоуглеродистых сталях. Л., Судпромгиз, 1948, 326 с.

10. Теплухин Т.Н. Термическое упрочнение низкоуглеродистой стали. Л.: ЛДНТП, 1978, 21 с.

11. Сборник документов ГГТН РФ № 25. Часть 1 "Введение" М., ГГТН РФ, 2001, с. 4-6.

12. Установщиков Ю.И., Банных O.A., Природа отпускной хрупкости сталей. М., Наука, 1984, 239 с.

13. Королев Н. В., Колчин Г. Г., Ермаков Б. С. Опыт применения эмиссионного спектрального микроанализа для повышения надежности конструкционных материалов. Л.: ЛДНТП, 1987. - 29 с.

14. Банных О. А., Ковнеристый Ю. К. Стали для работы при низких температурах. М.: Металлургия, 1969. - 191 с.

15. Ульянин Е.А. Стали и сплавы для криогенной техники //МиТОМ, 1966, 10.-е. 48-51.

16. Солнцев Ю. П., Степанов Г. А. Конструкционные стали и сплавы для низких температур. — М.: Металлургия, 1985. 271 с.

17. Махутов H.A., Москвичев В.В., Козлов А.Г. и др. Расчеты на трещино-стойкость и эффекты пластического деформирования при наличии коротких трещин // Заводская лаборатория, 1990, № 3. С. 48-56.

18. Меньшиков А. 3., Такзей Г. А., Теплых А. Е. Спиновое стекло в сплавах у (Ni80-cFec)Cr20 // ФММ, 1982, 54.3. с. 465-472.

19. Фролов К.В., Махутов H.A., Гусенков А.П. Развитие работ по созданию научных основ обеспечения надежности машин и конструкций. М., МНТК «Надежность машин», 1991. 126 с.

20. Москвичев В.В., Махутов H.A., Черняев А.П. и др. Трещиностойкость и механические свойства конструкционных материалов технических систем. — Новосибирск: Наука, 2002. 334 с.

21. Махутов H.A. Сопротивление элементов конструкций хрупкому разрушению. М.: Машиностроение, 1974. - 200 с.

22. ГОСТ 25.506-85 Расчеты и испытания на прочность. Методы механических испытаний металлов. Определение характеристик трещиностойкости (вязкости разрушения) при статическом нагружении. М.: Изд-во стандартов, 1988. -61 с.

23. РД 26-01-162-87 Сосуды и аппараты из цветных металлов. Нормы и методы расчета на прочность при малоцикловых нагрузках. Введ. 01.01.1998.

24. СНиП 2.01.07-85. Нагрузки и воздействия /Госстрой СССР. М.: ЦИТП Госстроя СССР, 1988. - 36 с.

25. Кузьмин В.Р. Расчет хладостойкости элементов конструкций. Новосибирск: Наука, 1986. - 145 с.

26. Конаков А.И., Махов А.П. Отказы и усиление строительных металлических конструкций: Обзор. М.: ВНИИС, 1980. - Вып. 4. - 52 с.

27. Сильвестров A.B., Шафрай С.Д. Анализ отказов листовых конструкций с хрупким разрушением их элементов // Изв. Вузов. Строительство и архитектура.-1977.-№ 12.

28. Филиппов В.В. Работоспособность металлических конструкций производственных зданий Севера. Новосибирск: Наука, 1990. - 144с.

29. Мельников Н.П., Винклер О.Н., Махутов H.A. Условия и причины хрупких разрушений строительных стальных конструкций // Материалы по металлическим конструукциям. М., 1972. - Вып. 6. - С. 14-27.

30. Сильвестров A.B. Повышение надежности стальных конструкций при низких температурах. Новосибирск: Наука, 1977. — 210 с.

31. Беляев Б.И., Корниенко B.C. Причины аварий стальных конструкций и способы их устранения. — М.: Стройиздат, 1968.

32. Копельман JI.А. Сопротивляемость сварных узлов хрупкому разрушению. Л.: Машиностроение, 1978. - 232 с.

33. Методические рекомендации. Критерии предельных состояний механического и гидравлического оборудования карьерных экскаваторов. — М.: ГД им. A.A. Скочинского, 1990. 40 с.

34. РД 26-11-18-88. Методические указания. Надежность химического и нефтяного оборудования. Технико-экономическое обоснование надежности. — М.: НИИХиммаш, 1988. 67 с.

35. СНиП 11-23-81. Стальные конструкции /Госстрой СССР. М.: СТройиз-дат, 1982.-96 с.

36. ПНАЭ Г-7-002-86 Нормы расчета на прочность оборудования и трубопроводов атомных энергетических установок. М.: Энергоатомиздат, 1989. — 525 с.

37. Акулов Л. А., Пахомов О. В. Методы и установки для получения сверхнизких температур. СПб.: СПбГАХПТ, 1995. - 59 с.

38. Соколов В. Н., Семенов Л. Г. Монтаж, эксплуатация и ремонт кислородных и криогенных установок.- М.: Машиностроение, 1984. 269 с.

39. Акулов Л. В., Холодковский С. В. Криогенные установки. Атлас технологических схем криогенных установок.- СПб.: СПбГАХПТ, 1995. 64 с.

40. A.M. Архаров, H.A. Архаров, В.П. Беляков и др. Криогенные системы. 2-е изд., перераб. и доп. М.: Машиностроение, 1999, Т.2. - 720 с.

41. Муратов В.М., Бобель Н.Т., Миргазов В.А. и др. Обеспечение безопасной эксплуатации криогенного оборудования по истечении назначенного срока службы. В сб. «Проблемы ресурса и безопасной эксплуатации оборудования», СПб.: 2003.-С. 16-23.

42. Ульянин Е.А., Сорокина H.A. Стали и сплавы для криогенной техники. — М.: Металлургия, 1984. 208 с.

43. Солнцев Ю. П., Степанов Г. А. Материалы в криогенной технике. Справочник. Л.: Машиностроение, 1982.- 312 с.

44. Солнцев Ю.П., Титова Т.Н. Стали для Севера и Сибири. СПб:Химиздат, 2002.-352 с.

45. Хорошайлов В. Г., Попандопуло А. Н., Шахназаров Ю. В. Высокопрочные стали. Л.: ЛПИ, 1984.

46. Диаграмма состояний двойных и многокомпонентных систем на основе железа. Справочник под ред. Банных О. А., Дрица M. Е. М.: Металлургия, 1986.-439 с.

47. Саррак В. И., Суворова С. О., Грикуров Г. Н. Влияние азота на механические свойства сталей Fe-Cr-Mn для криогенной техники // МиТОМ, 1994, № 3.-С. 67-69.

48. Клименко А. П., Новиков Н. В., Смоленский Б. Л. Холод в машиностроении.-М.: Машиностронение, 1977.- 192 с.

49. Van Huang, Lin Groyu, Cornee Alfred. Quantifications of crack coustraint effects in an austenitic steel. GKSS Rept., 1996, №11.- P. 273-291.

50. Шахназаров Ю. В. Исследование сопротивления разрушению упрочняемых сталей. Дис.на соиск.уч.ст.д.т.н. - Л.: 1973. - 238 с.

51. Сагарадзе В. В., Косицына И. Н., Печеркина Н. Д., Ханимов О. Н. Изменение структуры и свойств аустенитных сплавов при термоциклировании // ФММ, 1992, № 9.- С. 116-122.

