Разработка методов и критериев оценки качества аустенитно-ферритных коррозионностойких сталей с целью совершенствования их состава и технологии производства тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Федоров Александр Сергеевич

• Федоров Александр Сергеевич
• кандидат наук
• 2025

Оглавление диссертации кандидат наук Федоров Александр Сергеевич

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. Современное состояние вопроса

1.1. Классификация ДС и требования к продукции

1.1.1. Требования к продукции

1.2. Фазовый и структурный состав дуплексных сталей

1.2.1. Карбиды

1.2.2. Нитриды хрома

1.2.3. Сигма-фаза

1.3. Свойства дуплексных сталей в зависимости от фазового состава

1.3.1. Механические свойства

1.3.2. Коррозионные свойства

1.4. Обзор методов оценки структуры ДС

Заключение по главе

Глава 2. Используемые материалы и методики исследования

2.1. Выплавка и разливка экспериментальных слитков

2.2. Методики исследования

Заключение по главе

Глава 3. Разработка методики управления фазовым составом

3.1. Разработка методики количественной оценки микроструктуры

3.2. Проблема термодинамического моделирования

3.3. Критические точки в ДС

Заключение по главе

Глава 4. Особенности литой структуры и ее эволюции при термической обработке. Влияние литой структуры на свойства

4.1. Разработка методики выявления дендритной структуры

4.2. Дендритная структура опытных сталей

4.3. Первичная зеренная структура опытных сталей

4.4. Микроструктура опытных сталей

4.5. Эволюция литой структуры при термической обработке

4.6. Влияние на коррозионные и механические свойства

4.6.1. Коррозионные свойства

4.6.2. Физико-механические свойства

Заключение по главе

Глава 5. Изучение образования о-фазы при охлаждении отливок

5.1. Изучение влияния скорости охлаждения на образование о-фазы

5.1. Моделирование содержания о-фазы в зависимости от скорости

охлаждения

Заключение по главе

Глава 6. Решение задачи оптимизации существующих и поиска новых композиций легирования ДС

6.1. Разработка модели оптимизации

6.2. Задача поиска новых составов

6.3. Практические приложения предложенных подходов

Заключение по главе

Общие выводы

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

ПРИЛОЖЕНИЕ А

Акты внедрения результатов диссертации

ПРИЛОЖЕНИЕ Б

Дифрактограммы исследуемых сталей

ПРИЛОЖЕНИЕ В

База данных химических составов и соответствующих им значений

разработанных критических температур

ПРИЛОЖЕНИЕ Г

Фотографии изломов образцов после испытаний на ударный изгиб

ПРИЛОЖЕНИЕ Д

Тепловые свойства исследуемых материалов для проведения расчетов

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования

В настоящее время перед отечественной металлургией стоит проблема импортозамещения зарубежных марок сталей, особенно остро касающаяся нержавеющих и коррозионностойких марок для литых деталей ответственного и дорогостоящего оборудования нефтегазовой и нефтехимической промышленности. Отказы и поломки, вызванные недостаточным уровнем эксплуатационных свойств традиционных материалов, приводят к значительным издержкам, поэтому в последние годы активно внедряют аустенитно-ферритные стали с примерно равным содержанием аустенита и феррита, называемые за рубежом дуплексные (Duplex Stainless Steel, DSS). В этих сталях из-за повышенного уровня легирования и благоприятного сочетания фазовых составляющих обеспечивается уникальное сочетание высоких механических и коррозионных свойств. Однако разработка и производство этих сталей сопряжены с рядом сложностей, решение которых часто может приводить к противоречивым требованиям и вынуждает искать компромиссные решения.

Так, повышение требований к коррозионным свойствам материалов стимулирует увеличение содержания легирующих элементов - хрома, молибдена и азота. При этом для соблюдения требований к количеству аустенита и феррита в дуплексных сталях (ДС) необходимо увеличивать содержание дорогостоящего никеля или других аустенит-стабилизаторов. Увеличение числа компонентов и доли легирующих элементов делает возможным образование большого числа различных вторичных фаз и обуславливает требование к очень высокой точности выполнения температурно-временных параметров термической обработки для их минимизации или исключения. В то же время, в промышленной практике на сегодняшний день отсутствует унифицированный подход к оптимизации химического состава и режимов термической обработки литых ДС, позволяющий с высокой достоверностью прогнозировать фазовый состав и эксплуатационные свойства изделий. Особенно актуальной является проблема образования вторичных фаз и различных интерметаллидов, существенно снижающих ударную

вязкость, пластичность и коррозионную стойкость ДС. Образование этих фаз определяется температурно-временными условиями и химическим составом, однако существующие нормативные документы часто не учитывают совокупное влияние этих факторов.

Еще одним важным аспектом является отсутствие унифицированных критериев оценки качества микроструктуры ДС, а также недостаточная точность существующих эмпирических расчетов фазового состава. Разработка комплексного методического подхода к прогнозированию качества является научной основой для производственной практики разработки и оптимизации составов, а также сквозного технологического процесса, обеспечивающего изготовление литых изделий из ДС, соответствующих существующим и перспективным требованиям конструкторской документации. Таким образом, разработка и верификация новых подходов к оценке качества, а также методов оптимизации химического состава и термической обработки ДС представляют собой актуальную научную и прикладную задачу, направленную на повышение надежности и качества литых изделий.

Все вышеизложенное определяет актуальность настоящей работы, целью которой является разработка методик прогнозирования фазового состава для оптимизации существующих и разработки новых химических составов для обеспечения заданного комплекса свойств литых дуплексных коррозионностойких сталей.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Разработать методику прогнозирования фазового состава ДС на основе термодинамического моделирования, включая выбор базы термодинамических данных, наиболее полно и точно описывающей изучаемую систему.

2. Разработать методику количественной оценки фазовых и структурных составляющих в дуплексных сталях с использованием автоматического анализатора изображений, включающую методику селективного травления.

3. Провести исследование химической и структурной неоднородности отливок из дуплексных сталей разных групп в рамках рассматриваемых сечений. Исследовать распределение химических элементов между фазами, включая карбонитриды.

4. Построить диаграммы фазовых равновесий в изучаемых системах, охватывающих химические составы известных коммерческих марок ДС, определить критические температуры, описывающие поведение аустенита, феррита и вторичных фаз, и разработать регрессионные уравнения, описывающие критические температуры в зависимости от химического состава стали.

5. Исследовать взаимосвязь коррозионной стойкости, оцененной с помощью потенциала питтингообразования и скорости щелевой коррозии, а также пределов прочности и текучести от химического и фазового состава литых ДС разных групп.

6. Разработать методику оптимизации химического состава ДС для обеспечения заданных требований к свойствам с учетом конкретного технологического оборудования с последующей выработкой технологических рекомендаций.

7. Оценить влияние скорости охлаждения при закалке ДС на формирование о-фазы в изучаемых ДС. Разработать конечно-элементную модель охлаждения заготовок ДС разного сечения для прогнозирования распределения о-фазы по сечению и определить критическую скорость охлаждения для исключения ее образования.

8. Опробовать предложенные технологические рекомендации для литых ДС в условиях действующего производства.

Научная новизна

1. Определены ключевые термодинамические температуры, позволяющие разрабатывать сплав для заданных требований: температура начала образования нитрида хрома Г0СГ2$, температура начала образования о-фазы Г0% и

температура, при которой аустенит и феррит находятся в равных долях 7&5(/)50.

Показано, что для получения оптимального сочетания коррозионных и механических свойств литых ДС необходимо, в первую очередь, исключение образования нитрида хрома и о-фазы. Для этого необходимо выбирать химический состав стали таким образом, чтобы Г0СГ2$и Т( были ниже температур изотермической выдержки при термообработке. Установлено, что вопреки распространенному мнению о важности равного количества феррита и аустенита в ДС, это требование второстепенное. В частности, на примере исследуемых сталей <^е-27Сг-№> и <^е-24Сг-Ы-3Си-МЬ» показано, что удовлетворительное сочетание свойств может достигаться и при отклонении от этого соотношения - вплоть до соотношения феррита и аустенита 70/30 - при условии отсутствия вторичных фаз.

2. С помощью термодинамического моделирования исследовано влияние основных легирующих элементов (Сг, №) и других (Мп, Мо, МЬ, N и пр.) на положение критических температур и получены суррогатные статистические модели, позволяющие решать задачу оптимизации для поиска новых композиций легирования ДС и для оптимизации существующих марок.

3. Определены возможные отклонения критических температур фазовых равновесий от оптимального значения в зависимости от заданного уровня коррозионных свойств, позволяющие выбирать допустимую температуру закалки после отжига на твердый раствор Тт/о. Экспериментально оценен вклад этих отклонений в изменение коррозионной стойкости сплава. Так, для заданного

уровня скорости щелевой коррозии в 0,5 г/м2-ч для температуры 7&5(/)50 возможно отклонение |Тт/о - Т&50//&0| < 125 °С, а для температуры начала образования нитрида

хрома должно выполняться условие Тт/о - Г0"Г2$ > -100 °С.

4. Разработан новый показатель стойкости к питтинговой коррозии РКЕ^фф. и метод его расчета, позволяющий учесть химический состав и перераспределение хрома и азота между всеми фазами, включая нитриды хрома и карбонитриды ниобия, влияющими на стойкость к питтинговой коррозии.

5. Показано, что в исследуемых отливках сечением 40 мм микроструктура формируется следующим образом: в сплавах, в которых образование аустенита происходит только за счет полиморфного превращения ниже температуры солидус, аустенит образуется на границе соседних дендритов. Расположение первичной зеренной структуры в этом случае совпадает с дендритной структурой. В случае формирования аустенита в конце затвердевания по эвтектической реакции микроструктура формируется независимо от дендритной.

Практическая значимость

1. Разработана оптимизационная модель для прогнозирования химического состава ДС и режима термической обработки, учитывающая критические температуры фазовых равновесий ДС и возможные отклонения от этих точек, в зависимости от требований к фазовому составу, коррозионным и механическим свойствам, с учетом особенностей технологического оборудования.

2. Показаны примеры использования разработанной методики оптимизации для существующих марок ДС. Установлено, что в действующей нормативной документации приведены марки, для которых невозможно выполнить оптимизацию химического состава, что делает их производство трудновыполнимым.

3. Оптимизирован состав марки ЕК 1.4469 (26Сг-7№-4Мо-Ы) и предложен режим ее термической обработки, позволяющий достичь требуемых коррозионных свойств и снижения себестоимости.

4. Разработана методика количественной оценки фазового состава ДС, основанная на селективном травлении реактивом Берахи и последующем автоматическом анализе получаемых изображений. Методика позволяет значительно повысить точность измерений по сравнению с другими методами.

