CC BY
42
НОВОЕ В МЕТАЛЛУРГИИ
УДК 621.822.172
Контроль структуры металла химико-физическими методами при анализе технического состояния технологического оборудования
В. С. Медко, С. З. Стасюк, В. П. Терентьев
Ключевые слова: безопасная эксплуатация, качество продукции, металлографические исследования, техническое состояние, химический анализ, экспертное обследование, механизмы разрушения, механические свойства.
Вопросы безопасной эксплуатации технологического оборудования связаны с оценкой его технического состояния, которая базируется на результатах технического диагностирования. При этом во многих случаях данные об исходном состоянии материалов и их свойствах помогают правильно интерпретировать результаты диагностики и оценить состояние и свойства материалов на момент контроля, выявить возможные изменения структуры материала вследствие действия повреждающих факторов, а также установить характер и скорость деградационных процессов, возникающих в материале при эксплуатации. Особенно это важно для оборудования, которое работает в условиях протекания гидрогенизацион-ных реакций, когда действие среды с содержанием водорода на материал приводит к водородной коррозии.
В процессе экспертизы безопасности объекта и установления его остаточного ресурса исследуются условия и характер нагруже-ния, особенности напряженно-деформированного состояния, механические свойства и т. д. Особенностью таких исследований является то, что они должны выполняться непосредственно при технической диагностике объекта, в короткий промежуток времени. Поэтому зачастую механические свойства устанавливают по анализу сертификатов на конструкционные материалы, в которых отсутствуют такие важные сведения, как характеристики микроструктуры металла и фазовый состав, а они, как известно, связаны с вероятным накоплением эксплуатационных повреждений и локальными разрушениями микрообъемов. К тому же в последние годы резко увеличилось количество низкокачественной продукции, поставляемой на предприятия, в резуль-
тате чего повышается риск возникновения серьезных инцидентов и аварий на опасных производственных объектах.
Рассмотрим некоторые случаи, происшедшие на предприятиях нефтегазовой отрасли промышленности, когда низкокачественная продукция привела к аварийной ситуации.
1. Во время экспертного обследования передаточного трубопровода от атмосферной колонны к конденсатору-холодильнику установки первичной переработки нефти, при ультразвуковом контроле толщины стенки результаты показаний толщиномера оценили как коррозионный износ толщины (более чем вдвое). В соответствии с требованиями [1] по таким показателям трубопровод отбраковали, а дефектный участок удалили. При этом были выявлены несплошности металла в виде расслоений в середине стенки трубы (рис. 1, а). Поскольку входной контроль качества труб не выполнялся, в целях установления причин возникновения не-сплошностей металл трубы был подвергнут лабораторным исследованиям, в том числе химическому анализу, металлографии и измерению твердости.
В технической документации на исследуемый объект содержались сведения о том, что труба диаметром 426 мм и толщиной 10 мм изготовлена из стали 20. Проведенный контрольный химический анализ (табл. 1) позволил идентифицировать материал как сталь 10 пс по ГОСТ 1050-88, но с повышенным содержанием кремния и алюминия, причем наблюдалась высокая неоднородность последнего: от 0,02 % в приповерхностном слое до 0,19 % в середине сечения трубы, в то же время содержание алюминия в данной марке стали не предусмотрено стандартом.
