Разработка технологических параметров производства заготовок роторов из высокохромистых сталей тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Ратушев, Дмитрий Владимирович

• Ратушев, Дмитрий Владимирович
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Ратушев, Дмитрий Владимирович

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. Состояние вопроса

1.1 История вопроса

1.2 Основные требования, предъявляемые к материалу роторов турбин, работающих в условиях ССКП

1.3 Влияние химического состава на структуру и свойства высокохромистой стали

1.4 Технологические особенности производства высокохромистых сталей

1.4.1 Термомеханические особенности ковки высокохромистых сталей

1.4.2 Влияние условий формообразования на деформируемость и качество

поковок из высокохромистых сталей

1.4.3. Предварительная термическая обработка высокохромистых сталей

1.4.4 Основная термическая обработка высокохромистых сталей

1.5 Обзор зарубежных высокохромистых сталей. Опыт освоения, исследования и изготовления заготовок роторов из 9-12%-хромистых сталей

1.6 Отечественный опыт производства высокохромистых сталей

1.7 Выводы по главе 1

Глава 2. Материалы, методики и объем исследования

2.1 Исследуемые материалы

2.2 Исследования с использованием стандартных методов

2.2.1 Исследование химического состава стали

. I

2.2.2 Испытания механических свойств

2.2.3 Определение температуры вязко-хрупкого перехода (Т50)

2.2.4 Испытания на длительную прочность

2.2.5 Металлографические исследования

2.3 Специальные методы исследования

2.3.1 Методы исследования фазовых превращений

2.3.2 Исследование карбидной фазы

2.3.3 Методика исследования технологической пластичности испытанием на кручение

2.3.4 Физическое моделирование процессов горячей деформации

2.3.5 Компьютерное моделирование режимов термической обработки

Глава 3. Исследование высокохромистых марок стали на металле лабораторных

плавок

3.1 Изготовление и металлографическое исследование опытных поковок в лабораторных условиях

3.2 Разработка режимов термической обработки

3.2.1 Определение температуры минимальной устойчивости аустенита

3.2.2 Разработка режима предварительной термической обработки

3.2.3 Разработка режима основной термической обработки

3.3 Исследование влияния основной термической обработки на структуру и свойства опытных поковок в лабораторных условиях

3.3.1 Исследование влияния основной термообработки на микроструктуру металла

3.3.2 Исследование влияния основной термической обработки на свойства тали

3.3.2.1 Исследование кратковременных механических свойств

3.3.2.2 Исследование длительной прочности экспресс-методом

3.3.4 Исследование фазового состава опытных поковок

3.4 Выводы по главе 3

Глава 4. Исследование технологических характеристик высокохромистой стали при горячей пластической деформации

4.1 Определение технологической пластичности высокохромистых марок

стали

4.2 Исследование влияния деформационных параметров на предельную пластичность

4.3 Физическое моделирование процесса горячей пластической деформации

4.4 Расчет температурного состояния заготовки ротора в процессе ковки

4.5 Выводы по главе 4

Глава 5 Исследование высокохромистой стали на металле промышленной выплавки

5.1 Технология производства заготовки макета ротора

5.1.1. Технология выплавки стали

5.1.2 Технология ковки и предварительной термической обработки макета ротора

5.2 Разработка режима основной термической обработки макета ротора

5.2.1 Исследование проб заготовки макета ротора

5.2.2 Основная термическая обработка макета ротора

5.2.3 Исследование микроструктуры и механических свойств после основной термической обработки макета ротора

5.3 Выводы по главе 5

Список использованной литературы

Приложение

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Разработка технологических параметров производства заготовок роторов из высокохромистых сталей»

ВВЕДЕНИЕ

Одним из приоритетных направлений развития энергетики на текущий момент является переход на энергоблоки с более высокими, суперсверхкритическими параметрами пара (ССКП): температура 600-620°С, давление 30-35МПа. В настоящее время ведущие транснациональные энергомашиностроительные компании освоили производство таких энергетических установок.

Наиболее нагруженными и ответственными элементами паровой турбины являются ротора высокого (ВД) и среднего давления (СД). В России для роторов ВД и СД, применяемых в турбинах с параметрами Р=24МПа, Т=540°С, используются низколегированные хромомолибденованадиевые стали Р2М (Р2МА) и ЭИ-415, Эксплуатационные характеристики этих сталей не позволяют использовать их для высокотемпературных роторов паровых турбин, работающих на ССКП. Современные энергетические установки требуют новых жаропрочных материалов для работы при температурах 590-640°С [1].

Высокохромистые мартенситные стали, содержащие 9-12 % хрома и легированные вольфрамом, молибденом, ниобием, кобальтом, азотом, бором, относятся к данному классу материалов. Их служебные свойства, в частности жаропрочность, превосходят характеристики сталей перлитного класса, применяемых на сегодняшний день в России для производства роторов ВД и СД.

Такие комплекснолегированные высокохромистые стали разработаны за рубежом в рамках европейских программ COST 501/522/536 и в Японии как для поковок роторов паровых турбин, так и для литых элементов.

Подобные стали существуют и в России, но одним из сдерживающих моментов их использования является отсутствие обоснованных и отработанных технологических параметров производства конкретных изделий (заготовок) из высокохромистых марок стали, таких как ротора ВД и СД паровой турбины ССКП.

Повышение параметров пара требует решения ряда принципиальных, в первую очередь, научных и технологических проблем. А именно: обеспечение ресурса длительной прочности в 100000 часов такого элемента энергоблока, как высокотемпературный ротор турбины, отработка технологических параметров процессов изготовления конкретных изделий, в частности цельнокованых роторов на всех стадиях металлургического цикла для обеспечения качества и эксплуатационных свойств поковок массой до 100 т.

Таким образом, разработка технологии изготовления заготовок роторов из новых высокохромистых марок стали, обеспечивающих необходимый уровень служебных свойств при высоких температурах и давлении, и освоение отечественной промышленностью производства заготовок из данных марок стали является актуальной задачей, решение которой позволит обеспечить переход Российской энергетики к новым параметрам энергетических установок - ССКП. В результате развития этого направления должны быть созданы предпосылки для осуществления необходимой модернизации энергоблоков тепловых электрических станций (ТЭС), либо замены устаревшего оборудования новыми конкурентными образцами [2].