5. Построены номограммы, позволяющие определить количество о-фазы в обрабатываемой заготовке в зависимости от ее сечения.

Практическая значимость подтверждается актом внедрения результатов диссертации в условиях действующего производства ОАО «Новомосковский машиностроительный завод» (Приложение А).

Положения, выносимые на защиту

1. Для получения оптимального сочетания коррозионных и механических свойств литых ДС необходимо, в первую очередь, исключение образования нитрида хрома и о-фазы. Вопреки распространенному мнению о важности равного количества феррита и аустенита в ДС, это требование является второстепенным. Удовлетворительное сочетание свойств в литых ДС может достигаться и при отклонении от равного соотношения феррита и аустенита - вплоть до соотношения 70/30 - при условии отсутствия вторичных фаз.

2. Методика количественной оценки фазового состава ДС разных групп, основанная на селективном травлении и последующем исследовании в оптический микроскоп. Методика позволяет оценить долю аустенита, феррита, о-фазы и карбонитридов, а также их размеры.

3. Результаты исследования влияния Сг, №, Мо, Мп, К, МЬ и других элементов на положение предложенных критических температур фазовых равновесий в исследуемых сплавах.

4. Методика выбора химического состава ДС под заданные возможности действующего оборудования металлургического предприятия, а также решение обратной задачи определения режимов термической обработки для стали заданного состава.

5. Результаты исследования литой структуры ДС разных групп, а также ее эволюции при термической обработке.

6. Результаты исследования коррозионной стойкости и механических свойств в зависимости от химического и фазового состава ДС.

7. Показатель стойкости к питтинговой коррозии PRENэфф, позволяющий учесть химический состав и стойкость к питтинговой коррозии аустенита и феррита, а также перераспределение хрома и азота между всеми фазами, включая нитриды хрома и карбонитриды ниобия.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Разработка методов и критериев оценки качества аустенитно-ферритных коррозионностойких сталей с целью совершенствования их состава и технологии производства»

Апробация работы

Основные положения диссертации и ее отдельные результаты доложены и обсуждены: на XXI Менделеевском съезде по общей и прикладной химии,

г. Санкт-Петербург, 9-13 сентября 2019 г.; на международной научной конференции «Физико-химические основы металлургических процессов», имени академика А. М. Самарина, г. Москва, 25-28 ноября 2019 г.; на II Международной конференции «Коррозия в нефтегазовой отрасли», г. Санкт-Петербург, 15-18 сентября 2021 г.; на XVI Международном конгрессе сталеплавильщиков и производителей металла, г. Екатеринбург, 24-28 мая 2021 г.; на XI конференции молодых специалистов «Перспективы развития металлургических технологий», г. Москва, 28 февраля 2022 г.; на международной научной конференции «Физико-химические основы металлургических процессов» имени академика А.М. Самарина, г. Выкса, 10-14 октября 2022 г.; на III Международной конференции «Коррозия и новые материалы в нефтегазовой промышленности», г. Санкт-Петербург, 24-26 мая 2023 г.; на международной конференции «Научно-практическая школа для молодых металлургов», г. Выкса, 18-22 сентября 2023 г.; на IV Международной конференции «Материалы и технологии в нефтегазовой отрасли. Коррозия», г. Санкт-Петербург, 15-17 мая 2024 г.; на XXII Менделеевском съезде по общей и прикладной химии, г. Сочи, 7-12 октября 2024 г.

Результаты диссертационной работы отражены в 11-ти печатных работах, входящих в международные реферативные базы данных и системы цитирования.

Личный вклад автора заключается в постановке цели и задач работы, подготовке и проведении теоретической и экспериментальной работы, обработке полученных в результате исследования данных, их обобщении и формулировке выводов, в подготовке к публикации полученных результатов.

Структура и объем диссертации: Диссертация состоит из введения, 6 глав, 7 выводов, библиографического списка из 144 наименований. Работа изложена на 208 страницах машинописного текста, содержит 69 иллюстраций и 40 таблиц.

Глава 1. Современное состояние вопроса

Дуплексные стали (ДС) имеют структуру, содержащую примерно равные части аустенита и феррита, что обеспечивает благоприятное сочетание высоких механических и коррозионных свойств [1-4]. Вместе с тем, нормативные документы и стандарты предлагают различные допустимые диапазоны содержания феррита: в стандарте ASTM A890/A890M [5] он составляет 30-60%, в рекомендациях International Molybdenum Association (IMOA) [6] - 45-50%, а согласно ISO 17781 [7] - 35-60%. Данные различия указывают на отсутствие единых требований к оптимальному содержанию феррита, что, в свою очередь, отражает различия в подходах к обеспечению фазового баланса и требуемого комплекса эксплуатационных свойств.

Производство ДС началось еще в 1930-х годах и исторически их разделяют на два поколения. ДС обоих поколений обладают повышенной стойкостью к коррозионному растрескиванию под напряжением в хлоридсодержащих средах, а также к локальным типам коррозии, а их механические свойства в несколько раз выше по сравнению с традиционными аустенитными нержавеющими сталями [8].

В ДС первого поколения невозможно было обеспечить диапазон химического состава, необходимый для формирования дуплексной структуры, ввиду технических ограничений сталеплавильного производства того времени. Основу ДС первого поколения составляла аустенитная матрица, содержащая 20-30% феррита. Высокое содержание серы, кислорода и углерода приводило к плохой обрабатываемости, образованию трещин и снижению коррозионной стойкости, что сдерживало эффективное применение данного материала.

С развитием металлургической промышленности в 1970-х годах эти проблемы были решены в ДС второго поколения. Внедрение новых технологий производства, таких как вакуумно-кислородное и аргонно-кислородное рафинирование (VOD/AOD), позволили снизить остаточное содержание серы, кислорода и углерода, а также с высокой точностью контролировать содержание азота, который заменил дорогостоящий никель, обеспечив значительное экономическое преимущество ДС. Вскоре было замечено, что при добавлении

в сталь азота повышаются механические свойства [9]. Помимо этого, азот повышает стойкость к локальным видам коррозии [10, 11].

1.1. Классификация ДС и требования к продукции

В действующих отечественных стандартах, в частности в ГОСТ 5632 [12], термин «дуплексные стали» не используется. Легированные нержавеющие стали в зависимости от структуры подразделяют на классы: мартенситный, мартенситно-ферритный, ферритный, аустенитно-мартенситный, аустенитно-ферритный, аустенитный. При этом аустенитно-ферритный класс описан как стали, имеющие структуру аустенита и феррита, при этом содержание феррита должно превышать 10%. Однако такое определение не отражает ключевую особенность дуплексных сталей, для которых характерно приблизительно равное соотношение аустенита и феррита.

Из-за высокой стойкости к локальным видам коррозии (питтинговой и щелевой) ДС второго поколения принято разделять на группы по показателю стойкости к питтинговой коррозии PREN (Pitting Resistance Equivalent Number): экономно-легированные, стандартные, супер- и гипердуплексные стали (таблица 1).

Таблица 1 - Ранжирование ДС на группы по показателю PREN [7]

Группа PREN

Экономно-легированные ДС 24 < PREN < 30

Стандартные ДС 30 < PREN < 40

Супердуплексные стали 40 < PREN < 48

Гипердуплексные стали PREN > 48

Первоначальную разработку наиболее распространенной формы показателя PREN осуществили Lorenz и Medawar [13]. Они исследовали аустенитные нержавеющие стали в различных агрессивных средах для определения влияния химического состава сталей на стойкость к питтинговой коррозии и коррозионному растрескиванию под напряжением. Они обнаружили, что значение потенциала

пробоя в морской воде является функцией 1% Сг и 3% Мо. Объединив результаты других исследователей, они пришли к уравнению вида:

PREN = %Сг + 3,3 х %Мо

(1)

Последующие работы других авторов [14, 15] показали преимущества введения азота и вольфрама, что привело к следующим видам уравнения (1):

Однако справедливость уравнений (1-3) вызывает сомнения у многих исследователей, так как при расчете в них не учитываются некоторые элементы, например, Мп [17], № и С. В работе [18] показано, что наиболее подходящее значение коэффициента перед W для нержавеющих сталей, особенно для супердуплексных, должно равняться 0,5. Кроме того, есть мнение, что W в уравнении (3) не повышает стойкость к питтинговой коррозии, если в составе не присутствует Мо [19].

Для дуплексных сталей, особенно экономно-легированных, Мп оказывает негативное влияние, поэтому в этом случае показатель PREN лучше рассчитывать с помощью уравнения (4):

Существуют также и другие эмпирические формулы для расчета показателя PREN (5-8):

PREN = %Сг + 3,3 х %Мо + 16 х %№ [7, 16] PREN = %Сг + 3,3 х (%Мо + 0,5 х + 16 х «Ш [7, 16]

(2) (3)

PREN = %Сг + 3,3 х %Мо + 16 х - %Мп [20; 21]

(4)

PREN = %Сг + 2,5 х %А1 - 0,75 х %Мп + 3,3 х %Мо [22] (5)

PREN = %Сг + 3,3 х %Мо + 51 х %N + 6 х %Мо х %N - 1,6 х %N2 [17] (6)

PREN = %Cr + 3,3 x %Mo + 11 x %N + 1,5 x (%W + %Nb) [23] (7)

PREN = %Cr + 1,5 x (%W + %Nb + %Mo) + 30 x %N [23] (8)

Авторы работы [23] используют в работе модифицированные уравнения (7)-(8), которые используются для нефтяных и газовых сред. Уравнение (9) используется в стандарте API 610/ISO 13709 [24] для центробежных насосов для нефтяной, нефтехимической и газовой промышленности:

PREN = %Cr - 14,5 x %C + 3,3 x %Mo + 2 x %W + 2 x %Cu + (9)

+ 16 x %N [24]

Несмотря на разнообразие методов расчета PREN, Cleland в своей работе [25] заключил, что PREN - это просто констатация очевидного. Чем выше уровень легирования нержавеющих сталей, тем выше PREN. Поэтому использовать показатель PREN нужно с осторожностью.

Важным допущением, позволяющим использовать все эти уравнения, является однофазность материала и нахождение всех элементов, учитываемых в расчете, в твердом растворе. Первоначальная работа по разработке уравнения показателя PREN была выполнена на аустенитных нержавеющих сталях, которые в основном представляют собой однофазные сплавы с относительно однородной микроструктурой. Дуплексные стали, в отличие от аустенитных нержавеющих сталей, содержат аустенит и феррит, значительно отличающиеся друг от друга по химическому составу, и, соответственно, обладающие своим индивидуальным PREN [26, 27]. Более того, в зависимости от температуры термической обработки меняется и соотношение объемных долей аустенита и феррита, их химический состав, и, следовательно, PREN каждой фазы. Здесь важно также упомянуть, что в зависимости от состава коррозионной среды, феррит и аустенит могут выступать как анодом, так и катодом. Так, в средах, содержащих серную (H2SO4) и соляную (HCl) кислоты феррит становится анодом и растворяется, а в среде, содержащей азотную кислоту (HNO3), феррит становится катодом и растворяется уже аустенит

[28]. Таким образом, их роль в электрохимических процессах определяет общую коррозионную стойкость всего материала.

