Анализ структурных параметров, определяющих склонность аустенитной нержавеющей стали 10Х18Н9 к тепловому старению тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Кондратьева Анастасия Муратовна

• Кондратьева Анастасия Муратовна
• кандидат наук
• 2024

Оглавление диссертации кандидат наук Кондратьева Анастасия Муратовна

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. РОЛЬ СТРУКТУРЫ В ФОРМИРОВАНИИ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ДЛИТЕЛЬНОМ ТЕПЛОВОМ

СТАРЕНИИ. АНАЛИЗ ИМЕЮЩИХСЯ ДАННЫХ

1.2.Описание процессов, протекающих при длительном тепловом старении аустенитных хромоникелевых сталей

1.3.Структурные изменения в основном металле аустенитных сталей при старении

1.4.Влияние старения на кратковременные механические свойства аустенитных сталей

1.5.Цель работы и постановка задач исследования

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материалы исследования (типы сталей, химический состав)

2.2. Моделирование теплового старения в лабораторных условиях

2.3.Исследование микроструктуры, поверхностей разрушения, элементного и фазового состава

2.4.РЭМ в сочетании с РСМА для исследования НВ. Методика

автоматизированного поиска и анализа частиц

ГЛАВА 3. ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРНЫХ ИЗМЕНЕНИЙ В АУСТЕНИТНОЙ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ 10Х18Н9 С РАЗЛИЧНОЙ СКЛОННОСТЬЮ К ТЕПЛОВОМУ СТАРЕНИЮ

3.1.Исследования микроструктуры

3.2.Исследования, элементного и фазового состава структурных составляющих

3.3.Результаты фрактографических исследований поверхностей разрушения

Обсуждение результатов

Заключение по главе

ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИХ ВКЛЮЧЕНИЙ

4.1.Адаптация и апробация методики автоматизированного поиска и анализа частиц НВ к исследованиям сталей типа 10Х18Н9

4.2.Поиск корреляционных зависимостей между качественным и количественным составом НВ в сталях с различной склонностью к тепловому старению

4.3.Расчет соотношения площадей межфазных и межзеренных границ

4.4.Выбор и оценка значений параметров неметаллических включений, влияющих

на склонность стали 10Х18Н9 к тепловому старению

Заключение по главе

ГЛАВА 5. РАЗРАБОТКА ПРАКТИЧЕСКИХ РЕКОМЕНДАЦИЙ ДЛЯ ПОВЫШЕНИЯ УСТОЙЧИВОСТИ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ 10Х18Н9 К

ТЕПЛОВОМУ СТАРЕНИЮ

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Анализ структурных параметров, определяющих склонность аустенитной нержавеющей стали 10Х18Н9 к тепловому старению»

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время в России и за рубежом особое внимание уделяется исследованию теплового старения конструкционных материалов атомной энергетики, в частности аустенитных хромоникелевых нержавеющих сталей. В 60 - 70-е годы прошлого столетия интерес к вопросам теплового старения был связан исключительно с выбором конструкционных материалов для атомной энергетики. Сейчас же фактор теплового воздействия изучается при оценке возможности продления срока службы материалов действующих реакторов (например, реакторная установка (РУ) с натриевым теплоносителем на быстрых нейтронах БН-600 в настоящее время уже эксплуатируется сверх своего проектного срока), и частично при обосновании срока службы материалов для новых реакторов (БН-800, БН-1200). И если раньше исследования проводились только на основании лабораторного старения, то сейчас появилась возможность посмотреть результаты воздействия уникально длительного эксплуатационного старения на выбранные материалы, используя при этом, самые современные методы диагностики.

Известно, что особенностью условий эксплуатации ряда элементов оборудования реакторных установок (РУ) на быстрых нейтронах (БН), в том числе теплообменного оборудования, является наличие повышенной рабочей температуры (500-550 °С) в течение длительного периода времени (более 200 тыс. ч) в условиях полного отсутствия или незначительного нейтронного облучения. Основным конструкционным материалом для изготовления элементов теплообменного оборудования РУ БН является аустенитная нержавеющая сталь марки 10Х18Н9.