В связи с изложенным целью настоящей работы является разработка принципиальных технологических параметров изготовления заготовок роторов из перспективной высокохромистой стали для энергоблоков, работающих в условиях ССКП, включая разработку режимов горячей пластической деформации и термической обработки, обеспечивающих требуемый уровень служебных свойств.

В соответствии с указанной целью в работе были поставлены следующие задачи:

- исследование на металле лабораторных плавок влияния химического состава и параметров термической обработки на структуру и служебные свойства высокохромистой стали;

разработка технологических параметров горячей пластической деформации новой высокохромистой стали в процессе ковки на основе результатов физического моделирования;

- компьютерное моделирование и разработка основных параметров термической обработки;

- изготовление макета ротора и промышленное опробование разработанной технологии ковки и термической обработки, оценка полученной структуры и свойств металла;

- разработка рекомендаций по технологии ковки и термической обработки штатных (промышленных) заготовок роторов.

Указанные исследования проводились на металле двух высокохромистых марок стали для заготовок роторов ССКП - XI1МНАФБ с системой легирования Cr-Mo-V-Nb, т.е. без вольфрама и 12Х10М1В1ФБРА с системой легирования Сг-Mo-W-V-Nb, т.е. с вольфрамом и бором.

Научная новизна настоящей работы состоит в следующем:

1. Изучены структурные и фазовые превращения, происходящие в высокохромистых сталях Х11МНАФБ и 12Х10М1В1ФБРА в диапазоне температур от 1050°С до комнатной температуры, определены критические точки (АС1 и АСз) и построены термокинетические диаграммы (ТКД) вышеуказанных высокохромистых марок стали.

2. Определена температура минимальной устойчивости аустенита и минимальное время, необходимое для завершения перлитного превращения в высокохромистой стали системы легирования Cr-Mo-V-Nb.

3. Установлен температурный интервал горячей пластичности высокохромистых сталей системы легирования Cr-Mo-V-Nb и Cr-Mo-W-V-Nb в процессе ковки.

4. Определены режимы горячей пластической деформации, обеспечивающие эффективное деформирование высокохромистой стали в процессе ковки и требуемое качество поковки.

5. Установлены закономерности влияние температурно-временных параметров термической обработки и количества высокотемпературных нагревов на кратковременные и длительные свойства стали XI1МНАФБ.

6. Изучено влияние температурно-временных параметров высокого отпуска на кратковременные свойства стали 12Х10М1В1ФБРА. Определена зависимость кратковременных механических свойств от параметра Холломона, что позволяет прогнозировать уровень свойств и корректировать режим термической обработки.

7. Разработаны основы для назначения режимов термической обработки заготовок роторов из высокохромистых сталей исследуемых систем легирования.

Практическая значимость работы заключается в следующем:

1. Разработана технология изготовления заготовок роторов из высокохромистых марок стали, включая температурные режимы горячей пластической деформации и параметры технологии термической обработки.

2. В условиях производства ООО «ОМЗ-Спецсталь» (бывшее металлургическое производство ОАО «Ижорские заводы») изготовлен полноразмерный макет ротора, проведено исследование его структуры и свойств.

3. Разработаны технологические рекомендации для осуществления промышленного производства в ООО «ОМЗ-Спецсталь» роторов из высокохромистой стали.

Глава 1. Состояние вопроса

1.1 История вопроса

На сегодняшний день экономичность российских энергоблоков по сравнению с европейскими свидетельствует о существенном отставании отечественного производства электроэнергии от передовых зарубежных технологий. Средний КПД ТЭС России составляет 36%, тогда как средний КПД зарубежных энергоблоков нового поколения на повышенных параметрах пара составляет 45%. Иными словами, технический уровень оборудования, установленного на российских станциях, существенно ниже современного мирового уровня, и последствия этого выражаются, прежде всего, в значительном пережоге топлива и, соответственно, в ухудшенных экономических показателях ТЭС.

Основной причиной указанного технического отставания является физическое старение работающего оборудования. Около 50% установленной мощности турбин уже выработало свой парковый ресурс и, несмотря на проводимые мероприятия по продлению срока службы оборудования, в ближайшие годы потребуется массовая замена устаревших турбин.

Другой причиной низкого технического уровня российского производства электроэнергии является преобладание энергоустановок на относительно низких параметрах пара с большим расходом топлива и большими затратами на собственные нужды ТЭС [3].

Повышение параметров пара - это один из наиболее эффективных способов повышения КПД ТЭС.

Поэтому исторически процесс развития энергетики заключается в переходе на энергоблоки с более высокими параметрами пара, и здесь можно выделить несколько этапов [4]:

1) 50-60-е гг. XX в. - строительство и ввод в эксплуатацию энергоустановок с критическими параметрами пара: р=16,6 МПа, температура 540°С/540°С;

2) 70-80-е гг. XX в. - строительство и ввод в эксплуатацию энергоустановок с суперкритическими параметрами пара (СКП): р=25 МПа, температура 540°С/560°С;

3) 90-е г. XX в. - строительство и ввод в эксплуатацию энергоустановок с суперсверкритическими параметрами пара первого поколения (ССКП): р=27 МПа, температура 580°С/600°С;

4) 2000-2010 гг. - строительство и ввод в эксплуатацию энергоустановок с суперсверкритическими параметрами пара второго поколения: р=30 МПа, температура 600°С/620°С.

Около 40 лет назад первый энергоблок ССКП был создан в США - это турбина ТЭС «Эдистоун-1», мощностью 325 МВт на параметры 35,9 МПа, 548°С/565°С/565°С.

В настоящее время мировая теплоэнергетика в целом уже сделала реальные шаги к массовому переходу на энергоблоки ССКП: 30 МПа, 600°С.

Первый российский вариант энергоустановки на параметры пара 30 МПа, 650°С (энергоблок с турбиной СКР - 100 на Каширской ГРЭС) не получил дальнейшего распространения из-за высокой стоимости оборудования, поскольку наиболее жаропрочные элементы были изготовлены из дорогостоящих аустенитных нержавеющих никелевых сталей. Примерно в этот же временной период прорыв в развитии новых технологий на ССКП за рубежом произошел после освоения новых жаропрочных 9-12% хромистых сталей, гораздо более дешевых, чем никелевые аустенитные стали.

Расчетные данные показывают, что даже без учета экономического эффекта от совершенствования турбины, при переходе от 24,1 до 31 МПа, повышении температуры пара на входе в турбину до 593°С и при введении второго перегрева можно суммарно сэкономить более 4,4% топлива по сравнению с обычными энергоблоками на 25 МПа, 540°С/540°С [5] .

