CC BY
153
DOI 10.5862/JEST.238.14 УДК 621.78
А.М. Добротворский, Е.Л. Гюлиханданов, Е.И. Масликова
ДЕГРАДАЦИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ТРУБ ИЗ ТЕПЛОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ ПОСЛЕ ДЛИТЕЛЬНОЙ ЭКСПЛУАТАЦИИ НА НЕФТЕПЕРЕРАБАТЫВАЮЩИХ ПРЕДПРИЯТИЯХ
A.M. Dobrotvorsky, E.L. Gyulihandanov, E.T. Maslikova
THE DEGRADATION OF THE STRUCTURE OF HEAT-RESISTANT STEEL TUBES AFTER LONG-TERM USE IN THE PETROCHEMICAL INDUSTRY
В работе проведен экспериментный анализ структуры и механических свойств металла печных змеевиков из коррозионностойких сталей аустенитного класса после различных сроков эксплуатации, а также после аварийных ситуаций. Механические свойства большинства образцов, вырезанных из змеевиков после 12—48 лет службы остались в пределах требований нормативной документации. Однако установлено значительное снижение длительной прочности при наличии частичного или сквозного обезуглероживания по сечению труб из хромомолибденовой стали. Эксплуатация с технологическими остановками, когда продувка горячим паром может приводить к обезуглероживанию, ответственна за развитие нежелательных диффузионных процессов, которые снижают долю карбидной составляющей в структуре, приводят к избытку хрома в ферритной матрице и появлению о-фазы. Выполнены расчеты глубины обезуглероживания при различных сроках службы. Образование новых карбидных слоев со стороны внутренней поверхности трубы говорит о возможной цикличности процесса. Предложен возможный путь повышения долговечности за счет создания защитных диффузионных слоев, в частности хромированием либо силицированием. Высоколегированные сплавы для змеевиков, работающих при температурах до 800 °С, имеют иной механизм деградации. Повышение долговечности в этом случае возможно только полной блокировкой поверхностного слоя плакированием соответствующими эмалями, которые используются для жаропрочных сплавов типа нимоник.
ПЕЧНЫЕ ЗМЕЕВИКИ; СРОК СЛУЖБЫ; СТРУКТУРА; ОБЕЗУГЛЕРОЖИВАНИЕ; о-ФАЗА; МЕЖКРИСТАЛ-ЛИТНАЯ КОРРОЗИЯ; СИЛИЦИРОВАНИЕ.
The main reason for limiting the life of furnace coils is heat-aging under the influence of temperature and time factors which reduces long-term strength of the metal. The article presents an experimental analysis of the structure and mechanical properties of furnace coils from corrosion-resistant austenitic steels after various terms of operation and after emergencies. Examination of the samples cut from the coil after 12-48 years of service showed that the mechanical properties of most of them are within the requirements of regulatory documents. We found that a significant decline in long-term strength occurs due to partial or complete decarbonization of the cross-section of chrome steel pipe. The calculations of the depth of decarburizations were done for various life times. A possible way to increase longevity by creating protective diffusion layers, in particular, either chromed or siliconizing was suggested. High alloys, which operate at temperatures up to 800 °C, have another mechanism of degradation, associated with the redistribution of chromium, precipitation of o-phase, leading to chromium depletion of grain boundaries, intergranular corrosion and brittle fracture. Increasing longevity in this case is possible only through a complete blocking of the surface layer by coating it with specific enamels used for high-temperature alloys, such as Nimonic.
FURNACE COILS; LIFE TIME; STRUCTURE; DECARBONIZATION; о-PHASE; INTERGRANULAR CORROSION; SILICONIZING.
В процессах нефтепереработки и нефтехи- чатых печах различной конструкции. Печные мии нагрев сырья обычно производится в труб- трубы и трубы змеевиков эксплуатируются при
температурах до 900 °С и давлениях до 5—6 МПа. Технологическая среда представляет собой нефть на разных стадиях переработки, а также бензин и водородсодержащий газ (ВСГ). Трубы печных змеевиков подвержены изнутри коррозионному воздействию рабочих сред, а снаружи — огневому обогреву углеводородных окислительных газов. Внутренняя поверхность змеевиков подвергается коррозии, а наружная — так называемому «прогару» (в результате воздействия топочных газов) с образованием сквозных отверстий. Остановки печей на ремонт в отсутствие сырьевого потока приводят к перегреву печных змеевиков от излучения стенок камеры, причем температура в тонкостенных трубах возрастает более интенсивно, что способствует повышенному окалинообра-зованию. В таких условиях змеевики трубчатых печей оказываются наиболее уязвимыми с точки зрения деградации структуры металла элементов нефтехимического оборудования.