52. Волынова Т. Ф. Высокомарганцовистые стали и сплавы. М.: Металлургия, 1988.-343 с.

53. Сагарадзе В. В., Уваров А. И. Упрочнение аустенитных сталей. М.: Наука, 1989.-270 с.

54. Грикуров Г. Н., Дейч И. С., Мадянов С. А. Механические свойства, изменение фазового состава и параметров микропластической деформации Fe-Cr-Ni и Fe-Cr-Mn сплавов при низкотемпературных испытаниях // ФММ, 1992, № 5.-С. 55-61.

55. Металлы. Справочник // Пер. с англ. / Под ред. Ю. П. Солнцева. — СПб: ФГУП УКБ МТ «Рубин», 2000. 614 с.

56. Паршин А. М. Структура, прочность и радиационная повреждаемость коррозионностойких сталей и сплавов.- Челябинск: Металлургия, 1988.- 656 с.

57. Пахомов В. С., Петровина И. И. Межкристаллитная коррозия сенсибилизированной стали 08Х18Н10Т в изменяющихся температурно-гидродинамических условиях //Защита металлов, 1999, Т. 35, № 1. С. 41-48.

58. Ермаков Б. С. Влияние температуры и холодной деформации на стабильность структуры и свойства аустенитных сталей криогенного назначения. Ав-тореф. дисс. на соиск. уч. степени к. т. н. Д.: Л11И, 1982. - С. 16.

59. Majumdar А. К., Blanckenhagen P. V. Antiferromagnetic order in у FeNiCr stainless steel. JMMM, 1983, 40. - P. 227-231.

60. Солнцев Ю.П., Ермаков Б.С., Вологжанина C.A. Новые разработки кафедры технологии металлов и металловедения СПбАХПТ. Сб.трудов V семинара «Прочность материалов и конструкций при низких температурах». СПб, МАХ, 1999, с.3-12.

61. Скибина Л. В., Черник M. М., Кудрявцев Ю. В. Прямое и обратное у —» в мартенситное превращение в сплавах. В сб. трудов II Всесоюзн. конф. «Стали и сплавы криогенной техники», Харьков, 1983. - С. 41.

62. Антонова H. Н., Брауде И. С., Скибина Л. В. и др. О фазовом составе же-лезохромоникелевых сплавов, деформируемых при низких температурах. — В сб.: Прикладное криогенное и вакуумное материаловедение. Киев: Наукова думка, 1991.-е. 97-100.

63. Паршин А. М. Структура, прочность и пластичность нержавеющих и жаропрочных сталей и сплавов, применяемых в судостроении. — М.: Судостроение, 1972.-288 с.

64. Паршин А. М. Структура и радиационное распухание сталей и сплавов. — М.: Энергоатомиздат, 1983. С. 56.

65. Паршин А. М., Васильев Н. Е. Влияние ранних стадий распада на упрочнение и охрупчивание мартенситной нержавеющей стали //МиТОМ, 1979, 1. — С. 37-40.

66. Уманский Я. С., Финкельштейн Б. Н., Блантер М. Е. Физическое металловедение. М.: Металлургиздат, 1955. - 724 с.

67. Ли Пен, Джан Юшан, Тан Ю. и др. Влияние карбидов по границам зерен на прочность при растяжении нержавеющей стали 15Cr-25Ni // Далянь лигун дасюэ сюэбаю, 1990, 30, № 5. с. 547-551.

68. Фучик Н. В., Хейфец Р. Г. Изменение тонкой структуры аустенита в процессе циклической рекристаллизации // Изв. Вузов, Черная металлургия, 1991, 5.-с. 67-70.

69. Зарипова Р. Г., Кайбышев О. А., Салищев Г. А. Динамическая рекристаллизация в нержавеющих сталях ферритного, аустенитного и аустенитно-ферритного классов//ФММ, 1992,4.-С. 132-141.

70. Сидорова С. О., Тавадзе JI. Ф., Гогнашвили М. А. Содержание Сг и Ni и механические свойства сплавов системы Fe-Cr-Ni. Тез. Докл. IV Всесоюзн. сем. «Стали и сплавы для криогенной техники», 18-22.11. 1990, Батуми, Киев, 1990.-С. 23-24.

71. Паршин А. М., Богоявленский Е. К. Повышение качества, надежности и долговечности изделий из конструкционных жаропрочных и инструментальных сталей и сплавов. Л.: ЛДНТП, 1985. - 48 с.

72. Фельдгандлер Э. Г., Свистунова Т. В. Влияние структуры и прочности на сопротивление коррозии коррозионно-стойких сталей и сплавов в средах, содержащих сероводород и хлор-ион // МиТОМ, 1994, № 3. С. 20-25.

73. Бондарь В. И., Гиджон В. В., Данильченко В. Е. Влияние термоциклиро-вания на мартенситное превращение в железоникелевых сплавах // ФММ, 1991, № 1.-С. 159-165.

74. Гойхенберг Ю. Н., Журавлев Л. Г., Внуков В. Ю. и др. Влияние распада аустенита на коррозионное растрескивание и свойства хромомарганцевых сталей с азотом // ФММ, 1990, 1. С. 99-107.

75. Паршин А. М., Кириллов М. Б., Теплухин В. Г. Качество и плотность ау-стенитной стали с низким содержанием неметаллических включений // Изв. АНРФ. Металлы, 1997, № 2. С. 100-107.

76. Зарипова Р. Г., Кайбышев О. А., Салищев Г. А. Изменение структуры и свойств аустенитной коррозионностойкой стали при динамической рекристаллизации // МиТОМ, 1993, 9. С. 14-22.

77. Гуляев Б. Б., Камышанченко Н. В., Неклюдов И. М. и др. Структура и свойства сплавов. М.: Металлургия, 1993. — 317 с.

78. Shwalbe К. Н., Cornee A., Baustian К. Application of fracture mechanics principles to austenitic steels. GK Ss Rept.- 1995, № 52. P. 193-207.

79. Ермаков Б. С., Солнцев Ю. П. Межкристаллитная коррозия — основной фактор ускоренного разрушения оборудования из аустенитных сталей // Балтийские металлы, 2000, № 2. С. 18-21.

80. Кузюмов А. Н., Крикун В. П., Нихаенко Ю. Я. Некоторые особенности коррозионного растрескивания оборудования в сернокислых средах // 3. М., 1999, 35.3.-С. 321-323.

81. Паршин А. М., Тихонов А. Н. Коррозия металлов в ядерном энергомашиностроении. СПб.: Политехника, 1994. - 96 с.

82. Фельдгандлер Э. Г., Шлямнев А. П. Структура и свойства низкоуглеродистых азотсодержащих аустенитно-ферритных коррозионностойких сталей // МиТОМ, 1995, №9.-С. 10-15.

83. Свистунова Т. В., Шлямнев А. П. Коррозионностойкие стали и сплавы. Состояние и направления развития // 3. М., 1996, 32, № 5. № 346-348.

84. Вороненко Б. И. Современные коррозионностойкие аустенитно-ферритные стали (Обзор) // МиТОМ, 1997, 10. С. 20-29.

85. Косицына И. И., Сагарадзе В. В., Хакимова О. Н. и др. Коррозионностойкие стали с нитридным упрочнением // ФММ, 1990, № 7. С. 179-183.