Следующим важным отличием ДС от аустенитных нержавеющих сталей является то, что эти сплавы из-за высокого уровня легирования азотом и нитридообразующими элементами склонны к образованию различных вторичных фаз, которые естественным образом участвуют в перераспределении химических элементов, создают новые межфазные границы, и из-за этого являются активными участниками процессов коррозионного разрушения [29, 30].

1.1.1. Требования к продукции

В отечественной практике отсутствует нормативная документация, устанавливающая требования к потребительским свойствам литых изделий из дуплексных коррозионностойких сталей. Руководства для подбора материалов, как правило, разрабатываются внутри компаний и подчинены внутренней политике, однако появившийся сравнительно недавно Институт нефтегазовых технологических инициатив (ИНТИ) постепенно может решать и такие вопросы. Так, новый стандарт INTI S.10.1 «Насосы центробежные для нефтегазовой, нефтяной, нефтехимической и газовой промышленности» [31] является альтернативой отечественному ГОСТ 32601 [32], который является переведенным и принятым зарубежным стандартом API 610/ ISO 13709.

Рассмотрим по порядку требования к свойствам ДС, одним из которых является температурный диапазон эксплуатации изделий, при котором гарантированно не будет происходить изменения свойств материала. По разным источникам этот диапазон варьируется от -100...-50 °C до 250...320 °C. Европейские и американские стандарты в своих рекомендациях по максимальной температуре эксплуатации придерживаются разных точек зрения. Европейские стандарты EN 10028-7, EN 10217-7 рекомендуют использовать ДС не выше температуры 250-280 °C, поскольку гарантированные свойства материала обеспечиваются только до этих температур, а американские ASME BPVC.II.D и ASME B31.3 - не выше температуры 320 °C. При нагреве ДС выше рассмотренных

температур из-за активации диффузии и образования вторичных фаз по границам зерен феррита происходит охрупчивание [33-35]. При последующем нагреве вплоть до 1000 °С происходит образование целого ряда неблагоприятных избыточных фаз, таких как а, х, R, п и пр. [29, 30, 35], снижающих пластичность и коррозионную стойкость.

С нижним пределом рекомендуемой температуры эксплуатации ДС так же не все однозначно. В большинстве стандартов указана температура перехода от пластичного к хрупкому состоянию, равная -40 °С, в некоторых стандартах не допускается эксплуатация при температурах ниже -50 °С. В работах [36, 37] показано, что при быстром охлаждении до температур ниже -50 °С происходит мартенситное превращение аустенита. Несмотря на рассмотренные температурные ограничения, во многих работах показано, что в некоторых марках ДС сохраняется высокий уровень ударной вязкости вплоть до температуры -80 °С [38, 39], а в работе [40] предложена композиция легирования ДС, позволяющая достичь приемлемого уровня ударной вязкости при -100 °С.

Далее рассмотрим требования стандартов к химическому составу и основным потребительским свойствам литых изделий из ДС, а также требования, предъявляемые к контролю качества микроструктурного состояния материала. В таблице 2 рассмотрены стандарты, устанавливающие данные требования.

Таблица 2 - Стандарты с требованиями к продукции из литых ДС

Стандарт Название стандарта Примечание

ASTM A240/A240M Standard Specification for Chromium and Chromium-Nickel Stainless Steel Plate, Sheet, and Strip for Pressure Vessels and for General Applications Приведены требования к химическому составу

ASTM A890/A890M Standard Specification for Castings, Iron-Chromium-Ni ckel -Molybdenum Corrosi on-Resistant, Duplex (Austenitic/Ferritic) for General Application Приведены общие требования для литых изделий из ДС общего назначения

ASTM A995/A995M Standard Specification for Castings, Austenitic-Ferritic (Duplex) Stainless Steel, for Pressure-Containing Parts Приведены общие требования для литых изделий из ДС, работающих под давлением

Продолжение таблицы 2

API 610/ ISO 13709 Centrifugal Pumps for Petroleum, Petrochemical and Natural Gas Industries Приведены общие требования к свойствам литых центробежных насосов для нефтегазовой, нефтяной, нефтехимической и газовой промышленности

ГОСТ 32601 Межгосударственный стандарт. Насосы центробежные для нефтяной, нефтехимической и газовой промышленности. Общие технические требования Отечественный аналог стандарта API 610/ ISO 13709

INTI S.10.1 Насосы центробежные для нефтегазовой, нефтяной, нефтехимической и газовой промышленности. Общие технические условия Отечественный аналог API 610/ ISO 13709 и ГОСТ 32601. Его плюсом является то, что в него можно вносить корректировки, которые ИНТИ получает от российских рецензентов, в отличие от американского API, на которое повлиять нельзя, а также он учитывает ошибки отечественного ГОСТ

ISO 17781 Petroleum, petrochemical and natural gas industries - Test methods for quality control of microstructure of ferritic/austenitic (duplex) stainless steels Приведены требования к методам контроля качества микроструктуры и условий испытаний для определения потребительских свойств различных изделий из ДС

EN 10213-4 Technical delivery conditions for steel castings for pressure purposes - Austenitic and austenitic-ferritic steel grades Приведены требования к химическому составу, механическим свойствам литых изделий из ДС, работающих под давлением

EN 10283 Corrosion-resistant steel castings Приведены требования к химическому составу, механическим свойствам литых изделий в том числе и из ДС

NORSOK standard M-630 Material data sheets for piping Приведены требования к термической обработке, химическому составу, механическим свойствам, к микроструктуре, коррозионной стойкости в том числе и для литых изделий из ДС

Марки ДС, применяемые для производства литых изделий, выделяют в отдельный класс, и для них характерны существенные отличия от марок ДС для деформированных изделий (таблица 3).

Таблица 3 - Химический состав для литых ДС [5, 41]

Марка и^ N0. С Сг № Мо N Мп Си

CD4MCu Марка 1А J93370 0,04 24,5-26,5 4,75-6,0 1,75-2,25 - < 1,0 2,75-3,25

CD4MCUN Марка 1В J93372 0,04 24,5-26,5 4,7-6,0 1,7-2,3 0,10-0,25 1,00 2,70-3,30

CD3MCUN Марка 1С J93373 0,03 24,0-26,7 5,6-6,7 2,9-3,8 0,22-0,33 1,20 1,40-1,90

СЕ8МЫ Марка 2А J93345 0,08 22,5-25,5 8,0-11,0 3,0-4,5 0,10-0,30 1,00 -

CD6MN Марка ЗА J93371 0,06 24,0-27,0 4,0-6,0 1,75-2,50 0,15-0,25 1,00 -

CD3MN 2205 Марка 4А J92205 0,03 21,0-23,5 4,5-6,5 2,5-3,5 0,10-0,30 1,50 -

СЕ3МЫ 2507 Марка 5А J93404 0,03 24,0-26,0 6,0-8,0 4,0-5,0 0,10-0,30 1,50 -

CD3MWCuN Марка 6А J93380 0,03 24,0-26,0 6,5-8,5 3,0-4,0 0,20-0,30 1,00 0,50-1,00

Самыми распространенными в производстве являются ДС типа 2205 и 2507, где первые две цифры указывают на содержание хрома, а последние две -на содержание никеля (22Сг-5№ и 25Сг-7№ соответственно). Рассмотрим более подробно требования к химическому составу этих сталей для отливок и проката (таблица 4).

Требования к литым изделиям характеризуются более высокими значениями содержания хрома и азота по верхнему марочному пределу, а для отливок из стали типа 2507 в требованиях по химическому составу отсутствует медь. Это вызвано необходимостью балансировать между механическими и коррозионными свойствами изделий с учетом особенностей трансформации материала

при производстве. Структура отливок, как правило, состоит из более крупных зерен с наличием литейных дефектов (пор, трещин, различных включений).

При пластической деформации зеренная структура измельчается, что увеличивает механические свойства, благодаря чему требуется меньший уровень легирования. Например, содержание азота в деформированных изделиях из ДС типа 2205 ниже, чем в литых, так как их упрочняют за счет деформационных процессов, и такое высокое содержание азота уже не требуется для обеспечения механических свойств. Присутствие меди в составе изделий после пластической деформации связано с повышением уровня их обрабатываемости. Также медь добавляют в небольших количествах для повышения стойкости к межкристаллитной коррозии и коррозионному растрескиванию под напряжением [42-44], что важно для изделий после пластической деформации, которые обычно подвергаются воздействию более сложных эксплуатационных условий. В литых изделиях для компенсации структурных пороков отливок и повышения коррозионной стойкости требуется более высокое содержание таких элементов, как хром и азот. Отсутствие меди в некоторых составах ДС для литых изделий, по-видимому, связано с потенциальными технологическими рисками, обусловленными ее склонностью к ликвации.

Таблица 4 - Сравнение требований к химическому составу для литых изделий и изделий после пластической деформации из ДС типа 2205 и 2507

Состояние EN Ш./ UNS Ш. C № Mo N Mn

Тип 2205

Литое -/ J92205 0,03 21,0-23,5 4,5-6,5 2,5-3,5 0,10-0,30 < 1,5 -

После деформации 1.4462/ S31803 0,03 21,0-23,0 4,5-6,5 2,5-3,5 0,08-0,20 < 2,0 -

1.4462/ S32205 0,03 21,0-23,0 4,5-6,5 3,0-3,5 0,14-0,20 < 2,0 -

Тип 2507

Литое -/ J93404 0,03 24,0-26,0 6,0-8,0 4,0-5,0 0,10-0,30 < 1,5 -

После деформации 1.4410/ S32750 0,03 24,0-26,0 6,0-8,0 3,0-5,0 0,24-0,32 < 1,2 0,5

В таблице 5 приведены требования к работе удара, предъявляемые к продукции из литых ДС в соответствии с требованиями ЕК 10213-4 и ЕК 10283.

Таблица 5 - Требования к работе удара для продукции из литых ДС

Марка/ EN N0. Работа удара КУ, Дж

20 °С -70 °С

-/1.4347 > 30 [45, 46] -

2205/ 1.4470 > 30 [45, 46] -

-/1.4468 > 50 [46] -

-/1.4517 > 50 [45, 46] > 35 [45]

-/1.4417 > 50 [45, 46] > 35 [45]

2507/ 1.4469 > 50 [45, 46] > 35 [45]

В таблице 6 обобщены требования к механическим и коррозионным свойствам продукции из литых ДС. Легко заметить, что собранные из различных источников данные значимо отличаются друг от друга.