Рис. 1. Расслоение металла трубы: а — общий вид; б — короткие цепочки сульфидов, х20; в — точечные скопления сульфидов, х20; г — алюмосиликаты в месте расслоения; д, е — ферритно-перлитная структура металла трубы: д — х100; е — х 50
Металлографические исследования показали, что в металле трубы присутствуют неметаллические включения — оксиды (2-3 балла, ближе к 3 баллам) и сульфиды (2 балла), а также глиноземистые включения, сгруппированные вдоль оси трубы. Сульфиды либо вытянуты в короткие прерывистые цепочки, беспорядочно распределенные по сечению
(рис. 1, б, в), либо находятся в отдельных точечных скоплениях (рис. 1, в). В местах расслоений наряду с мелкими частичками неметаллических включений встречались и грубые частички. Глиноземистые включения, вытянутые в ряды вблизи массивных частиц алюмосиликатов группы муллита (ЗА^Оз • 2БЮ2) (рис. 1, в, г), достигали размеров 100-150 мкм. Микротвердость массивных частиц алюмосиликатов составила 520 кгс/мм2. Ферритно-перлитная структура исследуемой стали (рис. 1, д, е) отличалась содержанием перлита от 5 до 15 % в разных сечениях трубы (табл. 2). Вблизи расслоения металла наблюдались участки, состоящие почти полностью из феррита. Это свидетельство микронеоднородности структуры также проявлялось и в размерах зерен. В основном во всех сечениях размер зерна 7 баллов, однако в небольшом количестве присутствуют зерна, оцениваемые 8 баллами. В области расслоения также размер зерна составил 8 баллов.
Значения твердости металла трубы, измеренной в разных сечениях, находились в пределах требований ГОСТ 8731-87 для труб го-рячедеформированных, термообработанных и ГОСТ 8733-74 для труб холодно- и теплоде-формированных (не более 137 НВ).
Таким образом, интерпретация результатов ультразвукового контроля толщины стенки передаточного трубопровода как эксплуатационного коррозионного износа, выявилась ошибочной. Определяющей причиной локального нарушения сплошности металла явилось наличие грубых неметаллических включений муллита в местах концентрации алюминия (до 0,19 % по центру сечения трубы), которые, обладая высокой твердостью, хрупко разрушились в процессе изготовления трубной заготовки [2]. Заметим, что образование алюмосиликатов относят к дефектам сталеплавильного производства, связанным с нарушением технологии раскисления стали и размыванием огнеупорных материалов при выпуске и разливе металла. Возможность применения
Таблица 1
Результаты контрольного анализа химического состава металла трубы передаточного трубопровода установки первичной переработки нефти
Образец Содержание элемента, %
С Мп Сг № Б Р
Исследованный образец трубы ГОСТ 1050-88: сталь 10 кп сталь 10 пс сталь 10 * Содержание вольфрама — 0,02 %, мс слое — 0,02%, посередине толщины тр 0,14 0,07-0,14 0,07-0,14 0,07-0,14 шибдена — убы — 0,19 0,43 0,25-0,50 0,35-0,65 0,35-0,65 0,005 %, ван 0,12 < 0,07 0,05-0,17 0,17-0,37 адия и тита] 0,015 < 0,15 < 0,15 < 0,15 на — менее 0,02 < 0,25 < 0,25 < 0,25 0,01 %, алю: 0,015 < 0,04 < 0,04 < 0,04 иния в пов < 0,005 < 0,035 < 0,035 < 0,035 ерхностном
Таблица 2
Характеристики микроструктуры металла трубы передаточного трубопровода установки первичной переработки нефти
Место исследования Соотношение, % Размер зерна Микротвердость, кгс/мм2
Феррит Перлит Феррит, балл Перлит, мм Феррит Перлит
Поверхность:
наружная ~ 85 ~ 15 7 (8) 0,031 (0,022) 180 288
внутренняя ~ 85 ~ 15 7 (8) 0,031 (0,022) 190 293
Поперечное сечение ~ 90 ~ 10 7 (8) 0,031 (0,022) 230 290
В области расслоения металла ~ 100 (99) 0 (< 1) 8 0,022 - -
Продольное сечение ~ 95 ~ 5 7 (8) 0,031 (0,022) 230 290
В области расслоения металла ~ 100 (99) 0 (< 1) 8 0,022 - -
таких труб исключается, поскольку макро-и микродефекты металла, а также неметаллические включения существенно повышают окклюзию водорода в сталях [3] и использование без входного контроля такой ненадежной продукции приводит к отказам оборудования опасного производства.