В связи с развитием энергомашиностроения и потребностью в блоках нового поколения с повышенным КПД, а значит с более высокими рабочими температурами и давлениями, весьма остро встает вопрос о материалах, отвечающих этим современным требованиям. Поэтому весьма актуальным является применение именно модифицированных сталей с содержанием хрома 912% в качестве жаропрочных материалов для наиболее напряженных частей паровой турбины - роторов ВД и СД. Именно эти стали должны заполнить «температурный пробел» между низколегированными сталями перлитного класса и высоколегированными сталями аустенитного класса. Существенным преимуществом хромистых мартенситных сталей по сравнению с аустенитными является низкий коэффициент линейного термического расширения. Данное обстоятельство позволяет использовать их для изготовления частей деталей, сопряженных с частями деталей из перлитных сталей.

Повышение параметров пара требует решения ряда принципиальных, в первую очередь, научных и технологических проблем. Главной, из которых является обеспечение ресурса в 200-250 тысяч часов такого элемента энергоблока, как высокотемпературный ротор турбины. Как указывалось выше, критическими элементами паровой турбины являются роторы ВД и СД, для которых обычные трудности обеспечения необходимой прочности усугубляются технологическими проблемами изготовления поковок высокого качества весом до 100-136 т.

1.2 Основные требования, предъявляемые к материалу роторов турбин, работающих в условиях ССКП

Анализ литературных источников показал, что основными требованиями, предъявляемыми к материалу роторов турбин ССКП, являются:

> хорошая технологичность;

> полная прокаливаемость в сечениях до 1200 мм;

> содержание структурно свободного 5-феррита не более 3%;

> категория прочности КП 60 или КП 70;

> ударная вязкость (КСУ) не менее 300 кДж/м и величина работы удара не менее 40Дж на образцах с острым надрезом;

> РАТТ50 не выше 40 - 60°С в теплоинерционных зонах поковки;

> предел длительной прочности не менее 100 МПа на базе 100 000 часов при температуре 600°С;

> длительная пластичность не менее 10 % на базе 100 000 часов при температуре 600°С;

^ достаточная трещиностойкость, т.е. отсутствие чувствительности к надрезу и трещине.

Для обеспечения указанных требований структура 9-12%-ных хромистых комплекснолегированных сталей должна быть преимущественно мартенситной. Однако при этом важно, чтобы мартенситная структура и созданные в процессе мартенситного превращения дефекты строения, сохраняющиеся даже после отпуска на сорбит, были устойчивы и в процессе последующих длительных нагревов для обеспечения требуемой длительной прочности и пластичности. Это может быть достигнуто соответствующим закреплением дефектов строения карбидными или другими термически устойчивыми фазами. К таким фазам можно отнести карбиды или карбонитриды У(СЫ), ЫЬ(СЫ), Ме2зСб и интерметаллиды типа Ре2М [6].

Таким образом, обеспечение указанной структуры и её стабильности в процессе эксплуатации и есть основная задача, которая решается при разработке технологических параметров горячей пластической деформации и термической обработки заготовок из высокохромистой стали.

1.3 Влияние химического состава на структуру и свойства высокохромистой стали

Основными структурными составляющими высокохромистых сталей являются мартенсит, структурно-свободный 5-феррит и упрочняющие карбиды, нитриды, карбонитриды или интерметаллидные фазы.

Наличие ферритной составляющей в структуре может резко повышать критическую температуру хрупкости металла. Негативное влияние также оказывают и продукты распада остаточного аустенита. Образование этих структур определяется соотношением в стали элементов, способствующих образованию феррита, (хромовый эквивалент Сгэ) и элементов, задерживающих распад аустенита, (никелевый эквивалент №э) [6].

Для определения структуры стали, с учетом никелевого и хромового эквивалентов, используют диаграмму Шеффлера (рисунок 1.1).

Ведущую роль в образовании 5-феррита играет химический состав на стадии выплавки и формирования слитка, поскольку это предполагает топографию и интенсивность распределения 5-феррита, и, в конечном итоге, определяет несущую способность высокохромистых мартенситных сталей.

Наличие и количество той или другой структурной составляющей определяется содержанием легирующих элементов, входящих в сталь, и технологией изготовления из неё заготовок.

о <М

Структурная диаграмма нержавеющих сталей (Шеффлер)

О 2 Ц 6 <3 Ю (г /4 /6 п 20 2.2 01-12Ь2& 30 32 34 36 3* 40

Эквивалент хрома: %€г+%Мо+1,5-%81+0,5%-ЫЬ (или Т])

Рисунок 1.1- Структурная диаграмма Шеффлера

Далее приведены данные о влиянии некоторых легирующих элементов на свойства высокохромистых сталей.

Хром

Основным легирующим элементом в сталях, работающих при высоких температурах, является хром, поскольку с увеличением его содержания повышается жаростойкость и сопротивление стали к окислению [7, 8].

Минимальное содержание хрома в стали, при котором проявляется коррозионная стойкость во влажной атмосфере и различных малоагрессивных растворах, составляет 12%. Такое влияние хрома объясняется его способностью к самопроизвольному пассивированию в естественных условиях и образованию плотных газонепроницаемых окисных пленок при высоких температурах [6]. Положительное значение электрохимического потенциала сталь приобретает в том случае, если содержание хрома в твердом растворе железа достигает 12%. Полностью нержавеющими свойствами эти стали не обладают, но их стойкость значительно выше, чем стойкость низколегированных конструкционных сталей.

При увеличении содержания хрома температурная зависимость теплопроводности повышается. Это положение очень важно для изделий, работающих при высоких температурах, так как чем выше теплопроводность стали, тем меньше будут температурные напряжения в ней.

Хром является сильным карбидообразующим элементом. Положительное влияние повышенного содержания хрома можно объяснить упрочнением стали в результате фазового наклепа и дисперсионного твердения вследствие выделения в большом количестве карбида М2зСб [9, 10].

Однако, влияние хрома неоднозначно. В работе [9] показано, что увеличение содержания хрома более 11,4% приводит к резкому снижению вязкости при комнатной температуре, а наилучшие значения длительной прочности получены при содержании хрома 11,5 %. Кроме того, с повышением содержания хрома до 13%) растет содержание 8-феррита (>2%). Авторы [10] изучали влияние содержания хрома на длительную прочность при 650°С в

диапазоне 8,5-11,5%. Ими было установлено, что содержание хрома 9% соответствует максимальному ресурсу при 98 МПа.