Основной причиной ограничения срока службы печных змеевиков считается тепловое старение под действием температурных и временных факторов, которое приводит к снижению длительной прочности металла [1—3]. Кро-
ме того, на внутренних поверхностях труб осаждаются продукты конденсации и частичного коксования углеводородов, а также соли при недостаточно обессоленной нефти. Отложения снижают теплопередачу, увеличивают локальную температуру стенки и, тем самым, ускоряют процессы коксования труб и деградации структуры [4]. Отклонения от технологического режима эксплуатации нагревательных трубчатых печей, режимы технологических остановок, сопряженные со значительным перегревом труб, неизбежно ведут к аварийным ситуациям.
Далее приведены результаты экспериментального анализа образцов труб из теплостойкой стали 15Х5М и коррозионностойких сталей ау-стенитного класса, вырезанных после различных сроков эксплуатации и после аварийных ситуаций, с целью установления причин деградации структуры и выхода из строя змеевиков.
Отобранные образцы подвергались испытаниям на статическое растяжение на стандартных цилиндрических образцах (ГОСТ 1497-84), ударный изгиб на образцах с и-образным надрезом (ГОСТ9454-78) и длительную прочность (ГОСТ 10145) (табл. 1).
Таблица 1
Механические свойства металла труб змеевиков после длительной эксплуатации
Марка стали Номер образца Срок Механические свойства
службы, годы о , МПа в' о , МПа б, % КСи, Дж/см2 Длительная (10000 ч) прочность, МПа/Т , оС •Т 7 / тиспыт ■
235 16 496-502 241-249 31-33 198-259 50 /550
96 35 495-506 223-230 36 207-267 110 /500
102 35 463 230-237 36-37 200-271 300 /380
99 35 531-541 283 27-32 157-200 340 /380
230 36 501-505 280-309 25 260-261 40 /550
109 43 - - - - 40 /550
т X 232 43 522-525 231-242 30-34 109-133 50 /550
144 43 492-525 255-289 34-38 153-264 50 /550
234 43 1125-1213 780-809 9-11 69-135 100 /550
108 44 - - - - 50 /550
146 45 451-459 236-254 34-39 116-140 40 /550
110 47 - - - - 40 /550
Исх. сост. 0 390 215 22 118 118/500
106Л 12 629 304-308 50-54 162-170 20 /700
н о 111 13 439-538 212-247 60-62 251-275 25/700
К 107Л 48 608-615 318-325 48-51 179-206 25/700
00 й 107П 48 608-615 311-318 51-53 186-196 25/700
оо о 106П 48 629-662 354-356 48-54 175-178 50 /700
Исх. сост. 0 510 196 40 - 39 /704
Микроструктура исследовалась методами традиционной оптической металлографии и с помощью атомно-силового микроскопа (АСМ).
Исследование образцов, вырезанных из змеевиков после 12—48 лет службы, показало, что механические свойства большинства из них остаются в пределах требований нормативной документации: ав = 477—540 МПа; ат = 230290 МПа; б = 25—37 %; KCU = 154-305 Дж/см2. Для сравнения нормативные значения по ГОСТ 20072: а = 390 МПа, а = 215 МПа, б = 22%,
вт
KCU = 118 Дж/см2. Увеличение предела прочности и предела текучести в образце 234 связано с перегревом и последующей обработкой паром труб, что случается во время технологических остановок [5]. На образцах из хромомолибдено-вых сталей установлено значительное снижение длительной прочности при наличии частичного или сквозного обезуглероживания по сечению трубы. В среднем длительная прочность металла змеевиков из хромомолибденовых сталей, работавших разные сроки в интервале температур 250-500 °С, после испытаний при 500 °С в течение 2000-3000 ч (с экстраполяцией до 10000 часов) падает примерно со 100 до 40 МПа.
На образах из хромоникелевой аустенитной стали снижение длительной прочности было примерно в 1,5-2 раза по сравнению с характерной для этой стали в исходном состоянии (39 МПа). Однако на образце 106П даже после 48 лет эксплуатации сохранилась высокая длительная прочность (50 МПа).