2. Разрушение змеевика конвекционной зоны печи пиролиза производства хлорвинила произошло при его гидравлическом испытании. Приведем параметры эксплуатации змеевика печи пиролиза:
• на входе: давление продукта (дихлорэтана CHCHCI2) не превышало 5,0 МПа; температура продукта была не более 50 °С;
• на выходе: давление продукта (хлорвинила СН2:СНС1) не превышало 3,0 МПа, и температура продукта находилась в пределах от 480 до 520 °С.
Регенерация (подача пара и азота для удаления кокса с внутренней поверхности печных труб) осуществлялась при температуре 750 °С. Трубы змеевика изготовлены в Германии. На момент разрушения наработка его конвекционной зоны составила меньше одного года (около 7000 ч). Эта часть змеевика была изготовлена из оребренной трубы (рис. 2, а, б) диаметром 114 мм и с толщиной стенки 6 мм. По данным сертификата, материал трубы — сталь X6CrNiNb18-10 по стандарту DIN 17440 [4]. Для оребрения использована лента из стали Х5Сг№Мо17-12-2, стандарт DIN 17224 [4].
Результаты анализа химического состава (табл. 3) показали некоторое отличие от данных сертификата, предоставленного производителем. Так, содержание углерода оказалось почти в два раза больше, чем указано в сертификате, содержание серы на порядок выше, а фосфора в 2,3 раза больше. Следует добавить, что отечественным аналогом этой немецкой стали является аустенитная сталь марки 08Х18Н12Б (ГОСТ 5632-72).
Неметаллические включения, которые в большом количестве присутствуют в метал-
а) в)
Рис. 2. Отрезок спирально оребренной трубы конвекционной зоны печи пиролиза: а — общий вид; б — сквозная трещина на внутренней поверхности трубы; в — скопление шлаковых включений в толще трубы; г — дисперсная дендритная структура материала ленты для оребрения; д — распространение трещины через всю толщину металла трубы
^ЛЛООБРАБОШ
НОВОЕ В МЕТАЛЛУРГИИ □ \J
Таблица 3
Результаты контрольного анализа химического состава оребренной трубы конвекционной зоны печи пиролиза производства хлорвинила
Источник данных Содержание элементов, %
С Mn S P Si Ni Cr Nb + Ta Mo
Труба X6C rNiNbl 8-10:
результаты исследования 0,090 1,60 0,016 0,042 0,295 11,95 16,38 0,615 + 0,055 0,455
сертификат производителя 0,048 1,90 0,006 0,018 0,320 10,09 17,72 0,610 -
стандарт DIN 17440 < 0,080 < 2,00 < 0,03 < 0,045 < 1,000 9,00-12,00 17,00-19,00 < 1,000 -
Сталь 08Х18Н12Б: ГОСТ 5632-72** < 0,080 < 2,00 < 0,02 < 0,035 < 0,800 11,00-13,00 17,00-19,00 < 1,100 < 0,30
Лента для оребрения Х5Сг№Мо17-12-2:
сертификат производителя 0,020 1,69 0,001 0,021 0,720 10,17 16,63 - 2,05
стандарт DIN 17224 < 0,070 2,00 0,030 0,045 1,000 10,50-13,50 16,50-18,50 - 2,00-2,50
* Содержание ванадия составило 0,155 %, титана — 0,015 %, меди — 0,2 %, алюминия — 0,4 %. ** Массовая доля вольфрама и титана должна быть не менее 0,20 %, меди — 0,30 %.