Применение аустенитных хромоникелевых нержавеющих сталей типа Х18Н9 (сталь типа 304 - стандарт ЛБТМ А213) в качестве конструкционного материала теплообменного оборудования РУ обусловлено их высокой структурной стабильностью в процессе длительной высокотемпературной эксплуатации. Однако в процессе эксплуатации под воздействием длительного теплового старения при температурах свыше 450 °С эти материалы претерпевают

существенные структурные изменения [6], поскольку в начале эксплуатации находятся в метастабильном состоянии и эволюционируют во время эксплуатации к более стабильному структурному состоянию. Поэтому важнейшим этапом для возможности увеличения срока службы изготавливаемых из них конструктивных элементов РУ является изучение механизмов, ответственных за изменение свойств и поиск взаимосвязи микроструктурных изменений с механизмами разрушения исследуемого материала в процессе эксплуатации.

В настоящее время не существует нормативных документов, регламентирующих расчеты и прогнозирование влияния длительных тепловых выдержек на комплекс механических свойств материалов. Естественно, что оценка изменения механических свойств для столь длительных сроков эксплуатации возможна лишь путем моделирования процессов теплового старения за счет ускоренного старения материалов при температурах, превышающих рабочие. При этом необходимо быть уверенным, что при повышении температуры наблюдается единый с эксплуатационным старением механизм структурных изменений. В таких условиях длительность исследований сокращается за счет эксплуатационной выдержки.

Для исследования механизмов структурных изменений в результате формирования избыточных фаз, образующихся в результате длительного теплового старения, необходимо проведение детальных структурных исследований методами, обеспечивающими анализ морфологии и достоверную идентификацию фаз.

Прогнозированию изменения состояния материалов корпусов реакторов (МКР) под воздействием эксплуатационных факторов посвящены работы [10-29]. Сотрудниками ФГУП «ЦНИИ КМ «Прометей» был проведен ряд работ, направленный на исследование материалов, отработавших в составе обечайки и конусного перехода верхней трубной доски промежуточного теплообменника (ПТО) реакторной установки БН-600 при температурах 500-550 °С в течение 130^170 тыс. часов, с целью прогнозирования деградации механических свойств. Было рассмотрено влияние длительного старения на изменение характеристик

прочности и пластичности, ударной вязкости и трещиностойкости стали марки 10Х18Н9 [6].

Для оценки влияния теплового старения на деградацию свойств исследуемой стали была проведена аустенизация состаренного при эксплуатации металла и определены его свойства и структура. Аустенизированный металл рассматривался как металл в имитированном исходном состоянии перед эксплуатацией [6].

Интересно, что в результате исследований свойств материалов элементов теплообменного оборудования реактора БН-600 (обечайка и трубная доска) было установлено, что металл этих двух конструктивных элементов, при эксплуатации в идентичных условиях, старится по-разному. Ускоренное лабораторное старение при повышенной температуре из имитированного исходного состояния после аустенизации, проведенное с целью прогнозирования деградации свойств на длительной временной базе показало, что и в этих условиях эти материалы старятся по-разному. Тенденция к более сильному старению трубной доски сохранилась, несмотря на устранение «структурной памяти» после аустенизации. При этом химический состав металла исследуемых элементов практически идентичен. Существенной разницы в размерах зерен сравниваемых материалов не выявлено также, как и в природе образующихся при старении вторичных фаз.

Очевидно, существуют различия структурного состояния, а также различия, связанные с технологией выплавки сталей, неустранимые при высокотемпературной аустенизирующей термообработке. В связи с этим представляется целесообразным провести детальное исследование микроструктурных факторов в стали марки 10Х18Н9 различных плавок для оценки их влияния на склонность аустенитной стали 10Х18Н9 к тепловому старению.