Таблица 6 - Требования к продукции из литых ДС

Марка/ и^ N0. Предел текучести 00,2, МПа Предел прочности ов, МПа Относительное удлинение А, % Коррозионная стойкость Требования к макро- и микроструктуре

2А/ J93345 > 450 [5, 41] > 655 [5, 41] > 25 [5, 41] - Отсутствие питтингов при 20-

3А/ J93371 > 450 [5, 41] > 655 [5, 41] > 25 [5, 41] кратном увеличении; - Потеря массы должна быть менее 4,0 г/м2 после испытания на стойкость к питтинговой коррозии в течение 24 часов [7, 47] (или 0,17 г/м2-ч - прим. авт.). - Скорость коррозии должна быть менее 10 мг/дм2-день после испытания на стойкость к питтинговой коррозии [35, 36] (или

4А/ 2205/ J92205 > 415 [5, 41] > 420 [45] > 620 [5, 41] 600-800 [33] > 600 [45] > 25 [5, 41] > 20 [45] - Содержание 5-феррита должно находиться в

5А/ 2507/ J93404 > 515 [5, 41] > 480 [45] > 450 [47] > 690 [5, 41] 650-850 [33] > 700 [34] > 650 [45] > 18 [5, 41] > 22 [45] пределах 35-55% [47] или 30-70% [7]; - Сталь не должна

6А/ J93380 > 450 [5, 41, 47] > 690 [5, 41] > 700 [34] > 25 [5, 41] > 18 [34] содержать интерметаллид-ных фаз [7, 47]

1В/ J93372 > 485 [5, 41] > 690 [5, 41] > 16 [5, 41]

1С/ J93373 > 450 [5, 41] > 690 [5, 41] > 25 [5, 41] 0,04 г/м2-ч - прим. авт.).

Таким образом, рассматривая требования различных стандартов, можно заключить, что на сегодняшний день не существует единого унифицированного подхода к оценке качества литых ДС. Каждый стандарт предъявляет собственные требования по механическим и коррозионным свойствам. При этом выбор стандарта происходит по собственному усмотрению конечного потребителя продукции в зависимости от требуемых свойств.

В 1927 году Bain и Griffiths [48] сообщили о своих результатах исследований системы Fe-Cr-Ni и упомянули о существовании двухфазной области, состоящей из аустенита и феррита. Вероятно, это было первое упоминание о нержавеющих сталях дуплексного класса. Тройная диаграмма Fe-Cr-Ni (рисунок 1) является базовой диаграммой для нержавеющих сталей. Она показывает наличие всего трех твердых фаз: аустенита (у), феррита (5) и сигма-фазы (о).

1.2. Фазовый и структурный состав дуплексных сталей

О wt. % Fe

Cr

70 wt. % Fe s

/ 30 wt. % Ni

\

ч

\

\

\

/

*

100 wt. % Fe

s ' ^ 0 wt. % Ni

Fe

Рисунок 1 - Диаграмма равновесия Fe-Cr-Ni

Однако на практике равновесных фазовых диаграмм бывает недостаточно для того, чтобы предсказать результирующую микроструктуру после затвердевания. Поэтому были разработаны «практические» методы. Среди них

наиболее известной является диаграмма Шеффлера [49]. Он разделил легирующие элементы на две группы: феррит- и аустенит-стабилизаторы. В результате была получена формула, при помощи которой элементы каждой группы можно было выразить как Сгэкв и Мэкв. Области диаграммы представляют собой микроструктуры, которые можно наблюдать для каждого класса нержавеющих сталей. Таким образом, диаграмма Шеффлера (а также Делонга и WRC) позволяет грубо оценить микроструктуру в зависимости от состава стали. Однако она не позволяет учесть влияние скорости охлаждения и режима термической обработки - эмпирические формулы и эксперименты дают значительный разброс при определении количества 5-феррита.

Контролировать содержание 5-феррита чрезвычайно важно, поэтому возможность прогнозирования его содержания имеет важное значение для отливок из ДС. На сегодняшний день несколькими группами авторов были предприняты попытки связать химический состав и температуру для прогнозирования содержания 5-феррита в ДС. Так, в работах [50] и [51] были предложены эмпирические формулы (10)-(13) следующего вида:

5 (%) = (21,8 х R2 - 5,96 х R + 3,39) х 400 / (1500 - Т (°С)) [50], (10)

где R = Оэкв / Мэкв = (%Сг + %Мо + 0,65 х %Si - 17,6) / (%№ + 20 х %С + (11)

+ 8,3 х %К + 0,08 х %Мп - 5,18), Т - температура финальной термической обработки.

5 (%) = 100,3 х R2 - 170,2 х R + 74,22 [51], (12)

где R = Сгэкв / Мэкв = (%Сг + 1,21 х %Мо + 0,48 х - 4,99) / (%№ + (13) + 0,11 х %Мп - 0,0086 х %Мп2 + 18,4 х %К + 24,4 х %С + 2,77);

Применимость данных уравнений была показана на нержавеющих аустенитно-ферритных сталях с содержанием 5-феррита от 6 до 34 масс. %. Однако стали с таким низким содержанием 5-феррита сложно назвать «дуплексными»

в интерпретации этого понятия в качестве равного фазового соотношения феррита и аустенита, поэтому применимость данных уравнений находится под вопросом. А уравнение (12) и вовсе не учитывает температуру термической обработки сплава. В работе [52] была предложена формула (14) следующего вида:

5 (%) = - 20,93 + 4,01 х Сгэкв - 5,6 х Мэкв + 0,016 х T (°C) [52], (14)

где Сгэкв = %Cr + 1,73 х %Si + 0,88 х %Mo; (15)

Мэкв = %Ni + 24,55 х %C + 21,75 х %N + 0,4 х %Cu (16) T - температура конечной термической обработки.

Применимость данной формулы была показана в работе [53]. Также эта формула приведена в руководстве по производству изделий из дуплексных сталей, выпускаемой международной ассоциацией International Molybdenum Association (IMOA) [6].

В работе [54] предложено регрессионное уравнение (17), прогнозирующее соотношение долей 5-феррита и аустенита в супердуплексной стали UNS S32750 при Т = 1175 °С:

Xf/Xa = 5,52 + 10,24 х C - 3,3 х Si + 0,15 х Mn - 0,77 х Cr + 1,14 х Ni -

- 0,6 х Mo + 10,21 х N + 182,4 х C2 + 0,54 х Si2 - 0,03 х Mn2 + + 0,04 х Cr2 + 0,12 х Ni2 + 0,05 х Mo2 - 2,72 х N2 - 4,25 х C х Si -

- 2,55 х C х Mn - 2 х C х Cr + 3,58 х C х Ni - 2,57 х C х Mo +

(17)

+ 54,53 х C х N - 0,17 х Si х Mn + 0,25 х Si х Cr - 0,4 х Si х Ni + + 0,27 х Si х Mo - 3,69 х Si х N + 0,01 х Mn х Cr + 0,03 х Mn х Ni -- 0,05 х Mn х Mo - 0,23 х Mn х N - 0,13 х Cr х Ni + 0,08 х Cr х Mo -- Cr х N - 0,15 х Ni х Mo + 2,15 х Ni х Mo - 1,47 х Mo х N [54].

Мощным инструментом для прогнозирования фазового состава сталей в зависимости от внешних условий является термодинамическое моделирование.

Наиболее известными программами для проведения термодинамических расчетов являются такие программные комплексы как FactSage, Thermo-Calc, Pandat. В основе их расчета лежат базы термодинамических данных (SGTE, FACT TCFE и др.), которые используют различные термодинамические модели для каждой фазы в составе гетерогенной системы.

Микроструктура литых изделий зависит от химического состава стали, от технологии ее получения, включая особенности выплавки, разливки и условий кристаллизации. В зависимости от того, по какому механизму кристаллизуется отливка, достигаются различные эксплуатационные свойства конечных изделий (таблица 7).

Таблица 7 - Механизмы кристаллизации нержавеющих сталей [55]

Механизм Фазовые превращения

А L ^ (L + у) ^ у

АФ L ^ (L + у) ^ (L + Y + 5) ^ (Y + 5)

ФА L ^ (L + 5) ^ (L + 5 + Y) ^ (Y + 5)

Ф L ^ (L + 5) ^ 5 ^ (Y + 5)

Химический состав дуплексных сталей обуславливает то, что их кристаллизация протекает с образованием первичного 5-феррита с дальнейшим образованием у-аустенита посредством полиморфного превращения по механизму Ф, либо перитектико-эвтектической реакции по механизму ФА (рисунок 2). Первоначально аустенит выделяется на границах зерен феррит/феррит и растет с Видманштеттеновой морфологией внутрь зерен. После этого образование аустенита происходит в виде внутризеренных островков [56].

Дуплексная (двухфазная) структура чаще всего находится в метастабильном состоянии, сохраняющемся при быстром охлаждении после термической обработки при температурах выше 1000 °С [57]. Ниже температуры 1000 °С баланс аустенита и феррита практически не меняется [58, 59].

Рисунок 2 - Механизмы кристаллизации нержавеющих сталей (на основе данных работы [55])

Прогнозирование фазового состава в ДС очень важно, так как эти стали содержат С и К, которые, образуя новые фазы, могут оказать сильное влияние на конечные свойства изделий. В таблице 8 представлены кристаллические структуры и составы фаз, которые могут выделяться в дуплексных нержавеющих сталях. Помимо фаз, рассмотренных в таблице 8, существуют также и другие вторичные фазы (а, а', у2, п, т, п и пр.), образование которых возможно в ДС при тех или иных условиях, однако в данной работе мы не будем подробно останавливаться на их описании.

Таблица 8 - Кристаллические структуры и составы фаз в ДС

Фаза Решетка Состав Температура существования, °С

Основные фазы

Аустенит (у) Гранецентрированная кубическая Fe, Сг, №, Мо, N -

Феррит (5) Объемноцентрированная кубическая Fe, Сг, №, Мо -

Интерметаллические фазы

Сигма (о) Объемноцентрированная тетрагональная (Fe, Ni)x(Cr, Мо)у 600-1000

Хи (х) Объемноцентрированная кубическая Feз6Crl2Molo; (Fe, Ni)з6Crl8Mo4 700-900

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Федоров Александр Сергеевич, 2025 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

1. Kang J.-Y., Kim H., Kim K.-I. etc. Effect of austenitic texture on tensile behavior of lean duplex stainless steel with transformation induced plasticity (TRIP) // Materials Science and Engineering: A. 2017. Vol. 681. P. 114 - 120.