ле исследуемой трубы (рис. 2, в), оказывают влияние на свойства стали. Это воздействие обусловлено рядом факторов [5, 6]:
• существенные отличия модуля упругости, коэффициентов теплового и линейного расширения материала матрицы и включений, вследствие чего при нагревании, охлаждении и деформировании возникают значительные внутренние напряжения;
• более высокое сопротивление пластической деформации и сниженная пластичность включений служат причиной образования хрупких трещин, инициирующих разрушение окружающего металла;
• слабое сцепление включений с матрицей вызывает появление границ раздела фаз при пластической деформации, рост и объединение несплошностей, что содействует преждевременному разрушению;
• неметаллические включения в зависимости от своих размеров, формы, характера распределения и ориентации относительно направления действующих усилий вызывают концентрацию напряжений в элементе конструкции при нагружении.
Среди включений разных типов наибольшие значения коэффициентов концентрации напряжений имеют включения нитрида, корунда и шпинелей (шлаковые включения), поэтому они являются наиболее опасными [5]. В зонах вокруг шлаковых включений, не име-
ющих связи с матрицей, наблюдаются грубые полосы скольжения и присутствуют микротрещины (рис. 2, в). Вследствие различных коэффициентов теплового расширения корунда, шпинелей и матрицы (у аустенитной стали он значительно выше) возникающие высокие термические напряжения способствуют образованию разрыхления металла возле включений. Грубые неметаллические включения и скопления шлаковых включений влекут за собой снижение механических свойств металла. Так, твердость металла трубы в среднем составила 128 НВ, что не соответствует требованиям немецкого стандарта БШ 17440, по которому для исследуемого материала число твердости нормировано в пределах 130-190 НВ [4]. Многочисленные трещины, присутствующие в металле трубы, возникли в местах скопления шлаковых включений у наружной поверхности, в зонах сцепления с оребрением (рис. 2, г). Они распространились в толщу сечения трубы и вышли на внутреннюю поверхность (рис. 2, д), то есть возникло сквозное разрушение трубы при гидравлическом испытании, когда средние напряжения в сечении были существенно меньше, чем предел текучести стали. Для разрушенных в таких условиях элементов конструкции характерно отсутствие макропластических деформаций.
Таким образом, по показателям структуры и свойствам материала исследованная
3. Разрушение трубы шоковой зоны печи пиролиза (рис. 3, а) возникло во время гидравлических испытаний после 15 000 ч наработки (менее двух лет). Труба диаметром 154 мм и толщиной 12 мм была изготовлена в Германии из стали марки G-X5CrNiNb18-9 по стандарту DIN 17445 [4]. Отечественный аналог этой стали отсутствует. Контроль химического состава, результаты которого приведены в табл. 4, показал, что нет отклонений в содержании элементов от требований стандарта. Металлографическими исследованиями выявлены структурная неоднородность, загрязненность металла трубы грубыми неметаллическими включениями и скоплениями шлаковых включений, которые можно отнести к дефектам структуры, повышающим опасность возникновения преждевременного разрушения (рис. 3, в-д) по причинам, упомянутым выше.
Эксплуатация труб при температурах, превышающих 500 °С, в течение 15 000 ч привела к заметным изменениям структуры стали: увеличился размер карбидных частиц, расположенных по границам зерен, возле которых возникли области внутреннего окисления. В толще металла образовалась игольчатая с-фаза (интерметаллиды типа FeCr), которая привела к хрупкости металла. В целях оценки структурных преобразований включений в зоне разрушения был выполнен рент-геноструктурный фазовый анализ. Съемка осуществлялась на дифрактометре STADI Р (Stoe & Cie GmbH, Германия) в монохрома-тизированном СиКа-излучении, по стандартной методике. Анализ дифракционных пиков, полученных при съемке неповрежденной и разрушенной поверхностей трубы, показал следующее. На неповрежденной поверхности присутствует незначительное количество оксидов железа и хрома. Об этом свидетельствуют интенсивные линии железа (110), (200) и (211) и слабые линии оксидов (рис. 4, а).