86. Паршин А. М., Горынин И. В., Азбукин В. Г. Жаропрочность и стойкость против межкристаллитной коррозии сплавов типа Х20Н45. JL: ЛДНТП, 1971. -28 с.

87. Шепилов В. Б., Проскурин В. В. Влияние скорости нагружения на пластическую деформацию коррозионностойких мартенситно-аустенитных сталей при криогенных температурах // МиТОМ, 1994, 2. С. 33-36.

88. Рыбин В. В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986. - 224 с.

89. Плисова И. Я. Влияние деформаций на коррозионную стойкость нержавеющих Cr-Ni сталей типа 18-8. Автореф. на соиск. уч. степ. к. т. н.: М.: 1966, Моск. ин-т нефтехимической и газовой промышленности. - 18 с.

90. Коппо Kaoru, Chiba Hroyunki. Влияние напряжений на возникновение склонности к межкристаллитной коррозии нержавеющей стали // Тэцу то хага-нэ. J. Iron and Steel Jnst. Jap., 1990, 76, №9.-P. 1504-1511.

91. Оше E. Л., Лоскутов А. И., Алексеев В. Н. и др. Влияние пластической деформации на формирование химического состава и дефектной структуры сложных поверхностных оксидов при термоциклировании стали 12Х18Н10Т // 3. М., 1990,26, №6.-С. 935-941.

92. Паршин A.M., Тихонов А.Н., Васильев Ю.С. и др. Материаловедение. Технология конструкционных материалов. Радиационное материаловедение. — СПб.: Изд-во СПбГПУ, 2003. 331 с.

93. Реформатская И. И., Фрейман Л. И. О механизме влияния молибдена на стойкость против питтинговой коррозии аустенитной нержавеющей стали // Коррозия и защита металлов. Тез. Докл. 12 Пермской конф. - Пермь: 1990. — С. 53.

94. Чейлях А. П., Малинов Л. С. Свойства и превращение в хромомарганце-вых коррозионностойких сталях // МиТОМ, 1994, 2. — С. 28-32.

95. Гермезенко И. П., Никитина Н. В., Карманчук И. В. Упрочнение на пределе текучести текстурированных поликристаллов аустенитной азотистой нержавеющей стали//ФММ, 1994, 77. 5.-С. 162-171.

96. Фельдгандлеф Э. Г., Савина JI. Я. Влияние серы, марганца и титана на высокотемпературную пластичность и коррозионную стойкость коррозионно-стойких сталей // МиТОМ, 1993, 4. С. 32-34.

97. Калмыков В. В. Влияние повышенного (до 2 %) содержания кремния на коррозию термически упрочненной низкоуглеродистой стали при переменном нагружении // 3. М., 1999, 35.2. С. 217-218.

98. Каспарова О. В. О влиянии кремния на коррозионную стойкость аусте-нитных нержавеющих сталей в силькоокислительных средах, содержащих добавки фторида и фосфор // 3. M., 1996, 32.3. С. 243-245.

99. Verohan L., Godes В. Vpliv silicija yf izbosanje korozijske odpornosti j eklenih litin. Kov., Zlit. Technol., 1996, 30, № 3-4. C. 245-250.

100. Лозоватская Л. П. Влияние примесного кремния на межкристаллитную коррозию стали 03Х18Н11 и ее совершенствование применительно к средам азотной промышленности. Автореферат на соиск. уч. степ. к. т. н. - М.: НИФХИ, 1982.-21 с.

101. РД 03-485-02. Положение о порядке выдачи разрешений на применение технических устройств на опасных производственных объектах. СПб, ЦОТПБСП, 2002, 7 с.

102. Федеральный закон № 116-ФЗ от 20.06.1997 г. «О промышленной безопасности опасных производственных объектов». Сборник документов ГГТН РФ № 25, M., ГГТН РФ, 2001, с. 11-12.

103. РД 03-484-02. Положение о порядке продления срока безопасной эксплуатации технических устройств, оборудования и сооружений на опасных производственных объектах. СПб, ЦОТПБСП, 2002, 9 с.

104. СП 111-10-58-01. Организация и проведение производственного контроля охраны труда и промышленной безопасности. М., МЗ РФ, 2001, 14 с.

105. Ковчик С.Е., Морозов Е.М. Механика разрушения и прочность материалов. Киев: Наукова Думка, 1988, Т. 2. - 433 с.

106. Махутов H.A. Деформационные критерии разрушения и расчет элементов конструкций на прочность. М: Машиностроение, 1981. - 272 с.

107. Положение о Федеральном горном и промышленном надзоре России. СПб, ЦОТПБСП, 2002, 26 с.

108. РД 03-418-01. Методические указания по проведению анализа риска опасных производственных объектов. СПб.: ЦОТПБСП, 2002, 41 с.

109. Общий перечень документов, входящих в сборник руководящих документов по реализации Федерального закона «О промышленной безопасности опасных производственных объектов». СПб.: ЦОТПБСП, 2002, 23с.

110. РД 34.17.439-96. Методические указания по техническому диагностированию и продлению срока службы сосудов, работающих под давлением. — М: РАО ЕЭС, 1996,37 с.

111. РД 34.17.435-95. Методические указания о техническом диагностировании котлов с рабочим давлением до 4 МПа. М: ГГТН РФ, 1995, 61 с.

112. РД 34.17.446-97. Методические указания по техническому диагностированию труб поверхностей нагрева паровых и водогрейных котлов с использованием магнитной памяти металла. М: РАО ЕЭС, 1998, 42 с.

113. РД 10-369-00 Положение по проведению экспертизы промышленной безопасности паровых и водогрейных котлов, сосудов работающих под давлением, трубопроводов пара и горячей воды. М: ГГТН РФ, 2000, 91 с.

114. РД 03-29-93. Методические указания по проведению технического освидетельствования паровых и водогрейных котлов, сосудов работающих под давлением, трубопроводов пара и горячей воды. СПб: ЦОТПБСП, 2002. — 48 с.

115. Берков Ю.П., Дубровский В.М., Комлык М.Ю. Система диагностирования технического состояния газоперекачивающего оборудования. — Химическое и нефтехимическое машиностроение. 1993, 11. — С.17-19.

116. Климин Г.С., Парасына A.C., Городничев A.A., Наумов П.А. Технические средства защиты и диагностики энергоустановок. Химическое и нефтехимическое машиностроение. 2000, 6. - С.36-37.

117. ПБ ПРВ-88. Правила безопасности при производстве и потреблении продуктов разделения воздуха. М., ГГТН РФ, 1988, 37 с.

118. РД 10-400-01. Нормы расчета на прочность трубопроводов тепловых сетей. М., ГГТН РФ, 2001, 28 с.

119. Гриб В.В., Соколова А.Г., Еранов А.П., Давыдов В.М., Жуков Р.В. Анализ современных методов диагностирования компрессорного оборудования нефте-газохимических производств. Нефтепереработка и нефтехимия. 2002, 10, с.57-65.

120. Чижик A.A. Влияние различных факторов на сопротивляемость развитию трещины при высоких температурах. Труды ЦКТИ, Л., НПО ЦКТИ, 1979, № 169, с.28-41.

121. Чижик A.A. Влияние различных факторов на сопротивляемость развитию трещин при высоких температурах. Труды ЦКТИ, Л., НПО ЦКТИ, 1979, №169, с.4-12.

122. Солнцев Ю.П., Викулин A.B. Прочность и разрушение хладостойких сталей. М.: Металлургия, 1995. - 256 с.

