Дипломы, курсовые, рефераты, контрольные...
Срочная помощь в учёбе

Выделение интерметаллидных фаз в коррозионно-стойких сталях и сплавах системы Fe-Cr-Ni-Mo

Диссертация: Выделение интерметаллидных фаз в коррозионно-стойких сталях и сплавах системы Fe-Cr-Ni-Mo
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

Определены количественные зависимости кинетики выделения а-фазы в температурном интервале 700−1000°С от степени предварительной холодной пластической деформации, построены С-образные диаграммы выделения а-фазы из аустенита в сплаве ЭК77 и сплаве ТМК-С. Повышение отношения Ni/(Cr+Mo) от 0,94 до 1,08 приводит к увеличению минимальной устойчивости к выделению а-фазы из аустенита в недеформированном… Читать ещё >

Содержание

  • 1. КОРРОЗИОННО-СТОЙКИЕ СТАЛИ АУСТЕНИТНОГО И МАРТЕНСИТНОГО КЛАССОВ: ФАЗОВЫЙ СОСТАВ, КОРРОЗИОННЫЕ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА (АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР)
    • 1. 1. Основы коррозионной стойкости и общая классификация коррозионно-стойких сталей
    • 1. 2. Некоторые области применения коррозионно-стойких сталей
    • 1. 3. Мировое производство и потребление коррозионно-стойких сталей в настоящее время
  • 1. АИнтерметаллидные и карбидные фазы в коррозионно-стойких сталях
    • 1. 4. 1. Интерметаллидные фазы, выделяющиеся в коррозионно-стойких сталях
      • 1. 4. 1. 1. Сигма-фаза (а)
      • 1. 4. 1. 1. 1. Основные особенности а-фазы. Электронные 11 концентрации
      • 1. 4. 1. 1. 2. Кристаллическая структура
      • 1. 4. 1. 1. 3. Практическая значимость изучения сигма-фазы
      • 1. 4. 1. 1. 4. Факторы, влияющие на образование а-фазы в не- 16 ржавеющих сталях
      • 1. 4. 1. 1. 5. Влияние а-фазы на свойства
      • 1. 4. 1. 1. 6. Свойства а-фазы
      • 1. 4. 1. 2. Хи-фаза (х)
      • 1. 4. 1. 3. Фазы Лавеса С"П) 24 1.4.1.4.0-фаза
      • 1. 4. 2. Карбидные фазы, выделяющиеся в коррозионно-стойких сталях 26 1.5. Высоколегированные аустенитные хромоникелевые стали
      • 1. 5. 1. Коррозия аустенитной хромоникелевой стали
      • 1. 5. 2. Влияние легирующих элементов на свойства аустенитной 29 хромоникелевой стали
      • 1. 5. 3. Холодная пластическая деформация в сталях с ГЦК решеткой
      • 1. 5. 3. 1. Процессы, протекающие в хромоникелевых аустенитных сталях при холодной пластической деформации
      • 1. 5. 3. 2. Изменение формы зерен и их кристаллографической ориентировки при холодной пластической деформации в аустенитной стали
      • 1. 5. 3. 3. Изменение свойств аустенитной стали при холодной пластической деформации
      • 1. 5. 4. Термическая обработка хромоникелевых аустенитных сталей
      • 1. 5. 4. 1. Виды термической обработки хромоникелевых аусте-нитных сталей
      • 1. 5. 4. 2. Влияние нагрева на структуру и свойства аустенитной стали 36 1.5.4.3. Влияние нагрева на структуру и свойства аустенитной стали, подвергнутой холодной пластической деформации
    • 1. 6. Свариваемые мартенситные стали
      • 1. 6. 1. Элементы, входящие в состав CMC
        • 1. 6. 1. 1. Хром
        • 1. 6. 1. 2. Молибден
        • 1. 6. 1. 3. Углерод и азот
        • 1. 6. 1. 4. Титан
        • 1. 6. 1. 5. Никель
        • 1. 6. 1. 6. Фазовый баланс в системе Fe-Cr-Ni-Mo с 0.01%С
        • 1. 6. 1. 7. Другие элементы
      • 1. 6. 2. Фазы, присутствующие в CMC и их механические свойства
        • 1. 6. 2. 1. Мартенсит
        • 1. 6. 2. 2. Остаточный аустенит 51 1.6.2.3.5-Феррит