Таблица 4
Результаты контрольного анализа химического состава трубы шоковой зоны печи пиролиза производства хлорвинила из стали G-X5CrNiNb18-9
Рис. 3. Разрушение трубы шоковой зоны печи пиролиза: а — общий вид; б — образец из зоны разрушения трубы; в — карбиды ЭДЪС, (МЬСг)С, карбонитриды титана и шлаковые включения; г — микроструктура металла у наружной поверхности трубы; д — микроструктура металла вблизи внутренней окисленной поверхности трубы
спирально оребренная труба из стали марки Х6Сг№КЬ18-10 была изначально не пригодна к использованию.
Источник данных Содержание элементов, %
C Mn S P Si Ni Cr Nb + Ta Mo
Результаты исследования* Сертификат производителя Стандарт DIN 17445 * Содержание воль 0,085 0,050 < 0,070 фрама в о 1,27 1,20 < 1,50 бразце — < 0,010 0,002 < 0,030 0,045 %, т < 0,010 0,025 < 0,040 итана — 0 1,280 1,220 < 1,500 015 %, ме 9,55 10,51 9,00-12,00 ди — 0,2 %, а 18,60 19,87 18,00-20,00 люминия — 0,3 0,215 + 0,015 0,420 < 1,000 7 %. 0,635 < 0,50
(211) Fe
(200) Fe (024) Cr2O3
(220) Fe . (004\ Ni ..
30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90 95 100105 Угол дифракции 28
(024) Cr2O3
180 120 60
(200) Fe Mno + SO2(211) Fe (004) Ni
(004) Ni (220) Fe
30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90 95 100105 Угол дифракции 29
Рис. 4. Рентгеноструктурный фазовый анализ неповрежденной (а) и поврежденной (б) поверхностей трубы шоковой зоны печи пиролиза
На поврежденной поверхности образца трубы выявлено значительное увеличение оксидов железа и хрома, что показывают интенсивные линии Гв2Оз и СГ2О3, а также появление новых оксидов — оксидов никеля N10, оксидов марганца и кремния МпО + 8Ю2 (рис. 4, б).
Полученные данные подтвердили тот факт, что разрушающее влияние рабочей среды проявилось в развитии межкристаллитной коррозии (МКК), процесс которой протекал по границам зерен вследствие их повышенной химической активности и сконцентрированной
неоднородности. Так, в результате выделения в осадок карбида хрома на границах зерен и образования обедненных хромом областей по границам этих зерен возникли локальные гальванические пары, запустившие механизм МКК. В связи с нарушением местной пассивности металла в определенных условиях коррозия быстро развилась и поразила металл трубы на большую величину (см. рис. 3, б).
Размер зерна в месте разрушения (окисленный слой металла) составил 9-10 баллов, металл основы на границе раздела с окисленным слоем имел зерно 8 баллов, изредка 9 баллов. Между тем известно, что для обеспечения необходимой коррозионной стойкости и жаропрочности аустенитной стали размер зерна должен быть от 3 до 7 баллов.
Результаты лабораторных испытаний образцов трубы показали, что характеристики прочности и пластичности, а также средние значения твердости находятся в нормированных по стандарту DIN 17445 [4] пределах и соответствуют состоянию нагартовки при 10501100 °С, отпуску при 400-450 °С (табл. 5). Однако отметим, что разброс чисел твердости (от НВ 128 до 176) свидетельствует о значительной неоднородности структуры металла. Ударная вязкость образцов по характеристике KCU, средние значения которой составляют 25,0 Дж/см2 при минимальной полученной величине 19,6 Дж/см2, не удовлетворительна, поскольку для материала труб из высоколегированных сталей аустенитного класса установлены гарантированные значения KCU не ниже 30,0 Дж/см2.