123. Фролов К.В., Махутов H.A., Хуршуров Г.Х. Развитие экспериментальных исследований напряжений для обоснования ресурса машин. В кн. Экспериментальные исследования напряжений в конструкциях. М., Наука, 2002. — С .5—8.

124. Чертов В.М. Критерии разрушения: преимущества и различия. В сб.: XI У Петербургские чтения по проблемам прочности. 12-14 марта 2003 г. Сборник тезисов. СПб, 2003, С. 54-55.

125. Махутов H.A., Матвиенко Ю.Г. Подходы механики разрушения в концепции инженерной безопасности. В кн.: Проблемы разрушения, ресурса и безопасности технических систем. Красноярск: КОДАС-СибЭРА, 1997. — С. 481-485.

126. Ветер В.В., Бетехтин В.И. К вопросу физико-химических процессов при циклическом деформировании поликристаллических материалов. В сб.: Х1У Петербургские чтения по проблемам прочности. 12-14 марта 2003 г. Сборник тезисов. СПб, 2003,141-143 с.

127. Слепцов О.И. Повышение технологической и эксплуатационной прочности сварных конструкций северного исполнения из низколегированных сталей. Автореферат на соискание ученой степени д. т. н., ДГУ, Ростов, 2000.— 51 с.

128. Ермаков Б.С., Ланин A.A., Колчин Г.Г., Чижик A.A. Влияние молибдена на временную зависимость и пороговые значения вязкости разрушения закаленных сталей. ФХММ, 1986.-С. 105-107.

129. Левин А.И., Большаков A.M., Прохоров В.А. Риск анализ эксплуатации газопроводов в условиях низких температур. - В сб.: Прочность материалов и конструкций при низких температурах. СПб.: СПбГУНиПТ, 2000. - С. 24—29.

130. Встовский Г.В. Учет изменения трещиностойкости при поверочных расчетах на прочность и оценке остаточного ресурса. В сб.: Прочность материалов и конструкций при низких температурах. СПб.: СПбАХПТ, 1998. — С. 30-32.

131. Солнцев Ю.П., Ермаков Б.С., Колчин Г.Г., Вологжанина С.А. Влияние отпуска на трещиностойкость конструкционных низколегированных сталей. В сб.: Прочность материалов и конструкций при низких температурах. — СПб.: СПбАХПТ, 1998.-С. 32-54.

132. Болотин В.В. Ресурс машин и конструкций. М.: Машиностроение, 1990. - 448 с.

133. Левин А.И. Хладостойкость и надежность трубопроводов Крайнего Севера. Автореферат на соискание ученой степени д.т.н. Институт физико-технических проблем Севера СО РАН, Якутск, 2002. 32 с.

134. Ларионов В.П., Слепцов О.И., Григорьев P.C. Характерные разрушения деталей машин металлоконструкций. ЯФ СО АН СССР, Якутск, 1988. —33 с.

135. Сукнев C.B. Разработка новых подходов к решению задачи о прочности твердого тела в условиях концентрации напряжений. Автореферат на соискание ученой степени д.т.н. Институт физико-технических проблем Севера СО РАН, Якутск, 200.-, 34 с.

136. Шокин В.И., Москвичев В.В., Лепихин A.M. Вероятные модели технологической дефектности сварных соединений. Препринт ВЦ СО АН СССР. Красноярск; ВЦ СО АН СССР, 1988, 8. 20 с.

137. Лепихин A.M., Москвичев В.В. Базы данных по дефектности и характеристикам трещиностойкости в расчетах надежности сварных конструкций. Проблемы машиностроения и автоматизации. 1991, 5. С. 85-89. 1

138. Seah М.Р., Hondors E.D. Grain boundary segregation. Proc. Roy.Soc. London A, 1973, v.335,N 1601, p. 191-212.

139. Lea C., Seah M.P., Hondors E.D. The intergranular fragility index — an engineering materials parameter. Mater. Sei. Eng. 1980, v. 42, p. 233-244.

140. Установщиков Ю.И. Вторичное твердение конструкционных легированных сталей. М., Металлургия, 1982, 128 с.

141. Гликман Е.Э. Межзеренное разрушение металлов под действием поверхностно-активных примесей и расплавов. Автореферат на соискание ученой степени д.ф-м.н. М., МИСИС, 1980. 45 с.

142. Анализ видов критических отказов. USA, FMBI, 2001. Р. 14.

143. Директива 97/23 ЕС. Сосуды под давлением. Схема сертификации и промышленной безопасности. ЕС, 1997. Р. 18.

144. Воробьев Е. В. Деформация и разрушения стали криогенного назначения в магнитном поле. В кн.: Электрофизические методы и технологии воздействия на структуру и свойства металлических материалов. - Всесоюзная школа-семинар.-Л.: 1990.-С. 18-20.

145. Кривцов Ю.С., Федорова O.A. Прочностные характеристики аустенитных Cr-Ni-Mn сталей для изделий криогенной техники. В сб.: СПбГАХПТ, 1997.

146. Ермаков Б. С. Исследования свойств марганцовистых сплавов для криогенной техники // Изв. Вузов, Ч. М., 1982, № 9. С. 152.

147. Солнцев Ю.П. Специальные материалы в машиностроении — СПб: Хим-издат, 2004. 640 с.

148. Гольдштейн М.И., Грачев C.B., Векслер Ю.Г. Специальные стали. — М.: МИСиС, 1999. -408 с.

149. Механика катастроф. Определение характеристик трещиностойкости конструкционных материалов: Методические рекомендации. М.: ФЦНТП ПП «Безопасность», Ассоциация КОДАС, 1995. - Т. 1. - 360 е.; 2001. - Т. 2. - 254 с.

150. Попов К.В. Стали для условий Севера. М.: Машиностроение, 1978. — 36 с.

151. Солнцев Ю.П., Ермаков Б.С., Вологжанина С.А. Перспективные направления низкотемпературного металловедения // Балтийские металлы, 2000, № 5. -С. 16-18.

152. Ющенко К.А., Кудрявцев O.A., Квасневский О.Г. Некоторые критерии вязкости разрушения при выборе материалов для криогенных конструкций. — В сб.: Стали и сплавы криогенной техники. Киев: Наукова думка, 1977.- С. 107— 116.

153. Махутов H.A., Зацаринный В.В. Вариации долговечности на ранних стадиях разрушения с учетом накопления повреждений. Труды конференции Ресурс 2000. Оценка и обоснование продления ресурса элементов конструкций. — Киев: ИПП HAH Украины, 2000. С. 273-280.

154. Баско Е.М., Воловик Ю.А., Москвичев В.В. Методика определения зависимости динамической вязкости разрушения от скорости распространения трещины // Заводская лаборатория, 1984, № 9. С. 62-65.

155. Лепихин A.M., Москвичев В.В. Характеристики трещиностойкости сварных соединений оценка, расчет и статистический анализ // Заводская лаборатория, 1991, № 12.-С. 48-51.

156. Можаев A.C. Программные средства автоматизированного моделирования и оценки надежности и безопасности АСУТП на стадии проектирования.

157. Материалы практической конференции «Промышленная безопасность — взгляд в будущее» 02-06.12 2002 г. г. Кириши. ПТБ, № 6, 2002 www. alf-center com.