      • 1. 6. 3. Влияние ТО на структуру и механические свойства CMC
      • 1. 6. 4. Коррозионная стойкость CMC и сталей близких соста- 60 вов
        • 1. 6. 4. 1. Коррозионная стойкость в среде с высоким содержанием хлоридов
        • 1. 6. 4. 2. Коррозионная стойкость в морской воде, насыщенной 61 кислородом и СОг
        • 1. 6. 4. 3. Устойчивость CMC к сульфидному растрескиванию под 63 напряжением
    • 1. 7. Постановка задачи исследования
  • 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
    • 2. 1. Исследуемые сплавы
    • 2. 2. Термическая обработка исследуемых сплавов
    • 2. 3. Методика исследовний
      • 2. 3. 1. Оптическая металлография
      • 2. 3. 2. Электролитическое выделение анодного осадка
      • 2. 3. 3. Методика механических испытаний
      • 2. 3. 4. Растровая электронная микроскопия
      • 2. 3. 5. Определение объемной доли фаз по данным металлографии
      • 2. 3. 6. Просвечивающая электронная микроскопи
      • 2. 3. 7. Рентгеноструктурный фазовый анализ
      • 2. 3. 8. Дилатометрические исследования
    • 2. 4. Вычисление погрешности измерений
  • 3. ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ОТПУСКЕ И НАГРЕВЕ В МКИ СВАРИВАЕМЫХ МАРТЕНСИТНЫХ СТАЛЕЙ
    • 3. 1. Структура и фазовый состав CMC в закаленном состоянии
    • 3. 2. а<→у-превращение в CMC
      • 3. 2. 1. а —>у-превращение при нагреве
      • 3. 2. 2. у —> а -превращение при охлаждении
    • 3. 3. Выделение интерметаллидов в свариваемых мартенситных сталях
      • 3. 3. 1. Выделение G-фазы в CMC
      • 3. 3. 2. Выделение Ni3Ti в CMC
      • 3. 3. 3. Выделение фазы Лавеса FciMo в CMC
    • 3. 4. Влияние фазового и структурного состава CMC на механические свойства
    • 3. 5. Выводы
  • 4. ВЫДЕЛЕНИЕ СИГМА-ФАЗЫ В ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ АУСТЕНИТНЫХ ХРОМОНИКЕЛЬМОЛИБДЕНОВЫХ СПЛАВАХ
    • 4. 1. Сравнение механических свойств, структуры и фазового состава сплавов ЭК77 и ТМК-С после горячего прессования
      • 4. 1. 1. Структурный и фазовый состав сплава ЭК77 после горячего прессования и охлаждения на воздухе
      • 4. 1. 2. Микроструктура сплава ТМК-С после после горячего прессования и охлаждения на воздухе
      • 4. 1. 3. Сравнение механических свойств сплавов ЭК77 и ТМК-С после горячего прессования
    • 4. 2. Исследование влияния параметров изотермической выдержки на структуру и фазовый состав сплава ЭК77. С-образная диаграмма выделения ст-фазы из аустенита в сплаве ЭК
    • 4. 3. Выделение интерметаллидной фазы в сплаве ТМК-С
      • 4. 3. 1. Идентификация интерметаллидной фазы, выделяющейся в сплаве ТМК-С
      • 4. 3. 2. Выделение ст-фазы в сплаве ТМК-С после ГП и отжига
      • 4. 3. 3. Выделение ст-фазы в сплаве ТМК-С после ХПД и отжига
        • 4. 3. 3. 1. Выделение ст-фазы в сплаве ТМК-С после ХПД со степенью е=Ю, 4 и отжига
        • 4. 3. 3. 2. Выделение а-фазы в сплаве ТМК-С после ХПД со сте- 128 пенью е=1,22 и отжига
      • 4. 3. 4. С-образная диаграмма выделения а-фазы из аустенита в сплаве 133 ТМК-С с различными степенями ХПД
    • 4. 4. Выбор материала и режима обработки для получения свойств, требуемых для группы прочности PI 1 по API 5СТ
      • 4. 4. 1. Влияние степени ХПД на механические свойства сплавов ЭК77 136 и ТМК-С
      • 4. 4. 2. Влияние отжига после ХПД на механические свойства сплава
  • ТМК-С
    • 4. 5. Выводы

Выделение интерметаллидных фаз в коррозионно-стойких сталях и сплавах системы Fe-Cr-Ni-Mo (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ.