Для термической обработки весьма важным является то, что хром, в противоположность никелю и марганцу, повышает точку Аа и тем самым расширяет вверх температурную область отпуска, а значит возможную температуру эксплуатации.

Вольфрам и молибден

Как известно, вольфрам и молибден являются ферритообразующими элементами. Их влияние связано с расширением ферритной области и сужением у-области, поэтому их высокое содержание в заготовках роторов для ССКП нежелательно. В то же время, положительное влияние небольших добавок и Мо на жаропрочность связано с их влиянием на температуру рекристаллизации. В большей мере, вольфрам повышает температуру рекристаллизации твердого раствора, затрудняя тем самым диффузионные превращения и способствуя сохранению упрочнения стали при высоких температурах, то есть эффективнее влияет на длительную прочность [7, 11, 12]. Кроме этого, молибден увеличивает коррозионную стойкость в средах повышенной агрессивности [13].

Следует отметить, что использование молибдена в увеличенных количествах при отсутствии связи с соизмеримыми содержаниями других легирующих элементов может ухудшить технологические свойства стали и не приведет к желаемому увеличению жаропрочности [11].

Наиболее эффективное влияние на повышение сопротивления ползучести при 600°С в сложнолегированных сталях оказывает вольфрам. Кроме карбидов типа Ме23С6, в стали с вольфрамом образуются дисперсные выделения интерметаллидной фазы Лавеса типа Бе2\¥ продолговатой формы, с чем связывают упрочнение стали при высоких температурах [6]. Для изготовления ответственных тяжелых поковок в сталь вводят до 1% вольфрама и до 0,75% молибдена.

Авторы работы [14] исследовали влияние вольфрама на вязкость сталей, содержащих: С=0,1%, Сг=8,8%, У=0,2%, ЫЬ=0,07%, Мо=0,1-1% и \¥=0-2,7%, с использованием трех модификаций типа 9Сг-1Мо (№1), 9Сг-0,5Мо-1,89\¥ (№2), Cr-0,lMo-2.7W (№3). При увеличении содержания вольфрама вязкость в исследованных сталях изменяется неоднозначно. Так, сталь №2 с содержанием вольфрама 1,8% обнаруживает некоторое снижение вязкости по сравнению со сталью №1, однако, сталь №3 с содержанием вольфрама 2,7% имеет более высокую вязкость по сравнению с другими сталями при всех температурах отпуска. Такие различия предположительно объясняются тем, что введение 1,8% задерживает возврат дислокаций, и поэтому сохраняется структура отпуска с высокой плотностью дислокаций до более высоких температур отпуска по сравнению со сталью №1, что приводит к ухудшению вязкости стали №2. Однако увеличение содержания вольфрама до 2,7% приводит к образованию нормализованной структуры с мартенситом и 5-ферритом, которые повышают вязкость стали №3 при всех температурах отпуска, не зависимо от структуры отпущенной стали.

В литературе [7, 12, 15, 16], показано что оптимальное значение эквивалентного содержания молибдена Моэкв=:%Мо+0.5%\¥ должно быть равно 1,5. В работах [7, 17] определялось оптимальное соотношение между Мо и в части результатов длительных испытаний на базе 100000 часов при температуре 650°С и определения переходной температуры хрупкости (БАТТ). Наилучшие результаты испытаний указанных служебных свойств получены при содержании молибдена и вольфрама на уровне 0,7% и 1,8% соответственно.

Ванадий, ниобий и тантал

Ванадий, ниобий и тантал являются ферритообразующими элементами. В небольших количествах упрочняют твёрдый раствор. В сочетании с углеродом и азотом образуют карбиды и карбонитриды, стабилизирующие структуру. Эти

элементы не могут быть добавлены в значительном количестве из-за их малой

<

растворимости в твёрдом растворе [12, 18].

Ванадий и ниобий еще более, чем молибден ивольфрам сужают у-область.

Введение ниобия способствует измельчению структурных составляющих при отпуске и повышает сопротивление ползучести [6].

В многочисленных исследованиях [7,11,19,20] установлено, что оптимальное содержание ванадия в высокохромистой стали должно быть на уровне 0,2 %, а ниобия - на уровне 0,05%.

В одной из последних публикаций [21] в новой марке стали 59As, разрабатываемой в рамках программы COST536, ниобий полностью заменен на тантал. При этом делается акцент на ведущую роль тантала в будущем.

Кремний и алюминий

Кремний и алюминий являются сильными ферритообразующими элементами. Добавка кремния и алюминия увеличивает жаростойкость хромистой стали, повышает ее сопротивление воздействию агрессивных сред. Содержание кремния в количестве 1% , вероятно, максимально допустимо в 12% хромистых сталях, поскольку выше этой концентрации увеличивается количество 5-феррита и, следовательно, прочность снижается [6]. Кремний уменьшает степень проявления сегрегации в слитке [11].

В работах [12,17] на лабораторном металле изучалось влияние алюминия на длительные свойства. Оно оказалось явно неблагоприятным при содержании алюминия более 100 ррш. Однако небольшие добавки алюминия, как известно, полезны не только для раскисления стали, но и для образования дисперсных нитридов алюминия, сдерживающих рост зерна при технологических нагревах [22].

Углерод

Расширяя область у-твердого раствора и образуя карбиды с высокой прочностью межатомных связей, углерод является эффективным упрочнителем железных сплавов. Его упрочняющее влияние определяется термической устойчивостью образуемых карбидных фаз [23].

В то же время углерод оказывает отрицательное влияние на пластичность, не только кратковременную, но и длительную, ухудшает свариваемость стали, снижает сопротивление распространению трещины [6].

В различных исследованиях показано, что содержание углерода в конструкционных высбкохромистых сталях должно быть в пределах 0,14-0,20% [24-28].

Повышенное содержание углерода в сталях данного класса оказывает отрицательное влияние, поскольку более интенсивно происходит перераспределение легирующих элементов между твердым раствором и карбидной фазой. В результате происходит обеднение твердого раствора стали преимущественно молибденом, являющимся наиболее эффективным упрочнителем твердого раствора. Таким образом, с течением времени ^ жаропрочность стали с повышенным содержанием углерода уменьшается [29].