158. РД 03-418-01 Методические указания по проведению анализа риска опасных производственных объектов. СПб.: ЦОТПБСП, 2002. - 41 с.

159. Утевский JI.M. Отпускная хрупкость стали. М., Металлургиздат, 1961. — 190 с.

160. Архаров В.И., Ивановская С.И., Колесникова Н.М., Фафанова Т.А. О механизме влияния фосфора на отпускную хрупкость стали. ФММ, 1956, т.2, 1. — С.57-65.

161. Мак Лин Д. Границы зерен в металлах. М., Металлургиздат, 1960. — 322 с.

162. Woodfine B.C. Temper-brittleness: A critical review of the literature. J. Jron and Steel. Inst. 1953, v.173, P. 229-255.

163. Садовский В.Д. Итоги дискуссии по отпускной хрупкости. МиТОМ, 1957, 6. С. 24-42.

164. Архаров В.И. О межкристаллитной внутренней адсорбции и хрупком разрушении по границам зерен.- В кн.: Физика хрупкого разрушения. Киев: Нау-кова думка, 1976, ч.11. С. 44-57.

165. Архаров В.И., Константинова Т.Е. Природа обратимой отпускной хрупкости в сталях 35ХГСА и 12ХНЗА // ФММ, 1974, т.38, 1. С. 169-175.

166. Guttmann М. The link between equilibrium segregation and precipitation in ternary solutions exhibiting temper embrittlement // Metal Sei., 1976, 10. — P. 337— 341.

167. Ермаков Б.С. Теоретический и экспериментальный анализ магнитных, фазовых превращений и свойств аустенитностабильных криогенных сталей. -Дисс. на соиск. ученой степени д.т.н. СПб.: СПбГУНиПТ, 2000. 352 с.

168. Гликман Е.Э. К описанию межкристаллитной внутренней адсорбции примесей в металлических твердых растворах. В кн.: Взаимодействие дефектов и свойства металлов. - Тула: ТПИ, 1976. — С. 83-91.

169. Bernardini J., Gas P., Hondros E.D., Seah M.P. The role of solute segregation in grain boundary diffusion. Proc. Roy. Soc. London A, 1982, v. 379, N 1776, p. 159-178.

170. Станюкович А. В., Маслевцов A.B. Методика исследования роста трещин при высоких температурах. Труды ЦКТИ № 194. JL: НПО ЦКТИ, № 194. — С. 38-42.

171. Станюкович А.В., Лапухина Н.С., Станюкович Б.А. Истинное сопротивление разрушению при испытаниях на длительную прочность и сопротивляемость развитию трещин.- Труды ЦКТИ № 218. JL: НПО ЦКТИ, № 218. — С. 51-57.

172. Ермаков Б.С., Козаченко А.В., Вологжанина С.А. Способ неразрушающе-го контроля криогенных сосудов и трубопроводов. — В кн. Материаловедение, пластическая и термическая обработка металлов. СПб.: Политехника, 2001. — С. 31-32.

173. Hondros E.D. The influence of Р in dilute solid solution on the absolute surface and grain boundary energies of iron. Proc. Roy. Soc. London A, 1965, v. 286, N 1404, p. 479-498.

174. Китель Ч. Введение в физику твердого тела. М., Наука, 1978, 790 с.

175. Guttmann М. Grain boundary segregation, two dimensional compound formation and precipitation. Met. Trans. 1977, 8, N 9. p. 1383-1403.

176. Guttmann M., Mc Lean D. Interfacial segregation. Proc. ASM. Material science seminar. Ed. By BJ Jonson, Bhakely J. M. Metal. Part. OU, 1979.

177. Guttmann M, Dumoulin Ph., Wayman M. The thermodynamics of interactive co-segregation of phosphorus and alloying elements in iron and temper-brittle steels //Met. Trans. 1982, v. A13,№ 10.-p. 1693-1711.

178. Журавлев Л.Г., Штейнберг M.M., Кирель А.А. Исследование структуры и свойств стали после закалки и кратковременного отпуска. Труды ЧПИ № 245. Челябинск: ЧПИ, 1980, № 245. С. 88-96.

179. Утевский Л. М., Гликман Е. Э., Карк Г. С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. М.: Металлургия, 1987. - 222 с.

180. Буравлев Ю. М., Рудиевский Н. К., Грик И. А. Спектральный анализ металлов и сплавов. Киев: Техника, 1976. - 190 с.

181. Tanaka Hideki, Kondo Nobuhiro, Fujita Kouzou и др. Superession of cryogenic intergranular fracture through heat treatments and roles of born in hagh manganese non-magnetic steels. ISIS International, 1990, 30, № 8. P. 646.

182. Козаченко A.B., Ермаков B.C., Вологжанина C.A. О влиянии примесных элементов на стойкость сталей 08X18Н(11-13)Т против МКК // Вестник УГТУ-УПИ, 1999, 1.-С. 49-50.

183. Ермаков Б.С., Вологжанина С.А., Солнцев Ю.П., Козаченко А.В. Влияние фосфора на низкотемпературные свойства стали 12Х18Н12Т в условиях меж-кристаллитной коррозии // Изв. ВУЗов. Черная металлургия, 2000, 1. — С. 50—53.

184. Verohan L., Godes В. Vpliv silicija yf izbosanje korozijske odpornosti j eklenih litin. Kov., Zlit. Technol., 1996, 30, № 3-4. C. 245-250.

185. Briant C.L. The effect of Ni, Cr and Mn on P segregation in low alloy steels. Scr. Met. 1981, v. 15, N9.-P. 1013-1019.

186. Вологжанина С.А., Ермакова Т.В., Солнцев Ю.П. К вопросу о формировании зернограничных сегрегаций примесных атомов в сплавах Fe-C // Металлы, 2002, № 2. С. 86-94.

187. Королев Н. В., Рюхин В. В., Горбунов С. А. Эмиссионный спектральный микроанализ. — Л.: Машиностроение, 1971.-214 с.

188. Королев Н. В., Колчин Г. Г., Подуст А. Н. Установка для электроразрядного спектрального микроанализа и ее применение. В кн.: Машиностроению — прогрессивную технологию и высокое качество деталей. Тольятти: ТПИ, 1983.-С. 16-17.

189. Hordros E.D., Seah М.Р., Lea С. Grain boundary segregation of phosphorus and alloying elements. Metals and Materials. 1976, January. P. 26-28

190. Leroy V., Graas H., Emond C., Habraken 1. Memories sientifiques de la Revue de Metallurgie, 1976, t. 73, N 10. p. 589-609.

191. Атомная структура межзеренных границ. М., Мир, под ред. Орлова А.Н.,1987.-290 с.

192. Волынова Т.Ф. Высокомарганцовистые стали и сплавы. М., Металлургия,1988.-343 с.

193. Erhart Н., Grabke H.J. Equilibrium segregation of phosphorus at Fe-Cr-P and Fe-Cr-C-P alloys. Metal science. V/15, sept. 1981. P. 401 - 409.

194. Granjon H., Rapport de synthese sur les sais de fissuration. Sousnage et techniques connexes. 1979, v. 83, n 9/10. P. 919-924.

195. Садананда К., Марцинковский M. Единая теория большеугловых границ . Структура границ. 4.1. В кн. Атомная структура межзеренных границ. М., Мир, 1978.-С. 55 -85.

196. Харт Э. Фазовые переходы на границах зерен. В кн.: Атомная структура межзеренных границ. - М.: Мир, 1978. - С. 243-258.