2. Ran Q., Xu Y., Li J. etc. Effect of heat treatment on transformation-induced plasticity of economical Cr19 duplex stainless steel // Materials & Design (1980 -2015). 2014. Vol. 56. P. 959 - 965.

3. Zhang W., Hu J. Effect of annealing temperature on transformation induced plasticity effect of a lean duplex stainless steel // Materials Characterization. 2013. Vol. 79. P. 37 - 42.

4. Levkov L., Shurygin D., Dub V. etc. New generation of super duplex steels for equipment gas and oil production // E3S Web of Conferences. 2019. Vol. 121.

5. ASTM A890/A890M-18a; Standard Specification for Castings, Iron-Chromium-Nickel-Molybdenum Corrosion-Resistant, Duplex (Austenitic/Ferritic) for General Application. ASTM International: West Conshohocken, PA, USA, 2018.

6. Practical guidelines for the fabrication of duplex stainless steels, 3rd ed. - London, UK: International Molybdenum Association (IMOA), 2014.

7. ISO 17781; Petroleum, petrochemical and natural gas industries - Test methods for quality control of microstructure of ferritic/austenitic (duplex) stainless steels. International Organization for Standardization: Geneva, Switzerland, 2017.

8. ASTM A240/A240M-22a; Standard Specification for Chromium and Chromium-Nickel Stainless Steel Plate, Sheet, and Strip for Pressure Vessels and for General Applications. ASTM International: West Conshohocken, PA, USA, 2022.

9. Park, Y. H., Lee, Z. H. The effect of nitrogen and heat treatment on the microstructure and tensile properties of 25Cr-7Ni-1.5 Mo-3W-xN duplex stainless steel castings. Materials Science and Engineering: A, 297(1-2), 78-84, 2001.

10. Nilsson, J. O. Super duplex stainless steels. Materials science and technology, 8(8), 685-700, 1992.

11. Magnabosco, R., Alonso-Falleiros, N. Pit morphology and its relation to microstructure of 850 °C aged duplex stainless steel. Corrosion, 61(2), 130-136, 2005.

12. ГОСТ 5632-2014. Нержавеющие стали и сплавы коррозионно-стойкие, жаростойкие и жаропрочные. Марки. - М., 2015.

13. Lorenz, K., Medawar, G. Thyssenforschung 1(3), 97-108, 1969.

14. Renner, M., Heubner, U., Rockel, M., Wallis, E. Werkst. Korros. 37, 183-190, 1986.

15. Herbselb, G., Werkst. Korros. 33, 334-340, 1982.

16. ISO 21457; Petroleum, petrochemical and natural gas industries - Materials selection and corrosion control for oil and gas production systems. International Organization for Standardization: Geneva, Switzerland, 2010.

17. Jargelius-Pettersson, R. F. A. Application of the pitting resistance equivalent concept to some highly alloyed austenitic stainless steels. Corrosion, 54(2), 162168, 1998.

18. Haugan, E. B., N^ss, M., Rodriguez, C. T., Johnsen, R., Iannuzzi, M. Effect of tungsten on the pitting and crevice corrosion resistance of type 25Cr super duplex stainless steels. Corrosion, 73(1), 53-67, 2017.

19. Rebak, R., Crook, P. Improved Pitting and Crevice Corrosion Resistance of Nickel and Cobalt Based Alloys. Symposium on Critical Factors in Localized Corrosion III. 194th Electrochemical Society Meeting, Boston, MA, November 1-6, 1998, vol. 98-17 (Pennington, NJ: The Electrochemical Society, 1999), p. 289-302.

20. J. Charles. Duplex Families and Applications: A Review, Part 2. Stainless Steel World, 67-70, 2015.

21. J. Charles. Duplex Families and Applications: A Review, Part 3. Stainless Steel World, 1-4, 2015.

22. Wan J., Lou Y., Ruan H. The partition coefficient of alloying elements and its influence on the pitting corrosion resistance of 15Cr-2Ni duplex stainless steel // Corrosion Science, 139, 13-20, 2018.

23. Hibner, E., Tassen, S., Skogsberg, J. Effect of Alloy Nickel Content vs PREN on the Selection of Austenitic Oil Country Tubular Goods for Sour Gas Service. CORROSION, 106, 1998.

24. ISO 13709; Centrifugal pumps for petroleum, petrochemical and natural gas industries. International Organization for Standardization: Geneva, Switzerland, 2003.

25. Cleland, J. H. What does the pitting resistance equivalent really tell us? Engineering Failure Analysis, 3(1), 65-69, 1996.

26. Guo, Y., Hu, J., Li, J., Jiang, L., Liu, T., Wu, Y. Effect of annealing temperature on the mechanical and corrosion behavior of a newly developed novel lean duplex stainless steel. Materials, 2014, 7, 6604-6619.

27. Yang, Y., Tan, H., Zhang, Z., Wang, Z., Jiang, Y., Jiang, L., Li, J. Effect of annealing temperature on the pitting corrosion behavior of UNS S82441 duplex stainless steel. Corrosion, 2013, 69, 167-173.

28.Tsai, W. T., Chen, J. R. Galvanic corrosion between the constituent phases in duplex stainless steel. Corrosion Science, 49(9), 3659-3668, 2007.

29. Knyazeva, M., Pohl, M. Duplex steels. Part II: Carbides and nitrides. Metallogr. Microstruct. Anal. 2013, 2, 343-351.

30. Yongqiang, W., Hao, S., Na, L., Yanhao, X., Hemin, J. Effect of sigma phase precipitation on the pitting corrosion mechanism of duplex stainless steels. Int. J. Electrochem. Sci. 2018, 13, 9868-9887.

31. СТО ИНТИ S.10.1-2020. Насосы центробежные для нефтегазовой, нефтяной, нефтехимической и газовой промышленности. Общие технические условия. - М., 2020.

32. ГОСТ 32601-2013. Насосы центробежные для нефтяной, нефтехимической и газовой промышленности. Общие технические требования. - М., 2014.

33. Zhang, Q., Singaravelu, A. S. S., Zhao, Y., Jing, T., Chawla, N. Mechanical properties of a thermally-aged cast duplex stainless steel by nanoindentation and micropillar compression. Materials Science and Engineering: A. 743: 520-528, 2019.

34. Lee, H. J., Kong, B. S., Obulan Subramanian, G., Heo, J., Jang, C., Lee, K.-S. Evaluation of thermal aging of 5-ferrite in austenitic stainless steel weld using nanopillar compression test. Scripta Materialia. 155: 32-36, 2018.

35. Badyka, R., Monnet, G., Saillet, S., Domain, C., Pareige, C. Quantification of hardening contribution of G-phase precipitation and spinodal decomposition in aged duplex stainless steel: APT analysis and micro-hardness measurements. Journal of Nuclear Materials. 514: 266-275, 2019.

36. He, J., Han, G., Fukuyama, S., Yokogawa K. Tensile behaviour of duplex stainless steel at low temperatures. Mater. Sci. Technol. 15, 909-920, 1999.

37. Guocai, C., Peter, S. Mechanisms for cleavage fracture in duplex stainless steels. In Proceedings of the 13th International Conference on Fracture, Beijing, China, 16-21 June 2013.

38. Groth, H. L., Pilhagen, J., Vishnu, R., Jonsson, J. Y. Use of duplex stainless steels at low temperatures. A new way to present toughness-temperature-thickness data. In Proceedings of the Conference Stainless Steels in Structures - 5th International Experts Seminar, London, UK, 18-19, 2017.

39. Busschaert, F., Cassagne, T., Pedersen, A., Johnsen, S. New challenges for the use of duplex stainless steels at low temperatures. Metallurgical Research & Technology, 2013, 110(3), 185-197.

40. Cisse, S., Le Manchet, S., Paul, D., Villaret, V. Duplex stainless steels for low temperature applications. In ISOPE International Ocean and Polar Engineering Conference (ISOPE-I), 2017.

41. ASTM A995/A995M; Standard Specification for Castings, Austenitic-Ferritic (Duplex) Stainless Steel, for Pressure-Containing Parts. ASTM International: West Conshohocken, PA, USA, 2020.

42. Chan, K. W., Tjong, S. C. Effect of secondary phase precipitation on the corrosion behavior of duplex stainless steels. Materials, 2014, 7(7), 5268-5304.

43. Ressel, G., Gsellmann, M., Brandl, D., Landefeld, A., Keplinger, A., Zhang, Z. L., Schnitzer, R. Copper and its effects on microstructure and correlated tensile

properties of super duplex stainless steels. Materials Science and Engineering: A, 2021, 821, 141544.

44. de Lima, H. M. L. F., Tavares, S. S. M., Martins, M., Araújo, W. S. The effect of copper addition on the corrosion resistance of cast duplex stainless steel. Journal of Materials Research and Technology, 2019, 8(2), 2107-2119.

45. EN 10213-4; Technical delivery conditions for steel castings for pressure purposes

- Part 4: Austenitic and austenitic-ferritic steel grades, 1996.

46. EN 10283; Corrosion resistant steel castings, 2019.

47. NORSOK standard M-630; Material data sheets for piping, Norway, 2013.

48. Bain, E. C., Griffiths, W. E. An introduction to the iron-chromium-nickel alloys. Trans. Aime, 75(166), 166-211, 1927.

49. Schaeffler, A. L. Constitution diagram for stainless steel weld metal. Metal progress, 56(11), 680, 1949.

50. Bonnet, S., Bourgoin, J., Champredonde, J., Guttmann, D., Guttmann, M. Relationship between evolution of mechanical properties of various cast duplex stainless steels and metallurgical and aging parameters: outline of current EDF programmes. Materials Science and Technology, 6(3), 221-229, 1990.

51. Chopra, O. K. Estimation of fracture toughness of cast stainless steels in LWR systems, 1990.

52. Sánchez, R., Moreno, I., Almagro, J., Botella, J., Llovet, X. Effects of composition and thermal history on the phase balance and elements distribution of standard and modified duplex stainless steels, Conf. In Proc. 4th Stainless Steel Science and Market Congress, Paris, 2002.

53. Srikanth, S., Saravanan, P., Govindarajan, P., Sisodia, S., Ravi, K. Development of lean duplex stainless steels (LDSS) with superior mechanical and corrosion properties on laboratory scale. Advanced Materials Research, 794, 714-730, 2013.

54. Уткина К.Н. Разработка технологических и композиционных способов управления качеством супердуплексных сталей : дис. ... канд. техн. наук.

- М., 2024. - 142 с.

55. Rajasekhar, K., Harendranath, C. S., Raman, R., Kulkarni, S. D. Microstructural evolution during solidification of austenitic stainless steel weld metals: a color metallographic and electron microprobe analysis study. Materials Characterization, 38(2), 53-65, 1997.