1. Идентифицированы интерметаллидные фазы, выделяющиеся в температурном интервале 550−750°С в CMC с 12.5−13.2 масс.%Сг, 2.7−5.5Ni, 0.6−2.4Мо. Легирование титаном в количестве, превышающем 0,2 масс.%, при условии содержания углерода не более 0,015масс.% и кремния не менее 0,2 масс.%, приводит к образованию G-фазы Ni^Si?!^ и никелида титана Ni3Ti. Повышение содержания молибдена более 2 масс.% либо дополнительное легирование титаном и ванадием при выдержке в интервале температур 620−700°С вызывает выделение фазы Лавеса в виде частиц, расположенных по границам бывших аустенитных зерен.

2. Установлено, что в коррозионностойких высокопрочных сплавах ЭК77 и ТМК-С при отжиге выделяются интерметаллидные и карбидные фазы, ухудшающие технологические и эксплуатационные свойства материала. Основной интерметаллидной фазой выделяющейся в температурном интервале 700−1050°С является а-фаза, со средним составом Fe^NivCro.iMoj (параметры а=0.882 нм, с=0.458 нм). Кроме а-фазы, в интервале температур отжига 700−950°С выделяется карбид типа Ме2зСб в виде частиц, преимущественно расположенных по границам аустенитных зерен, и карбонитрид Ti (C, N) — в интервале 850−1050°С.

3. Изучение влияния параметров ХПД и последующего отжига на морфологию выделения а-фазы в аустенитных сплавах Fe-30Cr-30Ni-3Mo показало, что зарождение а-фазы может происходить на высокоугловых границах или на скоплениях дефектов и карбонитридах титана в теле аустенитного зерна. При малых степенях деформации (е=0.0,4) выделение а-фазы при отжиге начинается на границах аустенитных зеренувеличение времени отжига приводит к образованию ее также в теле зерна в форме стержней расположенных вдоль плоскостей (111). При повышении степени деформации до 0,53.1,22 увеличивается вклад зарождения на скоплениях дефектов и уменьшается средний размер частиц, выделяющихся при отжиге. Форма частиц при высокой степени предварительной ХПД остается равноосной на всех этапах отжига.

4. Определены количественные зависимости кинетики выделения а-фазы в температурном интервале 700−1000°С от степени предварительной холодной пластической деформации, построены С-образные диаграммы выделения а-фазы из аустенита в сплаве ЭК77 и сплаве ТМК-С. Повышение отношения Ni/(Cr+Mo) от 0,94 до 1,08 приводит к увеличению минимальной устойчивости к выделению а-фазы из аустенита в недеформированном состоянии в 104 раз. Предварительная ХПД повышает склонность сплавов к выделению cr-фазы, облегчая образование зародышевых центров. Предварительная ХПД сплава ТМК-С со степенью е=1,2 приводит к уменьшению минимальной устойчивости аустенита на 2 порядка по сравнению с недеформированным состоянием.

5. Построены изотермические диаграммы превращения в температурном интервале 550−750°С в сталях, содержащих 12,5−13,2масс.%Сг, 2.7−5,5Ni, 0,6−2,4Мо, необходимые для научно-обоснованного выбора режимов окончательной термической обработки исследуемых сталей. Установлено, что температура начала аустенитного превращения в свариваемых мартенситных сталях существенно зависит от скорости нагрева, поэтому для выбора режима отжига в МКИ эту температуру необходимо определять при изотермическом нагреве.

6. Изучение влияние химического состава CMC, а именно соотношения Ni/(Cr+Mo), на возможность стабилизации аустенита, образующегося при отжиге в МКИ показало, что с понижением отношения Ni/(Cr+Mo) в интервале 0,35.0,31 максимальное количество аустенита в структуре после охлаждения снижается от 20 до 10 об.%. Дальнейшее понижение значения Ni/(Cr+Mo) до 0,2 приводит к тому, что ревертированный аустенит не сохраняется в структуре стали после охлаждения.