197. Guttmann М. Grain bondary segregation, two dimensional compound Formation, and precipitation. Metallurgical transaction. A. V.8A, September, 1977. — P. 1383-1401.

198. Саррак В.И., Филиппов Г.А., Чижевская O.H., Литвиненко Д.А. Адсорбция фосфора на границах зерен аустенита и склонность закаленной стали к задержанному разрушению. ФММ, 1979, т.48. С. 1262-1270.

199. Лихтман В.И., Ребиндер П.А., Карпенко Г.А. Влияние поверхностноак-тивной среды на процесс деформирования металлов. М.: АН СССР, 1964. — 207 с.

200. Стрижало В.А. Циклическая прочность и ползучесть металлов при малоцикловом нагружении в условиях низких и высоких температур. Киев, Нау-кова думка, 1978.-238 с.

201. Uhligh Н.Н., Proc. Conf. Fundamental aspect of stress-corrosion craking. Ohio, state Univ. Dep. Met. Eng. Hauston, 1969. P. 86-91.

202. Guttmann M. Equilibrium segregation in a ternary solution: of model for tem-perembrittlement // Surface, Sci. 1975, V. 53. P. 213-227.

203. Zhou Y. -X., Fu S.-C., McMahon C.J. Observation of the effect of temperature and crystallographic orientation on surface segregation in Fe-Si-Sn-C alloy // Met. Trans., 1981, v. A12, 6. p. 959-964.

204. Протопопов О. Д. Оже-спектроскоппя в применении к исследованиям поверхности сложных эмиттеров. М.: Ин-т электроники, 1970. - 79 с.

205. Коваленко B.C. Металлографические реактивы. М., Металлургия, 1981. — 120 с.

206. Гудремон Э. Специальные стали. Т.2, М., Металлургия, 1966. — 1279 с.

207. Охрупчивание конструкционных сталей и сплавов / Под ред. K.JI. Брай-ента, С.К. Бенерджи. М.: Металлургия, 1988. - 552 с.

208. Богачев И.Н., Еголаев Л.Ф. Структура и свойства железо-марганцевых сплавов. М.: Металлургия, 1973. - 295 с.

209. Чижик A.A., Панин A.A. Новый инженерный метод оценки склонности к образованию и развитию технологических трещин при сварке и термической обработке. Л.: ЛДНТП, 1987. - 22 с.

210. Фаерман Л.И., Моисеев С.П., Рачко С.А., Горяинова Л.П. Установка для термообработки сварных швов трубопроводов. В кн. Материаловедение, пластическая и термическая обработка металлов. СПб.: Политехника, 2001. — С. 42^3.

211. Ермаков Б.С., Ланин A.A. , Колчин Г.Г. Особенности зернограничного разрушения закаленных Cr-Ni-Mo сталей // Известия АН СССР. Металлы, 1988, 1.-С. 107-111.

212. Матросов Ю.И. Механизмы влияния ванадия, ниобия и титана на структуру и свойства малоперлитной стали //МиТОМ. 1987, № 11. С. 6-11.

213. Солнцев Ю.П., Андреев А.К., Гречин Р.И. Литейные хладостойкие стали. М.: Металлургия, 1991.-176с.

214. Коваленко B.C., Кучкин В.И., Перегудова A.M. и др. Неметаллические включения в модифицированных кальцием и барием сталях //Изв. Вузов. Черная металлургия. 1985, № 3. С. 100-107.

215. Ильичев В.Я., Ульянов P.A., Скибина Л.В. Влияние дефектов упаковки на фазовые превращения в Fe-Cr-Ni сплавах при низкотемпературной деформации //Металлофизика.-1968.- N 23.- С.78-87.

216. Утевский Л.М., Панкова М.Н.// Металлофизика, 1979.- т.1, N 2.- С. 66-85.

217. Панкова М.Н., Ройтбурд А.П. // ФММ, 1984.- т. 58,- вып. 4.- С. 956-965.

218. Ройтбурд А.П., Панкова М.Н. // ФММ, 1985.- т. 59.- вып. 4.- С. 769-779.

219. Панкова М.Н., Утевский Л.М. //ДАН СССР, 1977.- т. 236.- N 6,- С. 13531356.

220. Лысак Л.И., Николин Б.И. Физические основы термической обработки стали.- Киев: Техника, 1975.- 304 с.

221. Fujita Н., Ueda S. Acta Met., 1972, v. 20.- N 5.- P. 759-765.

222. Brooks J.W., Loretto M. H., Smallman R.E.- Acta Met., 1979, v. 27.- N 2.- P. 1839-1847.

223. Remy L.- Met.Trans., 1977.- v.8A, N 2.- P. 253-258.

224. Малинов Л.М., Коноп В.П., Соколов K.H. //Известия АН СССР. Металлы, 1976.-N5.-С. 143-148.

225. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов.- М.: Металлургия, 1977.-490 с.

226. Маннинен А.И., Хорошайлов В.Г., Крахмалев В.И., Антропов Н.П. Субструктурное упрочнение метастабильных аустенитных сталей для криогенной техники //Прочность и разрушение сталей при низ. температурах. М.: 1990.-С7 184-189.

227. Fang X.F., Dahl W. Strain Hardening and transformation mechanism of deformation-induced martensite transformation in metastable austenitic stainless steels //Mater Sci and Eng.-1991.-N 2.- P. 189-198.

228. Черник M.M., Скибина Л.В., Колыбаева Е.Л. Упрочнение Fe-Cr-Ni-сплавов а ии е мартенситом //Тез. докл. Всес.конф. по мартенситным превр. в тверд, теле.- Киев, 1991.- с. 142.

229. Schmidt W., Gebel W. Verformungsverherhalten austenitischer Stahle //Draht.-1990.- 41.N3.-P. 393-396.

230. Пирцхалайшвили B.A. Аустенитная область системы Fe-Cr-Mn-Ni.- В кн.: Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей.- М.: Наука, 1986.- С. 24-26.

231. Fujicura M., Takada К., Ishida К. Effect of Manganese and Nitrogen on Mechanical Properties of Fe-18%Cr-10%Ni Stainless Steels //Transaction ISIS.- 1975.-V.15.-P. 464-469.

232. Кайбышев O.A. Пластичность и сверхпластичность металлов.- M.: Металлургия, 1975.- 280 с.

233. Уваров А.И., Малышев К.А., Беленкова М.М., Михеев М.Н. Влияние стабильности аустенита в Fe-Cr-Ni сплавах на механические и магнитные свойства после термомеханической обработки //Физика металлов и металловедение.-1974.- Т.38, вып. 4.- С.822-826.

234. Скибина Л.В., Колыбаева Е.Л., Черник М.Л. Условия повышения пластичности Fe-Cr-Ni сплавов при мартенситном превращении.- тез. докл. Всес. конф. по мартенс.превр. Киев, 1991.- с. 73.

235. Еремин В.И., Москаленко В.А., Ковалева В.Н. Исследование локализации пластического течения металлов при низких температурах //Прочн. матер, и конструкций при низ. температурах.- Киев, 1990.- с. 96-101.

236. Штернин С.Л. Кинетика фазовых превращений и разработка методики выбора метастабильных аустенитных сталей криогенного назначения. — Дисс. на соиск. уч. ст. канд. Техн. наук.- Л.: 1989.- 174 с.