56. Ohmori, Y., Nakai, K., Ohtsubo, H., Isshiki, Y. Mechanism of Widmanstätten austenite formation in a 5/y duplex phase stainless steel. ISIJ international, 35(8), 969-975, 1995.

57. Fritz, J., Moe, G. Practical guide to using duplex stainless steels. Second edition, 20 pp., 2020.

58. Alvarez-Armas, I., Degallaix-Moreuil, S. Duplex stainless steels. John Wiley & Sons, 2013.

59. Lee, K. M., Cho, H. S., Choi, D. C. Effect of isothermal treatment of SAF 2205 duplex stainless steel on migration of 5/y interface boundary and growth of austenite. Journal of Alloys and Compounds, 285(1-2), 156-161., 1999.

60. Willis, C. F., Gronsky, R., Devine, T. M. Carbide precipitation in welds of two-phase austenitic-ferritic stainless steel. Metallurgical Transactions A, 22, 28892902., 1991.

61. Southwick, P. D., Honeycombe, R. W. K. Precipitation of M23C6 at austenite/ferrite interfaces in duplex stainless steel. Metal science, 16(10), 475-482, 1982.

62. Willis, C. F., Gronsky, R., Devine, T. M. Carbide precipitation in welds of two-phase austenitic-ferritic stainless steel. Metallurgical Transactions A, 22, 28892902, 1991.

63. Ramirez, A. J., Lippold, J. C., Brandi, S. D. The relationship between chromium nitride and secondary austenite precipitation in duplex stainless steels. Metallurgical and materials transactions A, 34, 1575-1597, 2003.

64. Treitschke, W., Tammann, G. LIII. Über die Legierungen des Eisens mit Chrom. Zeitschrift für anorganische Chemie, 55(1), 402-411, 1907.

65. Bain, E. C., Griffiths, W. E. An introduction to the iron-chromium-nickel alloys. Trans. Aime, 75(166), 166-211, 1927.

66. Jett, E. R., Foote, F. The Fe-Cr alloy system. Metals and Alloys, 7(8), 207-210, 1936.

67. Bergman, B. G., Shoemaker, D. P. The Space Group of the o-FeCr Crystal Structure. The Journal of Chemical Physics, 19(4), 515-515, 1951.

68. Cortie M. B., Jackson E. M. L. E. M., Simulation of the precipitation of sigma phase in duplex stainless steels, Metall. Mater. Trans. A, 28, 2477-2484, 1997.

69. Kobayashi, D. Y., Wolynec, S. Evaluation of the low corrosion resistant phase formed during the sigma phase precipitation in duplex stainless steels. Materials Research, 2, 239-247, 1999.

70. Nilsson, J. O., Wilson, A. Influence of isothermal phase transformations on toughness and pitting corrosion of super duplex stainless steel SAF 2507. Materials Science and Technology, 9(7), 545-554., 1993.

71. Villanueva, D. E., Junior, F. C. P., Plaut, R. L., Padilha, A. F. Comparative study on sigma phase precipitation of three types of stainless steels: austenitic, superferritic and duplex. Materials Science and Technology, 22(9), 1098-1104, 2006.

72. Pohl, M., Storz, O. Sigma-phase in duplex-stainless steels. International Journal of Materials Research, 95(7), 631-638, 2022.

73. Nilsson, J. O. Super duplex stainless steels. Materials science and technology, 8(8), 685-700, 1992.

74. Smuk O., Microstructure and properties of modern P/M super duplex stainless steels, PhD. Thesis, Dept. Mater. Sci., KTH, Stockholm, Sweden, 2004.

75. Hall, E. O. The deformation and ageing of mild steel: III discussion of results. Proceedings of the Physical Society. Section B, 64(9), 747., 1951.

76. Petch, N. J. The cleavage strength of polycrystals. J. Iron Steel Inst., 174, 25-28, 1953.

77. Rouby, M., Blanchard, P. Propriétés physiques et mécaniques des aciers et alliages inoxydables. Les aciers inoxydables. Les Ulis, France: Les Editions de Physique, 565-610, 1990.

78. Floreen, S., Hayden, H. W. The influence of austenite and ferrite on the mechanical properties of two-phase stainless steels having microduplex structures. ASM Trans Quart, 61(3), 489-499, 1968.

79. Gradwell, K., Chance, J., Coop, W. Thick Section Castings for the Pump Industry in 25 Chromium - 5 Nickel Duplex Stainless Steels. Materials of Construction of Fluid Machinery and Their Relationship to Design and Performance, 49-64, 1981.

80. Nordberg H., Mechanical properties of austenitic and duplex stainless steels, La Metall. Ita., 85, 147-154, 1994.

81. Chung, H. M. Aging and life prediction of cast duplex stainless steel components. International journal of pressure vessels and piping, 50(1-3), 179-213, 1992.

82. Devillers-Guerville, L. Rupture d'aciers inoxydables austéno-ferritiques moules, fragilises par vieillissement à 350-400 °С: aspects microstructuraux-simulation numérique de la dispersion et des effets d'échelle, PhD thesis, Ecole des Mines de Paris, 1998.

83. Aramburu, L. S. Fragilizacion por envejecimiento a baja temperatura en aceros inoxidables austenoferriticos (Doctoral dissertation, Universidad de Cantabria), 1996.

84. Calliari, I., Magrini, M., Ramous, E. Measurements of secondary phases content in a 22Cr 5Ni duplex stainless steel. Practical Metallography, 42(2), 74-88., 2005.

85. Calliari, I., Brunelli, K., Dabalà, M., Ramous, E. Measuring secondary phases in duplex stainless steels. Jom, 2009, 61, 80-83.

86. Norstrom, L. Â., Pettersson, S., Nordin, S. o-Phase Embrittlement in Some ferritic-austenitic stainless steels. Materialwissenschaft und Werkstofftechnik, 12(7), 229-234., 1981.

87. Udarne, P., Nerjavnega, I. D. Impact-toughness investigations of duplex stainless steels. Materiali in tehnologije, 49(4), 481-486, 2015.

88. Chan, K. W., Tjong, S. C. Effect of secondary phase precipitation on the corrosion behavior of duplex stainless steels. Materials, 7(7), 5268-5304, 2014.

89. Zhao, Y., Liu, X., Li, X., Wang, Y., Zhang, W., Liu, Z. Pitting corrosion behavior in novel Mn-N alloyed lean duplex stainless steel containing Cu. Journal of materials science, 53, 824-836, 2018.

90. Caluscio Dos Santos, D., Monfrinatti Macarrao, I., Magnabosco, R. Relation between pitting potential and PREN values for ferrite and austenite in duplex stainless steels. BHM Berg- und Hüttenmännische Monatshefte, 165(1), 46-50, 2020.

91. Garfias-Mesias, L. F., Sykes, J. M., Tuck, C. D. S. The effect of phase compositions on the pitting corrosion of 25 Cr duplex stainless steels in chloride solutions. Corrosion Science, 12(38), 2267, 1996.

92. Miranda, M. R., Sasaki, J. M., Tavares, S. S. M., De Abreu, H. F. G., Neto, J. M. The use of X-ray diffraction, microscopy, and magnetic measurements for analysing microstructural features of a duplex stainless steel. Materials characterization, 54(4-5), 387-393, 2005.

93. ГОСТ Р 53686. Сварка. Определение содержания ферритной фазы в металле сварного шва аустенитных и двухфазных феррито-аустенитных хромоникелевых коррозионностойких сталей. - М., 2011.

94. ISO 8249; Welding - Determination of Ferrite Number (FN) in austenitic and duplex ferritic-austenitic Cr-Ni stainless steel weld metals. International Organization for Standardization: Geneva, Switzerland, 2018.

95. Farrar, J. C. M. The measurement of ferrite number (FN) in real weldments. Welding in the World, 49(5), 13-21, 2005.

96. Varbai, B., Pickle, T., Majlinger, K. Development and comparison of quantitative phase analysis for duplex stainless steel weld. Periodica Polytechnica Mechanical Engineering, 2018, 62(3), 247-253.

97. ASTM E562-19e1; Standard Test Method for Determining Volume Fraction by Systematic Manual Point Count. ASTM International: West Conshohocken, PA, USA, 2020.

98. Michalska, J., Sozanska, M. Qualitative and quantitative analysis of o and X-phases in 2205 duplex stainless steel. Materials Characterization, 56(4-5), 355362, 2006.

99. Llorca-Isern, N., Lopez-Luque, H., Lopez-Jimenez, I., Biezma, M. V. Identification of sigma and chi phases in duplex stainless steels. Materials Characterization, 2016, 112, 20-29.

100. Vander Voort, G. F., Manilova, E. P. Hints for imaging phases in steels. Advanced materials & processes, 2005, 163(2), 32-37.

101. Francis, R., Byrne, G. Duplex Stainless Steel Quality-ASTM A923 vs ISO 17781. Stainless Steel World, 1, 2022.

102. ASTM A1084-15a; Standard Test Method for Detecting Detrimental Phases in Lean Duplex Austenitic/Ferritic Stainless Steels. ASTM International: West Conshohocken, PA, USA, 2022.

103. ASTM A923-22; Standard Test Methods for Detecting Detrimental Intermetallic Phase in Duplex Austenitic/Ferritic Stainless Steels. ASTM International: West Conshohocken, PA, USA, 2023.

104. Escriba, D. M., Materna-Morris, E., Plaut, R. L., Padilha, A. F. Intermetallic phase precipitation in duplex stainless steels during high temperature exposition. In Materials Science Forum, 2010, Vol. 636, pp. 478-484.

105. Hosseini, V., Hurtig, K., Eyzop, D., Ostberg, A., Janiak, P., Karlsson, L. Ferrite content measurement in super duplex stainless steel welds. Welding in the World, 2019, 63, 551-563.

106. Bale, C.W., Belisle, E., Chartrand, P., Decterov, S.A., Eriksson, G., Hack, K., Jung, I.-H., Kang, Y.-B., Melan5on, J., Pelton, A.D., et al. FactSage Thermochemical Software and Databases - Recent Developments. Calphad-Comput. Coupling Phase Diagr. Thermochem., 33, 295-311, 2009.

107. Andersson, J.O., Helander, T., Hoglund, L., Shi, P., Sundman, B. Thermo-Calc & DICTRA, computational tools for materials science. Calphad 2002, 26, 273-312, 2002.

108. ASTM G48-11(2020)e1; Standard Test Methods for Pitting and Crevice Corrosion Resistance of Stainless Steels and Related Alloys by Use of Ferric Chloride Solution. ASTM International: West Conshohocken, PA, USA, 2020.

109. ISO 17475; Corrosion of metals and alloys - Electrochemical test methods - Guidelines for conducting potentiostatic and potentiodynamic polarization measurements. International Organization for Standardization: Geneva, Switzerland, 2005.