7. Определены закономерности изменения механических свойств в CMC в зависимости от структурного и фазового состава. Повышенное содержание аустенита в структуре при отсутствии выделения интерметаллидных фаз повышает ударную вязкость стали. Выделение интерметаллидов приводит к охрупчиванию исследуемых материаловприсутствие дисперсных интерметаллидов Nii6Si7Ti6, Ni3Ti нивелирует положительное влияние наличия аустенита на ударную вязкость в сталях 02Х13Н6М2Т и 02Х13Н5М2Т.

8. Проанализированы зависимости прочности и пластичности исследуемых сплавов от степени предварительной ХПД. Установлено, что наиболее интенсивное упрочнение сплава ТМК-С (ав от 750 до 1100 МПаа&bdquoот 370 до 1000 МПа- 5 от 37 до 11%) происходит при увеличении степени предварительной ХПД в интервале 0.0,4. Дальнейшее повышение степени ХПД не приводит к существенному изменению значений условного предела текучести и удлинения. Установлено, что минимальная температура, при которой наблюдается разупрочнение при отжиге составляет 600 °C.

9. Предложены режим термической обработки для сталей 01Х12Н4М 01Х13Н6М2Т, 02Х13Н5М2Т, — закалка при 960 °C, 30 мин, охлаждение на воздухе, отжиг при 690 °C, 90 мин., охлаждение на воздухе — позволяющий получить комплекс механических свойств ов=860.900 МПа, ах=700.820 МПа, 8=14−16%. Сформированный комплекс свойств позволяет рекомендовать данные стали для изготовления высокопрочных коррозионностойких изделий для химической и нефтегазовой промышленности, в том числе, труб нефтегазового сортамента, удовлетворяющих требованиям стандарта API 5СТ для группы прочности L80 13Сг.

10. Научно-обоснован выбор режимов деформационной и термической обработок для сплав ТМК-С (охлаждение после горячего прессования в воде, холодная пластическая деформация с коэффициентом вытяжки 1,5 (е=0,4), отжиг при температуре 700 °C, 0,5 часа с последующим охлаждением в воде), обеспечивающих достижение следующего комплекса механических свойств: ав=1010МПа, СТо, 2=815 МПа, 5=16%. Сформированный комплекс свойств позволяет рекомендовать сплав для изготовления высокопрочных коррозионностойких изделий химической и нефтегазовой промышленности, в том числе, труб нефтегазового сортамента удовлетворяющих требованиям стандарта API 5СТ для группы прочности Р110.

1. К.Н. Lo, С.Н. Shek, J.K.L. Lai Recent developments in stainless steels // Materials Science and Engineering R 65 (2009) 39−104.

2. Нержавеющие стали / Химушин Ф. Ф. М.: Металлургия, 1967. 800 с.

3. D. Peckner, I.M. Bernstein (Eds.) / Handbook of Stainless Steels, McGraw-Hill Inc., 1977.

4. J.S. Kasper // Acta Metallurgica 2 (1954) P. 456.

5. A. Redjamia, A. Proult, P. Donnadieu, J. P. Morniroly Morphology, crystallography and defects of the intermetallic j-phase precipitated in a duplex (J +y) stainless steel // Journal of materials science 39 (2004) P. 2371 -2386.

6. JI. В. Тарасенко, В. И. Титов Интерметаллидная R-фаза в мартенсито-стареющих сталях системы Fe-Cr-Ni-Co-Mo // Металловедение и термическая обработка металлов № 8 август 2006 с. 44−48.

7. J.M. Vitek G-Phase Formation in aged type 308 stainless steel // Metallurgical Transactions A 18 (1987) 154.

8. M. Murayama, Y. Katayama, K. Hono Microstructural Evolution in a 174 PH Stainless Steel after Aging at 400 °C // Metallurgical and' Materials Transactions A Vol. 30A, February 1999 P. 345−353.

9. M. Eumann, G. Sauthoff, M. Palm Phase equilibria in the Fe-Al-Mo system Part I: Stability of the Laves phase Fe2Mo and isothermal section at 800 °C // Intermetallics 16 (2008) P. 706−716.

10. V. Chakin, V. Kazakov, Yu. Goncharenko, Z. Ostrovsky // Journal of Nuclear Materials 233−237 (1996) 573.

11. J.-M. Joubert Crystal chemistry and Calphad modeling of the c-phase // Progress in Materials Science 53 (2008) 528−583.

12. Hume-Rothery W. A note on the intermetallic chemistry of the latter transition elements. J Less-Common Met 1964;7:152−8.