237. Малинос Л.С., Харламова Е.Я. Экономнолегированные стали на железо-марганцевой основе.- В кн.: Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей.- М.: Наука, 1986.- С.53-55.

238. Штернин С.Л., Колчин Г.Г., Гвоздик В.В., Кривцов Ю.С. Влияние фазовых превращений на вязкость метастабильной стали криогенного назначения //Прочн. матер, и конструкций при низ. температурах.- Киев, 1990.- с.243-247.

239. Штернин С.Л., Кривцов Ю.С., Колчин Г.Г., Грикуров Г.Н. Фазовые превращения в аустенитных сталях и их связь с механическими свойствами.- Тезисы докладов IV Всесоюзного симпозиума "Стали и сплавы криогенной техники". Киев: 1990, с.41-42.

240. Gunter C.J., Reed R.P.- Trans. ASM, 19626 v. 55.- P. 399-419.

241. Мэнджайн M.- В кн.: Разрушение, т. 3.- М.: Мир, 1976.-С. 305-351.

242. Gray R. J. Magnetic etching with ferrofuid //Metallografic Speciment Preparation.- 974. № 4.- P.155-162.

243. Вологжанина C.A., Солнцев Ю.П., Ермаков Б.С. Влияние скорости на-гружения на фазовые превращения метастабильных хромоникельмарганцевых аустенитных сталей // Изв.вузов. Черная металлургия.- 1996.- № 3.- С.43-45

244. Богачев И.Н., Вайнштейн A.A., Волков С.Д. Введение в статистическое металловедение.- М.: Металлургия, 1972.- 216 с.

245. Бернштейн M.JL, Займовский В.А., Капуткина JI.M. Термомеханическая обработка стали.- М.: Металлургия, 1983.- 480 с.

246. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей.- М.: Металлургия." 1980.- 182 с.

247. Zackay V.F., Parker E.R.-Trans.ASM, 1967, v. 60.- P. 252-259.

248. Вираховский Ю.Г., Георгиева И.Я., Замбржицкий В.Н. и др. //ФММ, 1971.- т. 32.- вып. 2.- С. 348-363.

249. Богачев И.Н. Кавитационное разрушение и кавитационно-стойкик сплавы,- М.: Металлургия, 1972.- 189 с.

250. Георгиева И.Я.- В кн.: Итоги науки и техники, сер. "Металловедение и термическая обработка".- т. 16.- М.: ВИНИТИ, 1982.- С. 69-105.

251. Малышев К.А., Сагарадзе В.В., Сорокин И.П. и др. Фазовый наклеп аустенитных сплавов на железо-никелевой основе.- М.: Наука, 1982.- 260 с.

252. Максимова О.П., Утевский Л.М., Замбржицкий В.Н. и др. //ФММ, 1972.-вып. 5.- С. 1075-1987.

253. Bhandarkar D., Zackay V.F., Parker Е.М.-Met. Trans., 1972.-v. 4.-N 10.-P. 2619-2631.

254. Новиков H.B., Городянский Н.И., Яльяненко А.И. Регрессионный анализ зависимости свойств хромоникелевой стали от температуры охлаждения (до 4 К) // Проблемы прочности.-1978.- N 5.- С.58-63.

255. Черноглазова Т.В. Тепловой эффект при локализации пластической деформации." В кн.: Труды 5 научной конференции молодых ученых Института орг. катализа и электрохимии АН КазССР, Алма-Ата, 1984.- С.116-120.- Деп. в ВИНИТИ 21 марта 1985, N 2047-85.

256. Васильева А.Г. Деформационное упрочнение закаленных конструкционных сталей.- M.: машиностроение, 1981.- 232 с.

257. Солнцев Ю.П., Вологжанина С.А. Метастабильные аустенитные стали повышенной удельной прочности. Тез.докл. на научн.-технич. конференции «Новые материалы и технологии».- Москва, 4-5 февраля 1997 г.- Москва: МА-ТИ-РГТУ, 1997.- С. 10.

258. Солнцев Ю. П., Вологжанина С.А. Метастабильная аустенитная сталь для криогенной техники. Сб. тр. научн.-технич. конференции «Материаловедение и технология обработки материалов».- СПб.: СЗПИ, 2000. - С. 80-82.

259. Солнцев Ю.П., Вологжанина С.А. Метастабильная аустенитная сталь. -Сб. тр. научн.-технич. семинара «Прочность материалов и конструкций при низких температурах». С-Пб, 27 апреля 2001 г. И 26 апреля 2002 г СПб: СПбГАХПТ, 2002. - С. 137-141.

260. Патент № 2173351. Солнцев Ю.П., Вологжанина С.А. и др. Метастабильная аустенитная сталь. Опубл. 10.09.2001, Бюл. № 25.

261. Паршин A.M. Структура, прочность и радиационная повреждаемость коррозионностойких сталей и сплавов.- Челябинск: Металлургия. Челябинское отделение, 1988.- 656 с.

262. Богачев И.Н., Звигинцева Г.Е.- ФММ, 1976, т.41, вып. 1.- С. 75-82.

263. Афанасьев Н.И. и др.- Тез. докл. Всес. конф. по высокоазотистым сталям, киев, 1990.- с. 85.

264. Малинов JI.C., Конопляшко В.И. //Изв. АН СССР. Металлы, 1982.- N 3.-С. 130-133.

265. Филиппов М.А., Хадыев М.С., Амигуд Г.Г., Таширов В.Г. //Изв. АН СССР. Металлы, 1982.-N5.- С. 175-181.

266. Bepari М.М.А. Effects of precipitates on strengs and toughness of vanadium structural steels //Mater Sei. and Technol.- 1991.- N 4.- p. 338-348.

267. Банных O.A., Блинов B.M. Диперсионно-твердеющие немагнитные вана-дийсодержащие стали.- М.: Наука, 1980.- 191 с.

268. Ковнеристый Ю.К., Блинов В.М., Банных O.A. и др. Циклическая прочность и долговечность дисперсионно-твердеющих аустенитных сталей //МиТОМ, 1971.-N4.- С. 30.

269. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979.- 208 с.

270. Стомахин А .Я. К вопросу об оптимальном легировании стали нитридо-образующими элементами //Известия вузов. Черная металлургия. 1979.- N 1.-С. 42-46.

271. Волчок И.П. Сопротивление разрушению стали и чугуна. М.: Металлургия, 1993.- 192 с.

272. Гуляев Б.Б., Камышанченко Н.В., ПаршинА.М. и др. Структура и свойства сплавов. М.: Металлургия, 1993,- 317 с.

273. Соколов О.Г., Кацов К.Б., Карпенко Г.В. Сверхпластичность и коррози-онно-механическая прочность двухфазных железомарганцевых сплавов.- Киев: Наукова думка, 1977.- 120 с.

274. Амигуд Г.Г., Овчинников В.В., Литвинов B.C., Филиппов М.А.//ФММ, 1981.- т.51.- вып. 5.- С.955-961.

275. Амигуд Г.Г., Литвинов B.C. //ФММ, 1983.- т. 56.- вып. 6.- С.1134-1137.

276. Журавлев Л.Г., Штейнберг М.М.- В кн.: Вопросы производства и обработки стали. Сб. трудов УПИ, N 202, Челябинск, 1978.- С. 89-98.

277. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф. Структура и свойства железомарганцевых сплавов.- М.: Металлургия, 1973.- 296 с.