110. ГОСТ 1497. Металлы. Методы испытаний на растяжение. - М., 1986.

111. ГОСТ 9454. Металлы. Метод испытания на ударный изгиб при пониженных, комнатной и повышенных температурах. - М., 1979.

112. Fedorov A., Zhitenev A., Strekalovskaya D., Kur A., Quantitative Description of the Microstructure of Duplex Stainless Steels Using Selective Etching. Mater. Proc., 2021, 3, 4.

113. ASTM E1245; Standard Practice for Determining the Inclusion or Second-Phase Constituent Content of Metals by Automatic Image Analysis. ASTM International: West Conshohocken, PA, USA, 2023.

114. Fedorov A., Zhitenev A., Strekalovskaya D., Kur A., Alkhimenko A. Quantitative Description of Duplex Stainless Steels Microstructure Using Selective Etching. Metals, 2021, 11(11), 1750.

115. Kazakov A. A., Zhitenev A. I., Fedorov A. S., Fomina O. V. Development of duplex stainless steels compositions. CIS Iron and Steel Review Vol. 18, 2019, pp. 20-26.

116. Казаков А.А., Житенев А.И., Федоров А.С., Фомина О.В. Прогнозирование перспективных составов дуплексных коррозионностойких сталей. Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. - 2020. -Т. 63. - № 3-4. - С. 254-260.

117. Kazakov, A. A., Zhitenev, A. I., Ishpaev, P. A., Fomina, O. V., Melnikov, P. V. Hot physical simulation of 5-ferrite behavior at production and welding of high-nitrogen corrosion-resistant steels. CIS Iron and Steel Review, 19, 48-55, 2020.

118. Житенев А. И., Федоров А. С., Ковалев П. В., Стрекаловская Д. А., Альхименко А. А. Литая структура и свойства дуплексных нержавеющих сталей. Известия высших учебных заведений. Черная Металлургия. - 2022. -Т. 65. - № 5. - С. 323-332.

119. Zhitenev A. I., Fedorov A.S., Kovalev P. V., Strekalovskaya D. A., Alkhimenko A. A. Cast Structure and Properties of Duplex Stainless Steels. Steel in Translation, vol. 52, 2022, pp. 479-486.

120. Fedorov A., Zhitenev, A., Strekalovskaya, D. Effect of heat treatment on the microstructure and corrosionproperties of cast duplex stainless steels. E3S Web of Conferences 225, 01003, 2021.

121. Lifshitz I.M., Slyozov V.V. The kinetics of precipitation from supersaturated solid solutions. Journal of Physics and Chemistry of Solids. 1961, vol. 19, № 1-2, pp. 35-50.

122. Wessman, S.; Wilson, A.; Hertzman, S.; Pettersson, R. An experimental and theoretical evaluation of microstructure coarsening in duplex stainless steels. Steel Res. Int. 2013, 84, 1126-1137.

123. De Rezende S.C., Cronemberger M.E.R., Silva R., Rovere C.A.D., Kuri S.E., de Sousa L.L., Mariano N.A. Effect of solution annealing time on the microstructure and corrosion resistance of duplex stainless steel. Materials Science Forum. 2018, vol. 930, pp. 374-379.

124. Knyazeva, M., Pohl, M. Duplex steels: Part I: Genesis, formation, structure. Metallogr. Microstruct. Anal. 2013, 2, 113-121.

125. Wessman, S., Pettersson, R., Hertzman, S. On phase equilibria in duplex stainless steels. Steel Res. Int. 2010, 81, 337-346.

126. Lapechenkov A, Fedorov A., Galata L., Piskarev A. Comparative analysis of the corrosion resistance of UNS S31200 duplex stainless steel and its analogue. Materials Today: Proceedings Volume 30, Part 3, 2020, pp. 361-364.

127. Fedorov A., Karasev V., Kovalev P. Features of Crevice Corrosion of Different Grades of Duplex Stainless Steels. Key Engineering Materials Vol. 943, 2023, pp. 65-70.

128. Pettersson, N., Pettersson, R.F., Wessman, S. Precipitation of chromium nitrides in the super duplex stainless steel 2507. Metall. Mater. Trans. A 2015, 46, 1062-1072.

129. Fedorov A., Zhitenev A., Karasev V., Alkhimenko A., Kovalev P. Development of a Methodology for the Quality Management of Duplex Stainless Steels. Materials, 2022, 15(17), 6008.

130. Fedorov A., Karasev, V., Kovalev, P., Shaposhnikov, N., Zhitenev, A. Development of Thermodynamic Criteria for Determining the Composition of Duplex Stainless Steels with High Corrosion Resistance. Materials, 2024, 17(2), 294.

131. Wang, R., Imagawa, M., Honda, M., Fukuhara, H. Single loop electrochemical potentiokinetic reactivation behaviour of continuously cooled SUS329J4L duplex stainless steel. Int J Mech Syst Eng, 2017, 3(1).

132. Deng, B., Wang, Z., Jiang, Y., Wang, H., Gao, J., Li, J. Evaluation of localized corrosion in duplex stainless steel aged at 850 C with critical pitting temperature measurement. Electrochimica Acta, 54(10), 2009, 2790-2794.

133. de Souza, D. D. B. G., Vilarinho, L. O. Influence of present phases in corrosion and mechanical behavior of UNS S31803 duplex stainless steel welded by conventional short circuit MIG/MAG process. Journal of Materials Research and Technology, 9(5), 2020, 11244-11254.

134. Zhang, B., Jiang, Z., Li, H., Zhang, S., Feng, H., Li, H. Precipitation behavior and phase transformation of hyper duplex stainless steel UNS S32707 at nose temperature. Materials Characterization, 2017, 129, 31-39.

135. Nilsson, J. O. Super duplex stainless steels. Materials science and technology, 1992, 8(8), 685-700.

136. Processing Manual of Duplex Stainless Steel, 2nd vers. - London, UK: International Molybdenum Association (IMOA), 2009.

137. Nilsson, J. O., Chai, G. The physical metallurgy of duplex stainless steels. Sandviken: Sandvik Materials Technology, R&D Centre, 1997.

138. Calliari, I., Breda, M., Gennari, C., Pezzato, L., Pellizzari, M., Zambon, A. Investigation on solid-state phase transformations in a 2510 duplex stainless steel grade. Metals, 2020, 10(7), 967.

139. Campbell, R. D. Ferritic stainless steel welding metallurgy. Key Engineering Materials, 1992, 69, 167-216.

140. Souza, E. C., Bueno, R. F., Fortulan, C. A., Rollo, J. M. Dilatometric cycles in the study of precipitation of intermetallic phases in duplex stainless steels. Materials Research, 2020, 23, e20200252.

141. Wang, Y. Q., Han, J., Wu, H. C., Yang, B., Wang, X. T. Effect of sigma phase precipitation on the mechanical and wear properties of Z3CN20. 09M cast duplex stainless steel. Nuclear Engineering and Design, 2013, 259, 1-7.

142. de Albuquerque Vicente, A., D'silva, P. A., de Souza, R. L., dos Santos, I. L., de Aguiar, R. R., Junior, A. B. B. The use of duplex stainless steel filler metals to avoid hot cracking in GTAW welding of austenitic stainless steel AISI 316L. International Journal of Advanced Engineering Research and Science, 2020, 7, 345-355.

143. Koniorczyk, P., Sienkiewicz, J., Zmywaczyk, J., D^bski, A., Zielinski, M., Preiskorn, M. Effect of microstructure on thermophysical properties of heat-treated duplex steel. Materials, 2021, 14(20), 6043.

144. Biezma, M. V., Martin, U., Linhardt, P., Ress, J., Rodriguez, C., Bastidas, D. M. Non-destructive techniques for the detection of sigma phase in duplex stainless steel: a comprehensive review. Engineering Failure Analysis, 2021, 122, 105227.

ПРИЛОЖЕНИЕ А Акты внедрения результатов диссертации

и РОССИЯ

'ИГЛ^^У Открытое акционерное общество

«НОВОМОСКОВСКИЙ МАШИНОСТРОИТЕЛЬНЫЙ ЗАВОД»

(ОАО «НМЗ») Член Российской торгово-промышленной палаты

пос. Шахта 35, д. 25, Новомосковский р-н. Тульская обл., 301680 Тел/факс [phone] e-mail: [e-mail]; [e-mail]; [e-mail] http://nmzvd.ru/ _ОКПО 03216982 ОГР11 1027101413778_ИНН/К1111 7116001197/711601001

УТВЕРЖДАЮ

Генеральный директор

ООО «Интерком» УК ОАО «НМЗ»

АКТ

внедрения результатов диссертационной работы Федорова Александра Сергеевича (руководитель к.т.н., доц. Ковалев Павел Валерьевич) на тему «Разработка методик прогнозирования качества перспективных литых дуплексных коррозионностойких сталей для совершенствования технологии их производства», представленной на соискание ученой степени кандидата технических наук по специальности 2.6.1 «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов».

Настоящим удостоверяем, что:

1. Разработанные Федоровым А. С. критерии для управления фазовым и химическим составом литых дуплексных сталей прошли успешное промышленное опробование в условиях действующего производства ОАО «Новомосковский машиностроительный завод». Был оптимизирован химический состав в рамках выплавляемой марки

26Сг-7Ы1-4Мо-Ы (ЕК 1.4469) и предложен режим ее термической обработки, позволяющий достичь требуемых коррозионных свойств.

2. Эффективность предложенного подхода была подтверждена проведением серии опытных плавок и последующих термических обработок в период с июня по август 2023 г. В настоящее время подготовлены соответствующие изменения в действующие технологические документы.

Генеральный директор ООО "Интерком" УК ОАО «НМЗ»Леваднев

29.08.24

ЦНИИТМАШ РОСАТОМ

ГОСУДАРСТВЕННАЯ КОРПОРАЦИЯ ПО АТОМНОЙ ЭНЕРГИИ «РОСАТОМ» АО «НПО «ЦНИИТМАШ»

УТВЕРЖДАЮ

>го директора -ipéKTop ИМиМ Иванов И.А.

использования методики количественной оценки фазовых составляющих в дуплексных коррозионностойких сталях, разработанной в рамках диссертационной работы Федорова Александра Сергеевича (научный руководитель к.т.н., доцент, Ковалев Павел Валерьевич) на тему «Разработка методик прогнозирования качества перспективных литых дуплексных коррозионностойких сталей для совершенствования технологии их производства», представленной на соискание ученой степени кандидата технических наук по специальности 2.6.1 «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов».