К металлу труб ответственного назначения должны предъявляться повышенные требования по чистоте металла и загрязнению неметаллическими включениями типа оксидов, сульфидов, силикатов. Кроме того, по требованию потребителя образцы труб из аустенит-ных сталей дополнительно должны подвергаться испытаниям на МКК и растяжение с определением предела текучести при температуре 450 °С. Однако результаты лабораторных ис-
Таблица 5
Механические характеристики материала (сталь марки G-X5CrNiNb18) трубы шоковой зоны печи пиролиза производства хлорвинила
Источник данных Предел прочности <гв, МПа Предел текучести Ст0,2, МПа Относительное удлинение, 5, % Относительное сужение у, % Число твердости НВ Ударная вязкость КСи, Дж/см2
Результаты исследования 576 309,7 26,9 31,4 128-176 19,6-26,7 25,0*
158*
Сертификат производителя 580 296,0 — 50,0 - -
Стандарт DIN 17445 440-640 185,0 20,0 - 130-200 -
* В знаенателе приведены средние значения.
Рис. 5. Разрушение продуктового змеевика трубчатой печи атмосферно-вакуумной установки первичной переработки нефти: а — общий вид; б — структурная неоднородность металла; в — поверхность разрушения; г — вторичные трещины
следований свидетельствуют о том, что эти требования к трубам змеевика не были выполнены, поэтому змеевик оказался не пригодным к эксплуатации.
4. При гидравлическом испытании змеевика трубчатой печи атмосферно-вакуумной установки первичной переработки нефти произошло его разрушение (рис. 5, а). Змеевик был изготовлен из горячедеформированных труб стали марки 15Х5М (ГОСТ 550-75) в состоянии после нормализации и отпуска. Металлографические исследования выявили неоднородность распределения зернистого перлита по толщине сечения трубы (рис. 5, б), различная дисперсность которого составляла 1-3 балла. Обнаружены участки, где полностью отсутствовали частицы карбидов, а их наибольшая плотность наблюдалась у внутренней поверхности трубы. Размер зерна перлита составлял 7-8 баллов. Все эти обстоятельства указывали на отсутствие термической обработки труб или на их некачественное изготовление. Такая структура
металла не обеспечивала стабильные и высокие свойства материала труб.
Данные фрактографических исследований поверхности разрушения показали, что зародышевая трещина, которая в условиях действия внутреннего давления при гидравлических испытаниях достигла критической величины и катастрофически распространилась, сформировалась у цепочки протяженных дефектов в приповерхностном слое металла с внутренней стороны трубы (рис. 5, в). Вследствие неоднородности структуры возникло множество вторичных протяженных трещин (рис. 5, г). Кроме того, по уровню механических характеристик (табл. 6) металл имел низкие значения твердости и повышенную пластичность, он не отвечал требованиям, предъявляемым к трубам этой марки, предназначенным для использования в процессах нефтепереработки по ГОСТ 550-75, поэтому трубы следовало отбраковывать еще на стадии поставки.
5. Разрушение литого корпуса ретурбенда (двойника) трубчатой печи установки термического крекинга произошло на стадии проведения наладочных работ при монтаже. Ретурбенд был изготовлен из стали марки 20Х5МЛ (ГОСТ 977-88), которая относится к сталям мартенсит-ного класса с содержанием перлита и феррита 25-30 и 75-70 % соответственно. Исследования показали, что перлит в зернах сформировался по мартенситной ориентации (рис. 6, б), размер зерна 4-5 баллов. Зерна феррита, окружающие перлит, оказались значительно меньших размеров — 8 баллов. В толще литого металла присутствовали сульфидные и шлаковые включения, поры и разрыхления. Наличие таких дефектов повышает вероятность образования трещин (пустот) при изготовлении детали, они становятся причинами разрушения изделия в дальнейшем, в условиях приложения динамических усилий при наладке или демонтаже. Данные фрактографии места разрушения (рис. 6, а) показали: в начальной области дефекта (участок 1) наблюдается закристаллизованная поверхность без следов разрушения от развития дефекта с характерным налетом оксидной пленки мелкодисперсной структуры (рис. 6, в, г), большое количество вязких меж-зеренных перемычек (рис. 6, д, е), которые воз-
Таблица 6
Механические характеристики материала (сталь марки 15Х5М) трубы продуктового змеевика трубчатой печи атмосферно-вакуумной установки первичной переработки нефти
Источник данных Предел прочности стп, МПа Предел текучести СТ0.2, МПа Относительное удлинение 5, % Относительное сужение у, % Число твердости НВ
Результаты исследований 477 360 33,9 77,0 134
ГОСТ 550-75 Не менее 600 Не менее 420 > 16,0 > 65,0 < 235
Рис. 6. Излом ушка ретурбента: а — поверхность; б — микроструктура металла, х100; в — з — фрактограмма участка (в, д, ж — х 400; г, е, з — х 2000): в, г — 1; д, е — 2; ж, з — 3
никли при медленном размыкании (разрушении) берегов дефекта (участок 2). В местах динамического разрушения (участок 3) появляется характерная картина: крупные транскристаллические фасетки скола с ручьистым узором, вторичные микротрещины, плоские фасетки, усеянные мелкими и отдельными крупными ямками, а также зернограничные межфасеточные вязкие перемычки (рис. 6, ж, з).