Для двух возможных типов кинетики диффузии углерода [6] - диффузии углерода в а-фазе при наличии смеси феррита и карбидов и по механизму «внутреннего обезуглероживания» (по аналогии с внутренним окислением) - был рассчитан обезуглероженный слой, при этом использовались коэффициенты диффузии углерода в феррите по данным различных авторов [710]. Расчеты выполнены для температуры 400 °С и времени эксплуатации при этой температуре 10, 20, 30 и 35 лет. Фазовый состав стали 15Х5М при температурах эксплуатации змеевиков уточнялся с помощью расчетной диаграммы, построенной с использованием программы «Thermo-calc». Политермический разрез такой диаграммы, рассчитанный с учетом влияния легирующих элементов и примесей металла змеевика, показал, что при температурах 350-550 °С основны-
ми фазовыми составляющими являются а-фаза и карбид типа М23С6.
Наиболее полно экспериментальным данным [11] соответствует расчетная глубина обезуглероживания, полученная с использованием коэффициента диффузии Dca = (0,3—0,9)10-10 см2/с и рассчитанная по механизму «внутреннего обезуглероживания». В соответствии с полученными данными можно отметить, что механизм «внутреннего обезуглероживания» более точно описывает процессы в металле змеевиков при данной температуре (рис. 1).
Возможное диффузионное перераспределение легирующих элементов при рабочих температурах в интервале 250—400 °С может дестабилизировать структурное состояние закаленной и высокоотпущенной стали со структурой феррита и дисперсных карбидов, ответственных за упрочнение. В углеродсодержащей среде с чередующимся окислением дестабилизирующим фактором может быть только окисление и обезуглероживание. Науглероживание ферритной матрицы при этом маловероятно.
Наблюдаемое образование новых карбидных слоев со стороны внутренней поверхности трубы говорит о возможной цикличности процесса: новый цикл науглероживания следует за растворением карбидной фазы, которое, в свою очередь, зависит от скорости растворения хрома в феррите в процессе обезуглероживания. Расчет длительности растворения в феррите хрома из
Глубина обезуглеро-
живания, см
10
15
20 25 30 35
Время
года
Рис. 1. Глубина обезуглероживания стали 15Х5М, рассчитанная по механизму диффузии в твердом растворе а-фазы (кривые 1 и 2) и по механизму «внутреннего обезуглероживания» (кривые 3 и 4) с использованием коэффициентов диффузии [7—10]. Звездочками обозначены экспериментальные данные по обезуглероживанию змеевиков после эксплуатации при температуре 370—400 °С
0
5
Микротвердость, #^0,1/10
0
2
4
6
Сечение образца, мм
10 Нар. край
Рис. 2. Изменение микротвердости по сечению образцов, вырезанных из змеевиков (сталь 15Х5М)
после длительной эксплуатации (-■--№ 102;
-■- - № 99; -▲— № 110)
карбидов, использующий коэффициенты диффузии, приведенные в работах [12, 13], подтверждает срок деградации структуры, которая сопровождается падением длительной прочности. Недостаток экспериментальных данных не позволяет оценить роль коалесценции карбидов.
Результаты исследования микроструктуры и изменения твердости по сечению трубы змеевика в направлении от внутренней поверхности к наружной показывают, что при оптимальном воздействии среды свойства металла могут сохраняться даже после 47 лет службы при температуре 450-500 °С (образец №110, рис. 2). Наблюдается высокая твердость (НУ140-160) и сохранение упрочняющих матрицу карбидов как с наружного, так и с внутреннего края сечения трубы (рис. 3 а, б). Испытания на длительную прочность также подтверждают возможность сохранения работоспособности стали после 35-40 лет службы (табл. 1, образцы 96, 234). Условия эксплуатации с технологическими остановками, где продувка горячим паром может приводить к обезуглероживанию, ответственны за развитие нежелательных диффузионных процессов.
При наличии обезуглероживания твердость металла снижается до 100 НУ (образец 102, рис. 2), а ферритная матрица содержит минимальное количество остаточных карбидов (рис. 4 а, б).
Обезуглероживание способствует появлению а-фазы, так как снижает долю карбидной со-
Рис. 3. Микроструктура образца №110 после эксплуатации при температуре 450 °С в течение 47 лет (внутренний (а) и наружный (б) край сечения трубы)
а)
' .^.-г V ■ Ли.
■. ' ♦ :
к ? *-.< <_... -
С
б)
а*,.