Кроме того, для предотвращения образования 5-феррита необходимо снижать значения эквивалента хрома (Сгэкв.) менее 6,5, для этого содержание углерода в стали не должно превышать 0,14%. Это более эффективный способ чем повышение содержания аустенитообразующих элементов, таких как никель, марганец, кобальт [12, 13].

Никель и марганец

Аустенитообразующие элементы никель и марганец добавляются в сталь для предотвращения выделения 5-феррита в микроструктуре [29] и для компенсации ферритообразующего влияния хрома, молибдена, ванадия. Эти элементы снижают критическую скорость охлаждения, повышают восприимчивость к закалке (прокаливаемость) [30].

Как известно, никель повышает ударную вязкость и уменьшает склонность к перегреву, затрудняя рост зерна [23]. В то же время никель сильно понижает температуру возможного применения стали и ее жаропрочные свойства в силу того, что он также как и марганец снижает температуру АС1 [29]. В работе [17] на лабораторных плавках изучалось влияние никеля при его содержании 0 - 0,3% на

длительную прочность стали и переходную температуру хрупкости (FATT). С увеличением содержания никеля заметно понижается длительная прочность, а влияние никеля в указанных пределах на FATT не установлено. Поэтому большинство авторов считают, что в жаропрочных сталях необходимо снижать содержание никеля до 0,25% [17, 18, 31].

Азот

Азот также относится к элементам, расширяющим у-область. Оптимальной добавкой азота в сталь 12%Cr-MoVNb является 0,05-0,06%, что повышает уровень прочности при кратковременных и длительных испытаниях, при этом пластичность и вязкость остаются достаточно высокими. Упрочнение сталей с азотом возможно также в результате дисперсионного твердения за счет выделения нитридов [6, 29]. В борсодержащих сталях для предотвращения образования нитридов бора, содержание азота не должно превышать 200 ррт [12].

Бор

Бор относится к элементам, расширяющим у - область, и способен образовывать интерметаллидные соединения (бориды). Небольшие добавки бора (тысячные и десятитысячные доли процента) значительно увеличивают прокаливаемость сталей.

Бор повышает длительную прочность, сопротивление ползучести и длительную пластичность сталей и сплавов. Основной причиной указанного влияния является растворение бора в граничных зонах, в результате чего происходит упрочнение границ зерен, стабилизация М2зСб и замедление протекания диффузионных процессов в этих участках [10, 32]. Добавки бора в сталь увеличивают количество М2зС6 [6].

В некоторых публикациях [10, 32-34] утверждается, что бор стабилизирует карбиды, за счет его проникновения в Ме2зС6 с образованием карбоборида Ме23(С, В)6.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Ратушев, Дмитрий Владимирович, 2013 год

Список использованной литературы

1. Имамутдинов И. Дефицит продавцов будущего // Эксперт. - 2010. -№ 50 (734). - С.78-86.

2. Скоробогатых В.Н., Щенкова И.А. Жаропрочные хромистые стали для оборудования ТЭС - опыт и перспективы применения // Энергетик. -2007.-№7.- С.7-9.

3. Стратегия развития энергомашиностроения Российской Федерации

I

на 2010 - 2020 годы и на перспективу до 2030 года. [Электронный ресурс]. -Москва, 2011. - Режим доступа:

http://www.minpromtorg.gov.ru/ministry/strategic/sectoral/15.

4. Masuyama F. History of power plants and progress in heat resistant steels // ISIJ International. - 2001. - Vol. 41, № 6. - P.612-625.

5. Исследование влияния химического состава на длительную прочность и ползучесть высокохромистых сталей для обеспечения работы паровых и газовых турбин на суперсверхкритических параметрах энергоносителей: отчет о НИР / Титова Т.И. - Санкт-Петербург: Научно-исследовательский центр ООО «ТК «ОМЗ-Ижора», 2006. - 199 с.

6. Ланская К. А. Высокохромистые жаропрочные стали. М.: Металлургия, 1976. - 216 с.

7. Gianfrancesco A. Di. High temperature properties and creep behaviour of A CrMoCoB (FB2) steel trial rotor / Gianfrancesco A. Di, Cipolla L., Venditti D. et al. [Электронный ресурс] // 17-th IFM, Nov 03-07 (2008), Santander, Spain - 1 электрон, опт. диск (CD-ROM).

8. Ronald L. Kluch, Donald R. Harries. High-Chromium ferritic and martensitic steels for nuclear applications // ASTM International. - 2002. - Chapter II.-P.5-28.

9. Yang Liu X., Fujita T. Effect of chromium content on creep rupture properties of high chromium ferritic heat resisting steel // ISIJ International. - 1989. -Vol. 29, № 8. - P.680-686.

10. Miki К. Improvement of long term creep strength in high Cr heat resistant steel / Miki K., Azuma Т., Ishiguro Т., Hashizume R. et al. // 15-th IFM-Kobe, Japan. - Oct 26-29 (2003). - P. 269-275.

11. Fujita T. Current progress in advanced high Cr ferritic steels for high temperature applications // ISIJ International. - 1992. - Vol. 32, № 2. - P.175-181.

12. Arai M. Development of high WCoB-containing 12Cr rotor steels for use at 650°C in USC power plants / Arai M., Doi H., Azuma Т., Fujita T. // 15-th IFM- Kobe, Japan. - Oct 26-29 (2003). - P. 261-268.

13. Knezevic V. Martensitic/ferritic super heat-resistant 650°C steels -design and testing of model alloys / Knezevic V., Sauthoff G., Vilk J. et al. // ISIJ International. - 2002. - Vol. 42, № 12. - P. 1505-1514.

14. Gemot Götz. Langreitentwicklung der mikrostruktur neuer 9-12% Chromstähle fur den einsatz in kraftwerken. Als dissertation genehmigt.Erlangen, 2004. - 147 p.

15. Kern T.-U. The European efforts in material development for 650°C USC power plants - COST 522 / Kern T.-U., Staubli M., Scarlin B. et al. // ISIJ International. - 2002. - Vol. 42, № 12. - P. 1515-1519.

16. Пат. 2272852 РФ, МПК С 22 С 38/48. Жаропрочная сталь для роторов паровых турбин / Колпишон Э.Ю., Дурынин В.А, Батов Ю.М., Михеева И.Н. и др. — Опубл. 27.03.2006, Бюл. № 9.