Таким образом, межзеренное разрушение плавно перешло в смешанное (межзеренное и транскристаллическое) и наконец в транскристаллическое (хрупкое). Хрупкое исходное состояние материала подтверждают также результаты испытаний на ударный изгиб при комнатной и рабочей (420 °С) температурах, получены неудовлетворительно низкие значения ударной вязкости — 9,0 и 17,0 Дж/см2 соответственно. Как показывают представленные итоги исследований, сочетание ряда неблагоприятных факторов (наличия концентраторов напряжений от дефектов, сниженного сопротивления металла возникновению
и развитию разрушения, повышенной чувствительность к хрупкому разрушению) привели к отказу элемента змеевика.
Выводы
1. Рассмотрены случаи отказа технологического оборудования и определена одна из основных причин его возникновения — недостаточный входной контроль качества металлургической продукции. Исследования качества металла, в том числе микроструктурный и металлографический анализы, изучение механических характеристик и оценка характера разрушения, показали, что такие дефекты структуры, как грубые неметаллические и шлаковые включения, которыми загрязнен низкокачественный металл, поры и несплошности (расслоения), а также механические свойства, не соответствующие требованиям стандартов, являются причиной преждевременного выхода оборудования из строя.
2. Одним из направлений совершенствования промышленной безопасности потенциально опасных производственных объектов, связанным с уменьшением риска аварий и инцидентов, является ограничение использования некачественной продукции машиностроения на промышленных предприятиях. Инциденты, отказы, и аварийные остановки необходимо предупреждать путем проведения предварительных процедур проверки изделий поставщика, это может служить гарантией дальнейшей безопасной эксплуатации потенциально опасных объектов.
3. Контроль исходной структуры металла и результаты исследований механических свойств послужат основой для объективной оценки влияния эксплуатационных повреждающих факторов на свойства материала.
Литература
1. ИТН-93. Инструкция по техническому надзору, методам ревизии и отбраковки оборудования нефтеперерабатывающих и нефтехимических производств.
2. Червяков А. Н., Киселева С. А., Рыльни-ков А. Г. Металлографическое определение включений в стали. М.: ГНТИЛЧЦМ, 1962. 248 с.
3. Гельд П. В., Рябов Р. А., Кодес Е. С. Водород и несовершенства структуры металла. М.: Металлургия, 1979. 221 с.
4. Wegst C. W. Stahlschlussel. Düsseldorf: Verlag Stahlschlussel GmbH, 1995.
5. Виноград М. И. Включения в стали и ее свойства. М.: ГНТИЛЧЦМ, 1963. 252 с.
6. Ланская К. А. Теплоустойчивые стали // Итоги науки и техники. Сер. Металловедение и термическая обработка. Т. 14. М.: ВИНИТИ, 1980. С. 54-99.