Х.-П*-' . л. , •
* V. I; I Л.,
Рис. 4. Микроструктура образца № 102 после эксплуатации при температуре 380 °С в течение 35 лет (внутренний (а) и наружный (б) край сечения трубы)
Рис. 5. Карта распределения элементов в обезуглероженном слое со стороны наружной поверхности
змеевика из стали 13Х9М
Рис. 6. Микроструктура центральной части сечения змеевиков после эксплуатации при 760 °С: а - сталь 10Х23Н18, труба, 326 ч; б - сталь 10Х23Н18, калач, 326 ч; в - сталь 20Х23Н18, калач, 43200ч
ставляющей в структуре и приводит к избытку хрома в феритной матрице. Включения а-фазы обнаружены в змеевике из стали 13Х9М в обезуглероженном слое со стороны наружной поверхности. Карта распределения фазовых составляющих вблизи наружного края сечения трубы (рис. 5), полученная с помощью растрового электронного микроскопа Supra 55 VP, показывает, что одинаковую конфигурацию имеют участки по границам зерен с повышенным содержанием хрома и молибдена (светлые) и пониженным содержанием железа (темные), что подтверждает предположение о наличии ст-фазы, легированной молибденом.
Таким образом, анализ деградации структуры (на внешней поверхности от окисления и обезуглероживания, а на внутренней поверхности — от чередования обезуглероживания и науглероживания) в змеевиках из теплостойких хромомо-либденовых сталей подсказывает возможный путь повышения долговечности за счет создания защитных диффузионных слоев, в частности либо хромированием, либо силицированием. Причем последнее более предпочтительно, так как силицированный слой поверхности предот-
вращает ее взаимодействие и с кислородом, и с углеродом.
Для тех же целей при высоких рабочих температурах порядка 700-900 °С используются змеевики из высоколегированных хромонике-левых сталей типа 08Х18Н10, (10-20)Х23Н18. Исследование образцов из сталей 10Х23Н18 и 20Х23Н18, вырезанных из змеевиков после длительного срока эксплуатации, показало, что на
Рис. 7. Микротрещины в образце 65
Таблица 2
Механические свойства и количество а-фазы и карбидов в змеевиках из хромоникелевых сталей
Номер образца Механические свойства
а , МПа в' а , МПа б, % КСИ, Дж/см2 Количество а-фазы, % Количество карбидов, %
57 545-551 220-230 78-81 300-310 0,2 0,17
53 588-597 234-245 49-51 103-120 0,6 0,31
56 653-698 387-402 17-32 62-92 2,8 1,27
65 654-671 410-422 24,5-28 30-32 7,2 3,65
400 300 200 100 О
_ Количество 8 а-фазы, количество карбидов, %
кси
дж/см2
200 150 100 50 О
Количество а-фазы, количество карбидов, %
Рис. 8. Зависимости предела прочности (а) и ударной вязкости (б) от содержания о-фазы и карбидов (—■--количество карбидов; — •--количество а-фазы)
а , МПа
всех образцах со стороны наружной поверхности имеется межкристаллитная коррозия на глубину до 200 мкм. В центральной части сечения змеевиков, исследованных после эксплуатации, обнаружены выделения неметаллических включений по границам и внутри аустенитных зерен. Наиболее интенсивное выделение неметаллических включений отмечается в изгибах змеевиков — «калачах» (рис. 6). Исследование с помощью растрового электронного микроскопа и рентгено-фазового анализа показало наличие о-фазы и карбидов, в основном типа М23С6. От пластинок о-фазы образовались микротрещины (рис. 7).
Анализ механических свойств показывает: с увеличением доли о-фазы и карбидов происходит резкое падение ударной вязкости и увеличение временного сопротивления разрыву (табл. 2, рис. 8).
Размеры пластинок а-фазы достигают 10 мкм и более; расположение пластин по границам ау-стенитных зерен и наличие микротрещин указывает на то, что а-фаза является основной причиной падения ударной вязкости. Образование
а-фазы приводит также к обеднению хромом твердого раствора на границах и интенсивному развитию межкристаллитной коррозии, которая наблюдалась во всех исследованных образцах.