17. Kagawa Y. Development and Manufacturing of the next generation of advanced 12%Cr steel rotor for 630°C steam temperature / Kagawa Y., Tamura F., Ishiyama O. et al. // 14-th IFM. - Wiesbaden, Germany. - Sept 03-08 (2000). - P. 301-308.

18. Kern T.-U. The European material development within COST522 for 650°C USC power plants / Kern T.-U., Staubli M., Zeiler G., A. Finali et al. // 15-th IFM.- Kobe, Japan. - Oct 26-29 (2003). - P. 244-247.

19. Suzuki K. Two-phase separation of primary MX carbonitride during tempering in creep resistant 9CrlMoVNb steel / Suzuki K., Kumai S., Toda Y. et al.// ISIJ International. - 2003. - Vol. 43, № 7. - P. 1089-1094.

20. Kang S.-T. Manufacturing and properties of advanced 12%Cr rotor steel for USC power plant / Kang S.-T., Kim D.-S., Kim M.-S. et al. [Электронный ресурс]. // 16-th IFM/ Sheffield, UK. - Oct 15-18 (2006),- 1 электрон, опт. диск (CD-ROM).

21. Kern T.-U. The European COST536 project for development of new high temperature rotor materials / Kern T.-U., Scarlin В., Donth В et al. [Электронный ресурс]. 17-th IFM, Nov 03-07 (2008), Santander, Spain. - 1 электрон, опт. диск (CD-ROM).

22. Солнцев Ю.П., Титова Т.И. Стали для Севера и Сибири. - СПб.: ХИМИЗДАТ, 2002. - 352 с.

23. Масленков С.Б., Масленкова Е.А. Стали и сплавы для высоких температур. Справ, изд. в 2-х кн. Кн.1 -М.: Металлургия, 1991. - 383 с.

24. Дуб А.В., Скоробогатых В.Н., Щенкова И.А. Новые жаропрочные стали для перспективных объектов тепловой энергетики. //Теплоэнергетика. -2008.-№7._ с. 53-58.

25. Пат. 2328547 РФ, МПК С 22 С 38/48. Высокохромистая сталь для роторов паровых турбин / Батов Ю.М., Горынин В.И., Дурынин В.А. и др. — Опубл. 10.07.2008, Бюл. № 19.

26. Исследование свойств теплостойкой стали 10Х12НЗМ2Ф в натурных сечениях применительно к турбинным дискам: отчет о НИР / Ю.И. Звездин-М: НПО ЦНИИТМАШ. - 1988. - 150 с.

27. Разработка технологии производства, изготовления и исследования качества опытно-штатного диска из сверхчистой стали 10Х12НЗМ2ФА: отчет о НИР / Лебедев А.В. - СПб: АО «Ижорские заводы», ЦЛО. - 1995. - 115 с.

28. Манилова Е.П.. Кинетика фазово-структурных процессов в условиях длительной эксплуатации в 12 % хромистой стали (ЭП428): автореф. дис. канд. техн. наук: 05.02.01 / Манилова Елена Петровна. - СПб, 2005. - с. 24.

29. Гудремон Э.А. Специальные стали. 2-е изд. пер. с нем. языка. - М.: Металлургия, 1966. - 540 с.

30. Гольдштейн М.И. Специальные стали / Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. - М.: Металлургия, 1985. - 408 с.

31. Kern T.-U. Development and qualification of rotor steels for 600 °C to 650 °C application in cost 501/cost 522 / Kern T.-U., Cerjak H., Mayer К. H. et al. // 14-th IFM. - Wiesbaden, Germany. - Sept 03-08 (2000). - P. 270-276.

32. Hoffer P. Investigation of boron distribution in martensitic 9%Cr creep resistant steel / Hoffer P., Miller M.K., Babu S.S. et al. // ISIJ International. - 2002. -Vol. 42, Supplement. - P.S62-S66.

33. Nozu S. Manufacturing technology of 12%Cr steel alloyed with boron large ingot for power generator / Nozu S., Morinaka K., Naruse H., Muraoka T. // 15th IFM.- Kobe, Japan. - Oct 26-29 (2003). - P. 276-281.

34. Yamamoto Y. Production and characteristics of modified 9Cr-lMo steel forging valve bodies / Yamamoto Y., Akimoto Y., Hayashi Y., Seo S. // 15th IFM .Kobe, Japan. - Oct 26-29 (2003). - P. 282-289.

35. Щенкова И.А. Исследование влияния состава феррита и типа упрочняющих фаз на релаксационную стойкость хромистых сталей: автореф. дис. канд. техн. наук: -М., 1971.

36. Генерсон И.Г. Поковки из специальных сталей. JL: Машиностроение, 1967. - 312 с.

37. Дзугутов М.Я. Пластическая деформация высоколегированных сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1977. - 480 с.

38. Охрименко Я.М. Теория процессов ковки/ Я.М. Охрименко, В.А.. Тюрин. - М.: Высшая школа, 1977. - 295 с.

39. Охрименко Я.М. Технология кузнечно-штамповочного производства: учебник для вузов / Я.М. Охрименко. - 2-е изд., перераб. и доп. - М.: Машиностроение, 1976. - 560 с.

40. Рыбин Ю.И. Математическое моделирование и проектирование технологических процессов обработки металлов давлением / Ю.И. Рыбин, А.И. Рудской, A.M. Золотов. - СПб.: Наука, 2004. - 640 с.

41. Трубина В.Н. Ковка крупных поковок / В.Н. Трубина, В.А. Шелехова. - М.: Машиностроение, 1965. - 296 с.

42. Онищенко А.К. Теория промышленной ковки стали и сплавов / А.К. Онищенко, H.H. Беклемишев. - М.: Спутник+, 2011. - 245 с.

43. Немзер Г.Г. Теплотехнология кузнечно-прессового производства / Г.Г. Немзер. - 2-е изд. перераб. и доп. - Л. : Машиностроение, 1988. - 320 с.

44. Ковка и штамповка: справочник в 4-х т. Т.1. Материалы и нагрев. Оборудование. Ковка. - 2-е изд., перераб. и доп. / под общ. ред. Е.И. Семенова. - М.: Машиностроение, 2010. - 717 с.

45. Бордзыка A.M. Термическая обработка жаропрочных сталей и сплавов / A.M. Бордзыка, В.З. Цейтлин. - М.: Машиностроение, 1964. - 248 с.

46. Немзер Г.Г. Тепловые процессы производства крупных поковок / Г.Г. Немзер. - Л.: Машиностроение, 1979. - 270 с.