13. J. J. Darby, Beck PA. Sigma-phase in certain ternary systems with vanadium. Trans Met Soc AIME 1957;209:69−72.

14. EC Van Reuth, RM Waterstrat. Atomic ordering in binary A15-type phases // Acta Crystallogr В 1968;24:186−96.

15. F. Stein, M. Palm, G. Sauthoff Structure and stability of Laves phases. Parti. Critical assessment of factors controlling Laves phase stability. Intermetallics 2004;12:713−20.

16. W.B. Pearson. Transitions in the chromium-manganese and nickelvanadium sigma phases. Nature 1952; 169:934.

17. R.M. Vilar, G Cizeron. Order disorder transition in Fe-Cr o-phase. // J Mater Sci Lett 1983;2:283−4.

18. R. Vilar, G. Cizeron. Evolutions structurales dervelopperes au sein de la phase a Fe-Cr. // Acta Metall 1987;35(6): 1229−36.

19. J.S. Kasper, R.M. Waterstrat. Ordering of atoms in the a-phase. // Acta Crystallogr 1956;9:289−95.

20. H.L. Yakel. Atom distribution in sigma phases. I. Fe and Cr atom distribution in a binary sigma phase equilibrated at 1063, 1013 and 923 K. // Acta Crystallogr В 1983;39:20−8.

21. F. Liu, Y.H. Hwang, S.W. Namb Precipitation of a-phase and creep-fatigue behavior of 308L steel weldment // Materials Science and Engineering A 427 (2006) 35.

22. C.M. Rae, R.C. Reed. The precipitation of topologically close-packed phases in rhenium-containing superalloys. Acta Mater 2001;49:4113−25.

23. V. Chakin, V. Kazakov, Yu. Goncharenko, Z. Ostrovsky Formation of the a-phase in Cr-Fe alloys under irradiation // Journal of Nuclear Materials 233−237 (1996) 573−576.

24. Y. Nemoto, A. Hasegawa, M. Satou, K. Abe. Microstructural development of neutron irradiated W-Re alloys. J Nucl Mater 2000;283−287:l 144−7.

25. G.A. Cottrell. Sigma phase formation in irradiated tungsten, tantalum and molybdenum in a fusion power plant. J Nucl Mater 2004;334:166−8.

26. В. E. Антонов, Т. E. Антонова, И. Т. Белаш, Зариков О. В., А. В. Пальниченко, Е. Г. Понятковский и др. Суперпроводимость Nb-Rh-H фаз с концентрацией водорода до Н/Ме = 2 // Сов. физика тв. тела 1988;30(7): 1240−3.

27. J-M Joubert, A. Percheron-Guergan. Hydrogen absorption in vanadium and niobium-based topologically close-packed structures. J Alloys Compd 2001;317—318:71−6.

28. J-M. Joubert, C. Pommier, Leroy E, A. Percheron-Guergan. Hydrogen absorption properties of topologically close-packed phases of Nb-Ni-Ak system. J Alloys Compd 2003;356−357:442−6.

29. C.T. Sims, The Superalloys, John Wiley & Sons, New York, 1972, p. 268.

30. T. Yamane, K. Suzuki, Y. Minamino, Journal of Materials Science Letters 4(1985)296.

31. G. Sasikala, S.K. Ray, S.L. Mannan, Kinetics of transformation of delta ferrite during creep in a type 316(N) stainless steel weld metal Materials Science and Engineering A 359 (2003) 86.

32. S.A. David, J.M. Vitek, D.J. Alexander, Journal of Nondestructive Evaluation 15 (1996) 129.

33. J. Barcik, Materials Science and Technology 4 (1988) 5.

34. M. Schind a-phase precipitation in stabilized austenic stainless steels // Acta mater. 48 (2000) 2473−2481.

35. К. Эндрюс, Д. Дайсон, С. Киоун Электронограммы и их интерпретация. Пер. с англ. М. П. Усикова Москва «Мир» 1971.

36. T.-H.LEE, S.-J.Kim, and Jung Y.-C. Crystallographic Details of Precipitates in Fe-22Cr-21 Ni-6Mo-(N) Superaustenitic Stainless Steels Aged at 900 °C // Metall. Mater. Trans. 2000. V. 31 A. P. 1713−1723.