Для изготовления змеевиков, работающих в условиях, сочетающих высокую температуру, давление и агрессивную среду, применяют кор-розионностойкие сплавы типа 25Сг-20№, 25Сг-35№. Образец из суперсплава марки H39WM вырезанный из змеевика, прослужил более 30 лет при температуре 840 °С. Химический состав этого сплава:
Элемент С Si Мп Сг № №
Количество, % 0,4 1,5 1
25 35 1
Анализ образца из сплава H39WM показал, что в микроструктуре имеется большое количе-
Рис. 9. Микроструктура сечения змеевика из сплава H39WM, Х100: (а - внутренний край; б - центральная часть; в - наружный край)
в)
Выделенное включение (см. рис. 10, б) Состав включения, % атом.
С Si Б Сг Fe № №Ь S N
1 (оранжевое) 0,27 17,23 1,53 0,57 3,84 52,98 13,68 - -
2 (синее) 29,16 - - 58,21 8,50 3,68 - 0,46 -
3 (серо-зеленый) - 2,47 - 20,75 38,36 - - - 38,42
Рис. 10. Карта распределения элементов по границам у-фазы: а - общий вид; б - увеличенное изображение выделенного участка; в - данные рентгенофлуоресцентного анализа
ство неметаллических включений как внутри у- фазы, так и по границам, в виде сплошной сетки (рис. 9). Со стороны внутренней и наружной поверхностей под слоем технологического осадка и окалины видны темные выделения по границам зерен. Со стороны внутреннего края сечения образовалась светлая зона, почти свободная от неметаллических включений.
Микрорентгеноспектральным анализом установлено, что темные выделения образованы оксидами ниобия и кремния. В центральной части сечения образца цепочки по границам зерен у-фазы (рис.10), как показал рентгенофлуорес-центный анализ элементного состава, имеют сложное строение. Исходя из анализа спектрограммы и элементного состава можно сделать
вывод об образовании о-фазы на границах зерен у-фазы, а также соединений, включающих №Ь, № и Si.
В суперсплавах, аналогичных рассматриваемому, после длительного нагрева при высоких температурах обнаруживаются интерметаллид-ные фазы типа и карбиды (Сг^е)23С6
и №ЬС [14,15]. Выделение хрупких о-фазы и ин-терметаллида №Ь6№:^7 приводит к резкому охрупчиванию металла. Твердый раствор внутри зерен несколько обеднен хромом.
Таким образом, высоколегированные сплавы, работающие при температурах до 900 °С, имеют иной механизм деградации по сравнению со сталями типа Х5М или Х18Н10. Диффузионное перераспределение хрома с ростом о-фазы,
которая может содержать до 50 % приводит к обеднению границ зерен хромом и возникновению межкристаллитной коррозии, что является причиной падения прочности труб змеевика и развития склонности к хрупкому
разрушению. Повышение долговечности в этом случае возможно только полной блокировкой поверхностного слоя плакированием соответствующими эмалями, которые используются для жаропрочных сплавов типа нимоник.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Теплова Н.И. Исследование стабильности физико-механических свойств хромомолибденовой стали в процессе длительной эксплуатации в условиях каталитического реформирования. Методы и измерения. // Тез. докл. Всероссийской науч-техн. конф. Нижний Новгород, 2000. C.17 .
2. Трякина Н.Ю., Пояркова Е.В. Грызунов В.И. Анализ деградации структуры и механических свойств стали 12Х18Н10Т в процессе длительной эксплуатации. // Металловедение и термическая обработка металлов. 2009. № 9. C. 11-14.
3. Mueller F., scholz A., berger C. Fatigue and fracture mechanics 34th, 2003 / ASTM 1461. Eds. S. R. Daniewicz West Conshohocken, Pa.: ASTM International, 2005. ISBN 0-8031-3487-8. S. 589-604
4. Эльманович В.И. Об обеспечении эксплуатационного ресурса новых аппаратов химического и нефтяного машиностроения // Вестник машиностроения. 2009. № 5. С. 87-90.
5. Добротворский А.М., Масликова Е.И., Новиков Е.В. Влияние структуры материала теплообменно-го оборудования для переработки нефти на допустимые сроки эксплуатации // Научно-технические ведомости СПбГПУ 2013. №4(183). Т. 1. C. 231-237. (rus.)
6. Шмыков А.А., Хорошайлов В.Г., Гюлихан-данов Е.Л. Термодинамика и кинетика процессов взаимодействия контролируемых атмосфер с поверхностью стали. М.: Металлургия, 1991. 160 с.
7. loladze T.N. Requirements of Tool Material // Jn. Proc. of the 8th International M.T.D.R. Conferency. Manchester, 1967. P. 821-843.