47. Металловедение. Сталь: справ, изд. в 2-х т. (4-х кн.) /под общ. ред. М.Л. Бернштейна. - М.: Металлургия, 1995. - 448 с.

48. Сторожев М.В. Теория обработки металлов давлением: учебник для вузов / М.В. Сторожев, Е.А. Попов. - 4-е изд., перераб. и доп. - М.: Машиностроение, 1977. -423 с.

49. Тюрин В.А. Теория и процессы ковки слитков на прессах. - М.: Машиностроение, 1979. - 240 с.

50. Камнев П.В. Совершенствование ковки крупных поковок. - Л.: Машиностроение, 1975. - 344 с.

51. Белова Л.П. Исследование условий формирования заданной структуры металла и разработка процесса ковки крупных слитков: автореф. дис. канд. техн. наук: 05.16.05 / Белова Любовь Петровна. - М., 1982. - 24 с.

52. Попова Л.Е. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-растворах в сплавах титана: Справочник термиста/ Л.Е. Попова, A.A. Попов. -3-е изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1991. - 503 с.

53. Попов B.C., Скоробогатых В.Н., ЩенковаИ.А. Исследование влияния режимов термической обработки на свойства высокохромистых сталей

для энергетических установок. // Заготовительные производства в машиностроении. - 2008. - № 3. - С. 41-46.

54. Cerjak Н. The influence of microstructural aspects on the service behaviour of advanced power plant steels / Cerjak H., Hofer P., Schaffernak B. // ISIJ International. - 1999. - Vol. 39, № 9. - P.874-888.

55. Blaes N. High-temperature steel forgings for power generation machinery / Blaes N., Schonfeld K.-H., Bokelmann D. // 15-th IFM- Kobe, Japan. -Oct 26-29 (2003). - P. 219-226.

56. Дурынин B.A., Колпишон Э.Ю., Корчагин A.M. Влияние способа производства на качество высокохромистой стали // Электрометаллургия. -2004.-№2.-С.29-31.

57. Марочник сталей и сплавов /под общ. ред. А.С.Зубченко. - М.: Машиностроение, 2001. - 672 с.

58. Zeiler G. 9-12% chromium steel forgings for power generation plants -experiences in manufacturing and long - term mechanical & microstructural testing / Zeiler G., Meyer W., Spiradek K., Stocker C. // 15-th IFM. - Kobe, Japan. - Oct 2629 (2003).-P. 248-255.

59. Wakeshima Y., Mikami M. Manufacturing of trial rotor forgings of COST E steel (X12CrMoWVNBNl0-1-1). 16-th IFM, [Электронный ресурс]. // Sheffield, UK. - Oct 15-18 (2006). - 1 электрон, опт. диск (CD-ROM).

60. Mayer K.H. Long-term investigations of specimens of 8 production rotors manufactured of the advanced martensitic 10% Cr-steels X12CrMo(W)VNbN 101(1) / Mayer K.H., Kern T.U., Schonfeld K.-H. et al. // 14-th IFM. - Wiesbaden, Germany. - Sept 03-08 (2000). - P. 277-282.

61. Kang S.T. Manufacturing of advanced 9-12%Cr rotor forgings for USC power plant / Kang S.T., Kim D.S., Kim M.S. et al. [Электронный ресурс]. // 17-th IFM - Santander, Spain. - Nov 03-07 (2008). - 1 электрон, опт. диск (CD-ROM).

62. Kern T.-U. Power plant forgings - a challenge to the manufacturers / Kern T.-U., Braendle M., Wiegand A. // 15-th International Forgemasters Meeting-Kobe, Japan. - Oct 26-29 (2003). - P. 238-243.

63. Kawano К. Manufacturing of COST-FB2 trial rotor forgings / Kawano K., Wakeshima Y., Miyata T. et al. [Электронный ресурс]. 17-th IFM. - Santander, Spain. - Nov 03-07 (2008). - 1 электрон, опт. диск (CD-ROM).

64. Naruse H. Manufacturing technology of high Cr high N steel ingot by vacuum stream degassing method / Naruse H., Yamada H., Nakano Y. et al. // 15-th IFM.- Kobe, Japan. - Oct 26-29 (2003). - P. 244-247.

65. Tsuchiyama N. Development and Manufacturing of Advanced 12Cr Rotor Forgings for Ultra High Temperature Steam Conditions / Tsuchiyama N., Matsumoto O., Ishiyama O. et al. // 14-th IFM. - Wiesbaden, Germany. - Sept 03-08 (2000).-P. 408-417.

66. Blaes N. Largest turbine rotors ever manufactured from 10%Cr steels / Blaes N., Bokelmann D., Braun P. et al. [Электронный ресурс]. 17-th IFM. -Santander, Spain. - Nov 03-07 (2008).- 1 электрон, опт. диск (CD-ROM).

67. PTM 24.020.15-73 Металлы турбин атомных электростанций. Условия работы. Рекомендации по выбору металлов. Технические требования. - Ленинград: ЦКТИ им. И.И. Ползунова. - 1982. - 76 с.

68. Корчагин A.M. Разработка технологии и исследование качества заготовок дисков газовых турбин из высокохромистых сталей мартенситного класса: автореф. дис. канд. техн. наук: 05.02.01 / Корчагин Андрей Михайлович. -СПб, 1999.-24 с.

69. Исследование и изготовление заготовки ротора из стали 20Х12ВНМФ-Ш: отчет о НИР / Ривкин С.И. - Ленинград: Ижорские заводы, ЦЛО. - 1985. - 118 с.

70. Исследование заготовки ГЦН из стали 06X12НЗД из слитка 159,7т, выплавленного в ЭДП+УВРВ: отчет о НИР / Ривкин С.И. - Ленинград: Ижорские заводы, ЦЛО. - 1985. - 93 с.

71. ТУ 05764417-066-98 Заготовка ротора высокого давления из высокохромистой стали марки XI1МНАФБ. - СПб, 1998. - 17 с.

72. Бернштейн M.JI. Металловедение и термическая обработка стали: справ, изд. в 3-х т. T.I Методы испытаний и исследований / М.Л.Бернштейн, А.Г. Рахштадт. - 3-е изд., перераб и доп. - М.: Металлургия, 1983. - 352 с.

73. Арзамасов Б.Н. Научные основы материаловедения: учебник для вузов / Б.Н. Арзамасов, А.И. Крашенинников, Ж.П. Пастухов и др. - М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 1994. - 366 с.