37. M.H.Lewis Precipitation of (Fe, Cr) sigma from austenite // Acta Metall. 1966. V. 14. P. 1421−28.

38. T.P.S. Gill, V. Shankar, M. Vijayalakshim, P. Rodriguez, Scripta Metallurgica 27 (1992) 313.

39. A. Redjaimia, G. Metauer, M. Gantois, Proceedings of Duplex Stainless Steels 91 (1991) 119.

40. D.N. Wasnik, G.K. Dey, V. Kain, I. Samajdar, Scripta Materialia 49 (2003) 135.

41. DJ. Li, Y. Gao, J.L. Tan, F.G. Wang, J.S. Zhang, Scripta Metallurgica 23 (1989)1319.

42. C.H. Shek, D.J. Li, K.W. Wong, J.K.L. Lai Creep properties of aged duplex stainless steels containing o-phase Materials Science and Engineering A 266 (1999) 30.

43. Y. Maehara, Transactions of the ISIJ 27 (1987) 705.

44. Y.S. Han, S.H. Hong, Scripta Materialia 36 (1997) 557.

45. M. Sagradi, D. Pulino-Sagradi, R.E. Medrano, Acta Materialia 46 (1998) 3857.

46. X.-C. Lua, S. Li, X. Jiang Effects of ст-phase in stainless steels on corrosive wear behavior in sulfuric acid // Wear 251 (2001) 1234−1238.

47. T. Ohmura, K. Tsuzaki, K. Sawada, K. Kimura, Journal of Materials Research 21 (2006) 1229.

48. M. Pohl, O. Storz, T. Glogowski, Materials Characterization 58 (2007) 65.

49. I. Meszaros, P.J. Szabo, NDT & E International 38 (2005) 517.

50. M. Gich, E.A. Shafranovsky, A. Roig et al. Thomas, Journal of Applied Physics 98 (2005), 24 303−1.

51. J.K.L. Lai, C.H. Shek, Y.Z. Shao, A. B. Pakhomov Magnetic properties of thermal-aged 316 stainless steel and its precipitated phases // Materials Science and Engineering A 379 (2004) 308−312.

52. K.H. Lo, Ph. D Thesis, City University of Hong Kong, Hong Kong, 2007.

53. K. W. Andrews and P. E. Brookes, Metal Treatm. Drop Forg. (1951) 301.

54. J. G. Mcmullin, S. F. Reiter and D: G. Ebelings, Trans. ASM 46 (1954).

55. J. Michalska, М/ Sozanska Qualitative and quantitative analysis of о and % phases in 2205 duplex stainless steel // Materials Characterization 56 (2006) 355−362.

56. J.-M. Joubert, M. Phejar Crystal chemistry and Calphad modelling of the %-phase // Progress in Materials Science 54 (2009) 945−980.

57. W. Xu, D. S. Martin, P.E.J. Rivera D’iaz del Castillo, S. van der Zwaag Modelling and characterization of chi-phase grain boundary precipitation during aging of Fe-Cr-Ni-Mo stainless steel // Materials Science and Engineering A 467 (2007) 24−32.

58. Т.Н. Chen, K.L. Weng, J.R. Yang, Materials Science and Engineering A 338(2002)259.

59. I. Calliari, M. Zanesco, E. Ramous, Journal of Materials Science 41 (2006) 7643.

60. T. F. de Andradea, A. M. Kliaugaa, R. L. Plauta, A. F. Padilha Precipitation of Laves phase in a 28%Cr-4%Ni—2%Mo-Nb superferritic stainless stee // Materials Characterization 59 (2008) 503 507.

61. G. Dimmlera, P. Weinerta, E. Kozeschnika, H. Cerjaka Quantification of the Laves phase in advanced 9−12% Cr steels using a standard SEM // Materials Characterization 51 (2003) 341- 352.

62. C.A.D. Rodrigues, P.L.D. Lorenzo, A. Sokolowski, C.A. Barbosa, J.M.D.A. Rollo Titanium and molybdenum content in supermartensitic stainless steel // Materials science and engineering A 460−461 (2007) p 149 152.

63. A. M. Паршин, H. E. Васильков Влияние ранних стадий распада на упрочнение и охрупчивание мартенситной нержавеющей стали // МиТОМ 1979 г. № 1 с.37−40.

64. A. Mateo, L. Llanes, М. Anglada Characterization of the intermetallic G-phase in an AISI 329 duplex stainless steel // Journal of Materials science 32 (1997) 4533−4540.