8. Пономаренко Е.П. [и др]. Получение пластичных хромовых покрытий на легированных сталях. // Известия АН СССР. Металлы. 1971. № 4. С. 249-257.
9. Кришталл М.А. Механизм диффузии в железных сплавах. М.: Металлургия, 1972. 400 с.
10. lee C.G., Iijima y., Hiratani t., Hirano K. Diffusion of Chromium in a-iron // Mater. Trans., JIM. 1990. Vol. 31. № 4. P. 255-261.
11. Добротворский А.М., Масликова Е.И., Андреева В.Д. Влияние эксплуатационных факторов на структуру материала змеевиков технологических трубчатых печей. Заводская лаборатория // Диагностика материалов. 2015. №9. Т. 81. С. 32-40.
12. Мирзаев Д.А., Мирзоев А.А., Окишев К.Ю., Созыкина А.С. Коэффициент диффузии хрома и ближний порядок в сплавах Fe-Cr. // Вестник ЮУр-ГУ. Серия «Металлургия». 2009. Вып. 12. C. 49-51.
13. Вострецов Д.Я. Моделирование кинетики кла-стерообразования хрома в сплаве Fe-Cr методом Монте-Карло // Известия Самарского научного центра Российской академии наук. 2013. Т. 15. №4-5. C. 1122-1124.
14. Петров С.Н., Михайлов-Смольняков М.С., Орыщенко А.С., Уткин Ю.А. Рентгеноспектральный микроанализ тонких срезов интерметаллидных частиц, приготовленных методом прецизионного препарирования сфокусированным ионным пучком // VII Всероссийская конференция по рентгеноспектраль-ному анализу. Новосибирск. 19-23 сентября 2011. C. 70.
15. Jasinsky W. Solutionizing of in 519 superalloy after long-term exsposure // Advances in Manufacturing Science and Technology. 2008. Vol. 32. № 1. S. 69-80.
REFERENCES
1. Teplova N.I. Issledovaniye stabilnosti fiziko-mekhanicheskikh svoystv khromomolibdenovoy stali v protsesse dlitelnoy ekspluatatsii v usloviyakh kataliticheskogo riformirovaniya. Metody i izmereniya. [Stability Study of physico-mechanical properties of chromium-molybdenum steel during long operation under catalytic reforming. Methods and measurement.]. Tez. dokl. Vserossiyskoy nauch-tekhn. konf. Nizhniy Novgorod, 2000. S.17 (rus)
2. tryakina N.Yu., Poyarkova Ye.V. Gryzunov V.I. Analiz degradatsii struktury i mekhanicheskikh svoystv stali 12Kh18N10T v protsesse dlitelnoy ekspluatatsii.
[Analysis of the structure and degradation of mechanical properties of steel 12X18H10T during prolonged operation]. Metallovedeniye i termicheskaya obrabotka metallov. 2009. № 9. S. 11-14 (rus)
3. Mueller F., scholz A., Berger C. Fatigue and fracture mechanics 34th, 2003 / ASTM 1461. Eds. S. R. Daniewicz West Conshohocken, Pa.: ASTM International, 2005. ISBN 0-8031-3487-8. S. 589-604.
4. Elmanovich V.I. Ob obespechenii ekspluatatsionnogo resursa novykh apparatov khimicheskogo i neftyanogo mashinostroyeniya. [On provision of the service life of new devices of chemical
and petroleum engineering]. Vestnik mashinostroyeniya. 2009. № 5. S. 87-90. (rus)
5. Dobrotvorskiy A.M., Maslikova L.I., Novikov ye.V.
Vliyaniye struktury materiala teploobmennogo oborudovaniya dlya pererabotki nefti na dopustimyye sroki ekspluatatsii.[ Influence of the structure of the material of heat transfer equipment for oil refining at the permissible service life] Nauchno-tekhnicheskiye vedomosti SPbGPU. №4 (183). T. 1. 2013. S. 231-237.
6. shmykov A.A., Khoroshaylov V.G., gyulikhan-danov ye.l. Termodinamika i kinetika protsessov vzaimodeystviya kontroliruyemykh atmosfer s poverkhnostyu stali. [Thermodynamics and kinetics of the interaction of a controlled atmosphere to the surface of steel]. M.: Metallurgiya, 1991. 160 s. (rus)
7. loladze T.N. Requirements of Tool Material. Jn. Proc. of the 8th International M.T.D.R. Conferency. Manchester, 1967. P. 821-843.