74. Бернштейн М.Л. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей: справ, изд../ М.Л. Бе рнштейн, С.В. Добаткин, Л.М. Капуткина, Прокошкин С.Д. - М.: Металлургия, 1989, 544с.

75. Казанцев Е.И. Энергосберегающая технология нагрева слитков / Е.И. Казанцев и др.. М. : Металлургия, 1992. - 176 с.

76. Юферов В.М., Литинский Ю.Д., Линков И.И. О соответствии диаграммы Шеффлера структуре жаропрочных сталей мартенситно-ферритного класса. // Литейное производство. - 1982. - № 5. - С.45-54.

77. DH-RD-0001. Спецификация на материал. Высокохромистая легированная сталь поковки ротора турбины для компонентов силовой установки Tang Jin № 5, 6.

78. Гладштейн В.И., Пчелинцев A.B., Чистяков Л.Д. Экспериментальное исследование времени живучести образцов из высокохромистой роторной стали для оценки её длительной прочности // Теплоэнергетика. - 2008. - JV°2. - С.21-25.

79. Карзов Т.П., Теплухина И.В., Филимонов Т.Н., Матюшева Е.Л., Зотова А.О. Перспективы создания высокохромистых сталей повышенной жаропрочности // Вопросы материаловедения. - 2009 - № 2(58). - С.5-23.

80. Тарасенко Л.В., Титов В.И. Процессы фазовой нестабильности в жаропрочных сталях при длительных нагревах // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2005. - №12. - С. 10-15.

81. Коджаспиров Г.Е. Физические основы и ресурсосберегающие технологии изготовления изделий пластическим деформированием: учебное

пособие / Г.Е. Коджаспиров, А.И. Рудской, В.В. Рыбин. - СПб: Наука, 2007. -350с.

82. Шлякман Б.М., Белова Л.П. Исследование пластических свойств стали 08Х15Н4ДМ при высоких температурах и разработка термомеханических режимов ковки // Кузнечно-штамповочное производство, 1995. - № 9. - С. 15-16.

83. Челях А.П. К вопросу о термической обработке высокохромистых сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2000. - №10. -С.18-21.

84. Скульский В.И., Царюк А.К. Новые теплоустойчивые стали для изготовления сварных узлов тепловых энергоблоков // Автоматическая сварка. - 2004. - №4. - С.35-40.

85. Fujio Abe. Precipitate design for creep strengthening of 9%Cr tempered martensitic steel for ultra-supercritical power plants // Science and technology of advanced materials. - 2007. -№9. - P.l-15.

86. Tibor K. Development of microstructure of steel for thermal power generation / Tibor K., Kuskulic Т., Fujda M. et al. // Materials and technology. -2007. - Vol. 41, №6. - P.301-303.

87. Тайц Н.Ю. Технология нагрева стали. - М.: Металлургиздат, 1962568 с.

Утверждаю Генеральный директор ООО «ТК «ОМЗ-Ижора»,

Директор НИЦ

Т.И. Титова 0(Р 2013 г.

Технологические рекомендации для осуществления производства роторов из высокохромистой стали в ООО «ОМЗ-Спецсталь»

Заданная и фактическая технология выплавки и внепечной обработки стали 12Х10М1В1ФБРА обеспечивает достижение необходимого состояния жидкого металла перед разливкой (химический состав, содержание водорода, активность кислорода, содержание азота и температура), термодеформационные параметры ковки и температурно-временные параметры термической обработки позволяют достигнуть уровня свойств, соответствующего условиям работы при ССКП.

Принять как базовую технологию, использованную при производстве стали 12Х10М1В1ФБРА для заготовки макета ротора.

Рассмотреть возможность применения сифонной разливки при производстве высокохромистых марок стали для роторов, в том числе для обеспечения высокого качества поверхности слитков.

Для гарантированного обеспечения заданных требований при производстве заготовок роторов из высокохромистых марок стали необходимо:

1) по технологии производства стали:

- ужесточить входной контроль материалов, используемых при проведении плавки;

- разливку стали производить в среде аргона с отсечением рафинировочного шлака;

- в процессе разливки обеспечить выполнение мероприятий по защите металла от вторичного газонасыщения;

- выполнять утепление прибыльной части теплоизоляционной смесью и крышкой сразу после отливки слитка;

2) по технологии ковки:

- при необходимости, копёж слитков и заготовок рекомендуется проводить при температурах 900-950°С;

- на основании литературных данных и результатов исследований для повышения деформируемости высокохромистой стали на этапе нагрева слитка под ковку ввести гомогенизирующую выдержку при температуре 950-1100°С;

для предотвращения повышенного поверхностного трещинообразования протяжку осаженного биллета особенно на первых (возможно и последующих) этапах ковки необходимо выполнять в вырезных бойках с единичными обжатиями более 10%, это позволит приблизить схему деформации к схеме всестороннего сжатия и предотвратить повышенное трещинообразование;

- при ковке по схеме через квадрат осадку необходимо планировать как отдельный вынос, а ковку через квадрат проводить с отдельного нагрева для обеспечения оптимальных термомеханических параметров деформации;

3) по технологии термической обработки:

- в качестве предварительной термической обработки после ковки рекомендуется применять изотермический отжиг (перлитизацию);

- в связи с высокой устойчивостью переохлажденного аустенита для полного протекания перлитного превращения в процессе предварительной

термической обработки изотермический отжиг необходимо проводить при температуре 690±10°С продолжительностью не менее 15 часов;

- основную термическую обработку рекомендуется проводить по следующему режиму: закалка от температуры 1070±10°С с охлаждением в масле с последующим двойным отпуском - промежуточный отпуск при температуре 570±10°С и основной отпуск при температуре 690-г730°С с обеспечением категории прочности КП 73(Ь-760.

ООО «ОМЗ-Спецсталь» ООО «ТК «ОМЗ-Ижора»

Главный металлург, Заместитель директора по испытаниям и

канд. техн. наук исследованиям НИЦ, канд. техн. наук

/

//

/ /

М.В. Колодкин

С.А. Бочаров

Начальник ОТ УГМет

I

Начальник лаборатории исследований и испытаний технологических процессов НИЦ

С.Ю. Баландин

Начальник ООМД

С.Э. Шкляев

А.А. Уткин Ведущий специалист НИЦ

Д.В. Ратушев