65. W. Sha, A. Cerezo, and G.D.W. Smith Phase Chemistry and Precipitation Reactions in Maraging Steels: Part IV. Discussion and Conclusions // Metallurgical Transactions A Vol. 24A, JUNE 1993 P. 1251−1256.

66. М. М. Абелев, В. М. Глаголев, О. Б. Лапшина, Ю. С. Сидоркина, Т. В. Свистунова Исследование свойств, структуры и коррозионной стойкости нового сплава ХН30МДБ // Химическое и нефтяное машиностроение. 1992. № 3. С. 30−32.

67. Е. А. Ульянин Коррозионные стали и сплавы: Справочник / М.: Металлур-гия, 1991. 255 с.

68. Т. В. Свистунова Влияние холодной деформации на свойства и структуру коррозионно-стойкого сплава ХНЗОМДБ // Коррозия: материалы, защита. 2007. № 11. С. 1−6.

69. Э. И. Виткина Коррозионностойкие стали Японии / Центр, науч.-исслед. ин-т информ. и техн.-экон. исслед. чер. металлургии. М.: Черметинформация, 1967.

70. J.A. Omotoyinbo a, O.O. Oluwole Effect of thermomechanical working on the strengthening of some austenitic steel grades // Materials and Design 30 (2009)335−339.

71. А. В. Суровцев, В. E. Суханов Особенности деформируемости коррозионно-стойких хромоникелевых сталей аустенитного класса МиТОМ № 6 1990 с.30−33.

72. А.С. Lewis, J.F. Bingert, D.J. Rowenhorst, A. Gupta, A.B. Geltmacher, G. Spanos Twoand three-dimensional microstructural characterization of a super-austenitic stainless steel // Materials Science and Engineering A 418 (2006) 11−18.

73. S. Zormalia, T. Koutsoukis, E. Papadopoulou et al. Effect of ageing in cold rolled superaustenitic stainless steels // Materials Science. 2008. V. 2. P. 451−452.

74. D. Carrouge Heat-affected zone microstructures in supermartensitic stainless steels PhD thesis / University of Cambridge, UK, 2002.

75. P.D. Bilmesa, M. Solari, C.L. Llorente Characteristics and effects of austenite resulting from tempering of 13Cr-NiMo martensitic steel weld metals Materials Characterization 46 (2001) 285- 296.

76. E. S. Park, D. K. Yool, J. H. Sung Formation of Reversed Austenite during Tempering of 14Cr-7Ni-0.3Nb-0.7Mo-0.03C Super Martensitic Stainless Steel // Metals and Materials International, Vol. 10, No. 6 (2004), pp. 521 525.

77. S. Hashizume T. Alnuaim T. Ono Performance of High Strength low С -13%Cr martensitic stainless steel NACE Corrosion conference & EXPO 2007.

78. Высоколегированные стали / пер. с англ. В. П. Калинина, А. Б. Парцевского М.: Металлургия, 1969 440 с.

79. N. Anselmo, J.E. May, N.A. Mariano, P.A.P. Nascente, S.E. Kuri Corrosion behavior supermartensitic stainless steel in aerated and C02-saturated synthetic seawater // Materials science and engineering A 428 (2006) p 73−79.

80. L. Scoppio, M, Barteri, G. Cumino Sulphide stress cracking resistance of supermartensitic stainless steel for OCTG CORROSION/97, paper no. 23, (Houston TX: NACE Intemationrd, 1997).

81. С. В. Беликов, Ю. В. Бодров, И. Н. Веселов и др. Освоение производства насосно-компрессорных труб из высоко коррозионно-стойкого сплава на ОАО «СинТЗ» // Труды XIII Международной научно-практической конференции «ТРУБЫ-2005». 4.1. С. 254−257.

82. А. А. Попов, С. В. Беликов, И. Ю. Пышминцев и др. Влияние отношения концентраций Ni к (Cr+Мо) на выделение ст-фазы и формирование комплекса механических свойств Cr-Ni-Mo аустенитных коррозионностойких сталей // Вестник УГТУ-УПИ. 2004. № 15. С. 251 259.

83. А. А. Попов /Теория превращений в твердом состоянии. Учеб. пособие Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИр 2004. 168с.

Показать весь текст
Заполнить форму текущей работой

Заказал и сдал!