278. Косицына И.И. Хакимова О.Н. Структура и свойства азотсодержащих аустенитных сталей .- Тез. докл. Всес. конф. по высокоазотистым сталям, Киев, 1990.-с. 82.

279. Гаврилюк В.Г., Смук С.Ю., Ягодзинский Ю.Н. Исследование механизмов твердорастворного и зернограничного упрочнения аустенитных азотсодержащих сталей .- Тез. докл. Всес. конф. по высокоазотистым сталям, Киев, 1990.- с. 20.

280. Солнцев Ю.П., Ермаков Б.С., Вологжанина С.А., Колчин Г.Г, Штернин С.Л. Регулирование свойств метастабильных хромоникельмарганцевых сталей для топливных баков жидкого водорода // Изв.вузов. Черная металлургия.-1996.-№ 1. С.58-59.

281. Ярема С.Я., Осташ О.П. //ФХММ, 1978.- Т7 14.- N 5.- С. 112-114.

282. Установщиков Ю. И., Рац А. В., Банных О. А. И др. Структура азотистого аустенита // Изв . Вузов, Черная металлургия, 1992, № 2. С.

283. Чумляков Ю. М., Киреева И. В., Ефименко С. П. и др. Влияние азота на механизм разрушения монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с различной энергией дефектов упаковки. Доклады РАН, 1996, 350, № 1. — С. 3941.

284. Банных О. А., Блинов В. М. Дисперсионно-твердеющие немагнитные ва-надийсодержащие стали. М.: Наука, 1980. - 190 с.

285. Блинов В.М., Банных O.A., Костина М.В. О повышении прочности корро-зионностойких свариваемых аустенитных сталей для низкотемпературной службы. В сб.: Прочность материалов и конструкций при низких температурах. - СПб: СПбГУНиПТ, 2002. - С. 6-11.

286. Костина М.В., Банных O.A., Блинов В.М., Степанов Г.А. О возможностях использования сталей со структурой азотистого мартенсита для сварных конструкций. Работающих при низких температурах. Там же. - С. 26-31.

287. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей.- М.: Металлургия." 1980.- 182 с.

288. Schuman H. Uber die Ursachen der Versprodung austenitiecher Manganstahle. Houe Hutte, 1962,12. P. 735-742.

289. Литвинов В. С., Каракишев С. Д., Овчинников В. В. Ядерная гамма-резонансная спектроскопия сплавов. М.: Металлургия, 1982. - 144 с.

290. Меньшиков А. 3., Сидоров С. К., Теплых А. Е. Магнитное состояние сплавов в области критической концентрации // ФММ, 1978, 45.5. С. 949-957.

291. Shuman H. Gefuge und Eigenscaften niedriggekohlter stähle mit 25 bis 50 % Mn. Neul Hutt'e, 1969, 15.9. P. 542-546.

292. Martin G., Perraillon B. La diffusion inter granulaire. Jornal de Physique, 1975, V. 36.-P. 165-190.

293. Hall E.O. and Algie S.H. 1966, J.Inst. Met, 11, 61.

294. Старцев В. И., Ильичев В. Я., Пустовалов В. В. Пластичность и прочность металлов и сплавов при низких температурах. М.: Металлургия, 1975. -328 с.

295. K.Bonhoeffer, Z. Metall, 44, 77 (1953).

296. D.V. Neff, Т.Е. Mitchell, A.R. Troiano. Trans. ASM, 62, 858, 1969.

297. Чечерников B.M. Магнитные измерения. M.: МГУ, 1969. - 387 с.

298. F.P. Ford // Met. Sei. 326(July 1978).

299. F.P. Ford, G.T. Burstein, T.P. Hoar, J.Electrochem. Soc. 127, 6, 1980.

300. РД 2082-18-99. Резервуары криогенные. Программа технического диагностирования и определения остаточного ресурса. Введ. 01.01.2000.

301. РД 2082-19-98. Методика диагностирования технического состояния и определения остаточного ресурса сосудов, аппаратов и трубопроводов криогенной техники, отслуживших установленные сроки эксплуатации. — Введ. 01.01.1999.

302. РД 2082-16-98. Воздухоразделительные установки. Типовая программа определения остаточного ресурса. Введ. 05.01.1999.

303. ПБ 03-246-98 Правила проведения промышленной экспертизы. Постановления ГГТН РФ. № 64, 1998, 7 с.

304. ПБ ПРВ-88 Правила безопасности при производстве и потреблении продуктов разделения воздуха.

305. ГОСТ 25863 Контроль неразрушающий. Толщиномеры ультразвуковые контактные. Общие технические требования.

306. РД 03-134-97 Правила организации и проведения акустико-эмиссионного контроля сосудов, аппаратов, котлов и технологических трубопроводов. — Введ. 01.01.1997.

307. ГОСТ 14782-86 Контроль неразрушающий. Соединения сварные. Ультразвуковые методы.

308. ГОСТ 7512-82 Неразрушающие методы. Радиографический контроль.

309. РД 2082-33-99 Турбодетандерные агрегаты ВРУ. Типовая методика технического диагностирования. Введ. 01.01.2000.

310. РД 2082-25-99 Арматура трубопроводная ВРУ. Типовая методика технического диагностирования. Введ. 01.01.2000.

311. РД 2082-21-99 Системы контроля и управления ВРУ. Типовая программа технического диагностирования. Введ. 01.01.2000.

312. РД 2082-20-99 Тепловая изоляция воздухоразделительных установок. Методика технического диагностирования. Введ. 01.01.2000.

313. РД 2082-24-99 Металлоконструкции ВРУ. Методика технического диагностирования. -Введ. 01.01.2000.

314. ОСТ 26-04-2569-80 Изделия вакуумной и криогенной техники. Масс-спектрометрический и манометрический методы контроля герметичности.

315. ОСТ 26-04-2585-86 Техника криогенная и криогенно-вакуумная. Сосуды и камеры. Нормы и методы расчета на прочность, устойчивость и долговечность сварных конструкций.

316. ГОСТ 14249-89 Сосуды и аппараты. Нормы и методы расчета на прочность.

317. ГОСТ 24755-89 Сосуды и аппараты. Нормы и методы расчета на прочность укрепления отверстий.

318. ГОСТ 26158-84 Сосуды и аппараты из цветных металлов. Нормы и методы расчета на прочность.

319. ГОСТ 25859-83 Сосуды и аппараты стальные. Нормы и методы расчета на прочность при малоцикловых нагрузках.

320. ПБ 10-115-96 Правила устройства и безопасной эксплуатации сосудов, работающих под давлением.

321. РД 26-6-87 Методические указания. Сосуды и аппараты стальные. Методы расчета на прочность с учетом смещения кромок сварных соединений, угловатости и некруглости обечаек. Введ. 01.01. 1988.

322. Сопротивление материалов деформированию и разрушению. Справочное пособие. Часть 1. Киев: Наукова думка, 1993. - 288 с.

323. Алымов В.Т., Алексеев С.И., Можаев А.В. Исследование вязкости разрушения алюминиевых сплавов при криогенных температурах. В сб.: Стали и сплавы криогенной техники. - Киев: Наукова думка, 1977.- С. 124-132.

324. РД 03-421-01. Методические указания по проведению диагностирования технического состояния и определению остаточного срока службы сосудов и аппаратов. Введ. 06.09.2001.