Настоящим удостоверяем, что разработанная Федоровым A.C. методика количественной оценки фазовых составляющих в дуплексных коррозионностойких сталях, основанная на селективном травлении с последующим распознаванием фазовых составляющих при помощи автоматического анализатора изображений, была успешно опробована в ряде научно-исследовательских работ, проводимых ГНЦ РФ АО «НПО «ЦНИИТМАШ»:

• «Разработка технологии производства заготовок корпусов арматуры и ЕЖУ из супердуплексной (аустенитно-ферритной) коррозионностойкой стали типа 03Х23Н6М4ДЭАБ и изготовление опытных партий изделий», договор № 190555.11.ХД.000 от 08 июля 2019 г.;

• «Проведение работ по разработке и внедрению технологии изготовления качественных поковок из стали марки UNS S32750, полностью соответствующих требованиям P015-D07-T-016 (включая выплавку и разливку стали в кузнечный слиток, деформационный передел (ковку) и

термическую обработку)» договор №83-04/004/19/190381.11.ХД.000 от 01 апреля 2019г.;

• «Проведение работ по разработке и внедрению технологии изготовления качественных поковок из стали марки UNS S32750 электрошлакового переплава (ЭШП), полностью соответствующих требованиям P015-D07-T-016 (включая выплавку и разливку расходуемых электродов, ЭШП в кристаллизатор ф450 мм, деформационный передел (ковку) и термическую обработку)» договор №83-04/004/19/190381.11.ХД.000 от 01 апреля 2019г.

Заведующий лабораторией

спецэлектрометаллургии АО «НПО «ЦНИИТМАШ», д.т.н.

Левков Л.Я.

175

ПРИЛОЖЕНИЕ Б Дифрактограммы исследуемых сталей

а)

б)

в) г)

Рисунок 1 - Дифрактограммы стали Fe-21Cr после закалки с температуры: а) 1050 °С; б) 1100 °С; в) 1200 °С; г) 1250 °С

sa

О

О

о

о

а\

hd s

о

a

0 «

to

1

to s

е-

43 sa

п

О

I—1 О

о H о р

о

П и

to о о

о

О

ю

Ui

о

о

о

s ч

П)

to

LO

О

>-!

а о о

Й П) со

sa «

« S

H п>

а

П) 43

Интенсивность, отн. ед.

Интенсивность, отн. ед.

sa

О

О

о

о

а\

hd s

о

a

0 «

LO

1

Й S

43 sa

п

О

I—1 О

о H о р

о

П и

to о о

о

О

ю

Ui

о

о

о

s

4

П)

to

On

О

>-!

а о о

U а

со

sa «

«

5

H п>

а

П) 43

Интенсивность, отн. ед Интенсивность, отн. ед.

Интенсивность, отн. ед

Интенсивность, отн. ед

178

ПРИЛОЖЕНИЕ В База данных химических составов и соответствующих им значений разработанных критических температур

Таблица 1 - База данных химических составов для получения уравнений

Элемент, масс. % Значения критических температур

C Mn № Mo N Si т8/у 1 50/50 п 1 0

0,03 19 1 5 1 0,01 1 0 1122 740 -

0,03 20 1 5 1 0,01 1 0 1071 753 -

0,03 21 1 5 1 0,01 1 0 1005 772 -

0,03 19 1 6 1 0,01 1 0 1182 761 -

0,03 20 1 6 1 0,01 1 0 1140 783 -

0,03 21 1 6 1 0,01 1 0 1089 793 -

0,03 22 1 6 1 0,01 1 0 1031 804 -

0,03 19 1 7 1 0,01 1 0 1235 785 -

0,03 20 1 7 1 0,01 1 0 1193 801 -

0,03 21 1 7 1 0,01 1 0 1150 809 -

0,03 22 1 7 1 0,01 1 0 1105 814 -

0,03 23 1 7 1 0,01 1 0 1052 825 -

0,03 19 1 8 1 0,01 1 0 1283 804 -

0,03 20 1 8 1 0,01 1 0 1246 814 -

0,03 21 1 8 1 0,01 1 0 1208 822 -

0,03 22 1 8 1 0,01 1 0 1163 830 -

0,03 23 1 8 1 0,01 1 0 1121 835 -

0,03 24 1 8 1 0,01 1 0 1071 841 -

0,03 25 1 8 1 0,01 1 0 1013 849 -

0,03 20 1 9 1 0,01 1 0 1289 823 -

0,03 21 1 9 1 0,01 1 0 1255 833 -

0,03 22 1 9 1 0,01 1 0 1217 833 -

0,03 23 1 9 1 0,01 1 0 1175 841 -

0,03 24 1 9 1 0,01 1 0 1128 849 -

0,03 25 1 9 1 0,01 1 0 1084 854 -

0,03 26 1 9 1 0,01 1 0 1027 859 -

0,03 22 1 10 1 0,01 1 0 1263 844 -

0,03 23 1 10 1 0,01 1 0 1224 851 -

0,03 24 1 10 1 0,01 1 0 1185 854 -

0,03 25 1 10 1 0,01 1 0 1141 859 -

0,03 26 1 10 1 0,01 1 0 1095 864 -

0,03 27 1 10 1 0,01 1 0 1048 872 -

0,03 19 2 5 1 0,01 1 0 1144 761 -

0,03 20 2 5 1 0,01 1 0 1095 771 -

0,03 21 2 5 1 0,01 1 0 1035 784 -

0,03 19 2 6 1 0,01 1 0 1204 776 -

0,03 20 2 6 1 0,01 1 0 1157 789 -

0,03 21 2 6 1 0,01 1 0 1108 799 -

0,03 22 2 6 1 0,01 1 0 1056 805 -

0,03 19 2 7 1 0,01 1 0 1250 794 -

0,03 20 2 7 1 0,01 1 0 1214 802 -

0,03 21 2 7 1 0,01 1 0 1167 810 -

0,03 22 2 7 1 0,01 1 0 1118 815 -

0,03 23 2 7 1 0,01 1 0 1069 820 -

0,03 24 2 7 1 0,01 1 0 1015 825 -

0,03 19 2 8 1 0,01 1 0 1294 810 -

0,03 20 2 8 1 0,01 1 0 1261 815 -

0,03 21 2 8 1 0,01 1 0 1217 820 -

0,03 22 2 8 1 0,01 1 0 1178 825 -

0,03 23 2 8 1 0,01 1 0 1136 833 -

0,03 24 2 8 1 0,01 1 0 1084 838 -

0,03 25 2 8 1 0,01 1 0 1030 844 -

0,03 21 2 9 1 0,01 1 0 1268 833 -

0,03 22 2 9 1 0,01 1 0 1230 841 -

0,03 23 2 9 1 0,01 1 0 1188 845 -

0,03 24 2 9 1 0,01 1 0 1144 851 -

0,03 25 2 9 1 0,01 1 0 1095 851 -

0,03 26 2 9 1 0,01 1 0 1048 859 -

0,03 19 2 10 1 0,01 1 0 1372 805 -

0,03 20 2 10 1 0,01 1 0 1345 836 -

0,03 21 2 10 1 0,01 1 0 1312 846 -

0,03 22 2 10 1 0,01 1 0 1275 846 -

0,03 23 2 10 1 0,01 1 0 1238 851 -

0,03 24 2 10 1 0,01 1 0 1198 856 -

0,03 26 2 10 1 0,01 1 0 1108 864 -

0,03 27 2 10 1 0,01 1 0 1059 869 -

0,03 28 2 10 1 0,01 1 0 1007 869 -

0,03 19 3 5 1 0,01 1 0 1162 774 -

0,03 20 3 5 1 0,01 1 0 1113 787 -

0,03 21 3 5 1 0,01 1 0 1059 794 -

0,03 19 3 6 1 0,01 1 0 1219 789 -

0,03 20 3 6 1 0,01 1 0 1173 797 -

0,03 21 3 6 1 0,01 1 0 1126 802 -

0,03 22 3 6 1 0,01 1 0 1074 812 -

0,03 23 3 6 1 0,01 1 0 1017 818 -

0,03 19 3 7 1 0,01 1 0 1266 805 -

0,03 20 3 7 1 0,01 1 0 1227 812 -

0,03 21 3 7 1 0,01 1 0 1183 818 -

0,03 22 3 7 1 0,01 1 0 1139 823 -

0,03 23 3 7 1 0,01 1 0 1087 825 -

0,03 24 3 7 1 0,01 1 0 1033 833 -

0,03 20 3 8 1 0,01 1 0 1274 823 -

0,03 21 3 8 1 0,01 1 0 1232 825 -

0,03 22 3 8 1 0,01 1 0 1193 833 -

0,03 23 3 8 1 0,01 1 0 1147 838 -

0,03 24 3 8 1 0,01 1 0 1097 841 -

0,03 25 3 8 1 0,01 1 0 1046 846 -

0,03 21 3 9 1 0,01 1 0 1280 833 -

0,03 22 3 9 1 0,01 1 0 1240 838 -

0,03 23 3 9 1 0,01 1 0 1201 844 -

0,03 24 3 9 1 0,01 1 0 1157 846 -

0,03 25 3 9 1 0,01 1 0 1110 851 -

0,03 26 3 9 1 0,01 1 0 1059 856 -

0,03 27 3 9 1 0,01 1 0 1004 859 -

0,03 22 3 10 1 0,01 1 0 1284 846 -

0,03 23 3 10 1 0,01 1 0 1250 851 -

0,03 24 3 10 1 0,01 1 0 1209 851 -

0,03 25 3 10 1 0,01 1 0 1165 856 -

0,03 26 3 10 1 0,01 1 0 1118 862 -

0,03 27 3 10 1 0,01 1 0 1069 864 -

0,03 28 3 10 1 0,01 1 0 1017 867 -

0,03 19 4 5 1 0,01 1 0 1178 781 -

0,03 20 4 5 1 0,01 1 0 1131 792 -

0,03 21 4 5 1 0,01 1 0 1077 797 -

0,03 22 4 5 1 0,01 1 0 1017 802 -

0,03 19 4 6 1 0,01 1 0 1232 797 -

0,03 20 4 6 1 0,01 1 0 1188 805 -

0,03 21 4 6 1 0,01 1 0 1139 810 -

0,03 22 4 6 1 0,01 1 0 1090 815 -

0,03 23 4 6 1 0,01 1 0 1033 820 -

0,03 19 4 7 1 0,01 1 0 1279 812 -

0,03 20 4 7 1 0,01 1 0 1240 815 -

0,03 21 4 7 1 0,01 1 0 1196 820 -

0,03 22 4 7 1 0,01 1 0 1149 825 -

0,03 23 4 7 1 0,01 1 0 1100 825 -

0,03 24 4 7 1 0,01 1 0 1046 833 -

0,03 20 4 8 1 0,01 1 0 1284 825 -

0,03 21 4 8 1 0,01 1 0 1245 831 -

0,03 22 4 8 1 0,01 1 0 1204 836 -