8. Ponomarenko ye.P. [i dr.] Polucheniye plastichnykh khromovykh pokrytiy na legirovannykh stalyakh. [Preparation of the ductile chrome coatings at the alloy steels.]. Izvestiya ANSSSR Metally. 1971. № 4. S. 249-257. (rus)
9. Krishtall M.A. Mekhanizm diffuzii v zheleznykh splavakh.[The mechanism of diffusion in iron alloys]. M.: Metallurgiya, 1972. 400 s. (rus)
10. lee C.G., Iijima Y., Hiratani T., Hirano K. Diffusion of Chromium in a-iron. Mater. Trans., JIM. 1990. Vol. 31. № 4. P. 255-261.
11. Dobrotvorskiy A.M., Maslikova ye.I., Andreyeva V.D. Vliyaniye ekspluatatsionnykh faktorov na strukturu
materiala zmeyevikov tekhnologicheskikh trubchatykh pechey. [Influence of operational factors on the structure of the material coil technological tube furnaces.] Zavodskaya laboratoriya. Diagnostika materialov. 2015. № 9. T. 81. S. 32-40. (rus)
12. Mirzayev D.A., Mirzoyev A.A., okishev K.Yu., sozykina A.s. Koeffitsiyent diffuzii khroma i blizhniy poryadok v splavakh Fe-Cr. [The diffusion coefficient of chromium and short-range order in alloys Fe-Cr.] Vestnik YuRGU. Seriya «Metallurgiya». 2009. Vyp. 12. S. 49-51. (rus)
13. Vostretsov D.ya. Modelirovaniye kinetiki klasteroobrazovaniya khroma v splave Fe-Cr metodom Monte-Karlo. [Modeling of the kinetics of cluster formation of chromium in the Fe-Cr alloy by Monte Carlo method.] Izvestiya Samarskogo nauchnogo tsentra Rossiyskoy akademii nauk. 2013. T. 15, №4-5. S. 1122— 1124. (rus)
14. Petrov s.N., Mikhaylov-smolnyakov M.s., oryshchenko A.s., utkin Yu.A. Rentgenospektralnyy mikroanaliz tonkikh srezov intermetallidnykh chastits, prigotovlennykh metodom pretsizionnogo preparirovaniya sfokusirovannym ionnym puchkom. [X-ray microanalysis of thin sections of intermetallic particles prepared by the precise method of preparation a focused ion beam]. VII Vserossiyskaya konferentsiya po rentgenospektralnomu analizu. Novosibirsk. 19-23 sentyabrya 2011g. S. 70. (rus)
15. Jasinsky W. Solutionizing of in 519 superalloy after long-term exsposure. Advances in Manufacturing Science and Technology. 2008. Vol. 32. № 1. S. 69-80.
СВЕДЕНИЯ ОБ АВТОРАХ/AUTHORS
ДОБРОТВОРСКИЙ Александр Мстиславович — доктор химических наук профессор Санкт-
Петербургского государственного университета.
199034, Россия, Санкт-Петербург, Университетская наб. д.7-9.
E-mail: alexmdob@gmail.com
DOBROTVORSKY Aleksandr M. - St. Petersburg State University. Universitetskaya emb., 7-9, St. Petersburg, Russia, 199034. E-mail: alexmdob@gmail.com
ГЮЛИХАНДАНОВ Евгений Львович — доктор технических наук профессор Санкт-Петербургского
политехнического университета Петра Великого.
195251, Россия, г. Санкт-Петербург, Политехническая ул., 29.
E-mail: bogomolova_ev@spbstu.ru
GYULIHANDANOV Evgenii L. — Peter the Great St. Petersburg Polytechnic University. 29 Politechnicheskaya St., St. Petersburg, 195251, Russia. E-mail: bogomolova_ev@spbstu.ru
МАСЛИКОВА Елена Ивановна — кандидат технических наук доцент Санкт-Петербургского
политехнического университета Петра Великого.
195251, Россия, г. Санкт-Петербург, Политехническая ул., 29.
E-mail: lenamaslikova@inbox.ru
MASLIKOVA Elena I. — Peter the Great St. Petersburg Polytechnic University. 29 Politechnicheskaya St., St. Petersburg, 195251, Russia. E-mail: lenamaslikova@inbox.ru