Таким образом, изучение структурных параметров аустенитной стали 10Х18Н9 и выявление механизмов разрушения материала при воздействии длительного теплового старения является актуальной задачей, решение которой позволит установить взаимосвязь механизмов разрушения с изменением свойств материалов в процессе эксплуатации РУ, а также определить пути увеличения срока службы конструктивных элементов РУ, изготавливаемых из стали 10Х18Н9.

Целью настоящей работы является выявление микроструктурных факторов, определяющих устойчивость аустенитной стали типа 10Х18Н9 к тепловому старению, на основе исследования изменения свойств стали с различной склонностью к тепловому старению в процессе эксплуатации и анализа взаимосвязи микроструктурных изменений с механизмами разрушения. Для достижения поставленной цели решали следующие задачи:

1. Анализ микроструктурных изменений и определение их взаимосвязи с изменениями механических свойств аустенитной хромоникелевой стали типа 10Х18Н9 в процессе длительного теплового старения;

2. Выявление взаимосвязи изменения ударной вязкости с механизмами разрушения и морфологией карбидных выделений в исследуемой стали;

3. Адаптация и апробация методики автоматизированного поиска и анализа частиц неметаллических включений к исследованиям сталей типа 10Х18Н9;

4. Проведение количественного анализа неметаллических включений в сталях с различной склонностью к тепловому старению и поиск корреляционных зависимостей между качественным и количественным составом неметаллических включений в стали 10Х18Н9 и ее механическими свойствами после теплового старения;

5. Оценка влияния микроструктурных факторов на устойчивость стали 10Х18Н9 к тепловому старению.

Научная новизна диссертационной работы:

1. Выявлены основные микроструктурные факторы, определяющие склонность стали 10Х18Н9 к тепловому старению, и показана эффективность их влияния.

2. Показана взаимосвязь изменения ударной вязкости с механизмами разрушения и морфологией карбидных включений в аустенитной хромоникелевой стали 10Х18Н9.

3. Установлено влияние содержания неметаллических включений на устойчивость стали 10Х18Н9 к тепловому старению.

4. Предложена методика автоматизированного поиска и анализа частиц неметаллических включений с использованием растрового электронного микроскопа к исследованиям сталей типа 10Х18Н9.

Практическая значимость результатов работы:

- показано влияние металлургических особенностей выплавки исследуемой стали на склонность к тепловому старению и даны рекомендации по выплавке аустенитных хромоникелевых сталей типа 10Х18Н9, работающих в условиях длительного термического воздействия;

- сформулированы практические рекомендации для увеличения ресурса эксплуатации высокотемпературного оборудования, изготовленного из стали типа 10Х18Н9 в условиях длительного температурного воздействия.

Положения, выносимые на защиту:

1. Выявление микроструктурных факторов, определяющих склонность аустенитной хромоникелевой стали 10Х18Н9 к тепловому старению;

2. Установление взаимосвязи между изменением механических свойств и микроструктурными изменениями аустенитной хромоникелевой стали 10Х18Н9 в процессе длительного температурного воздействия;

3. Выявление кинетических и морфологических особенностей карбидообразования в структуре стали 10Х18Н9 в процессе ускоренных испытаний конструктивных элементов теплообменного оборудования РУ БН на тепловое старение при повышенной температуре;

4. Адаптация и апробация методики автоматизированного поиска и анализа частиц неметаллических включений к исследованиям сталей типа 10Х18Н9 с различной склонностью к тепловому старению;

5. Выявление корреляционных зависимостей между качественным и количественным составом НВ в стали 10Х18Н9 и ее механическими свойствами после теплового старения.

Достоверность положений, выводов и рекомендаций диссертации

обеспечиваются корректностью постановки задач исследования и комплексным подходом к их решению; использованием современного научно-исследовательского оборудования, прошедшего аккредитацию и поверки; проведением испытаний в соответствии с действующими ГОСТами; использованием образцов натурного металла, эксплуатировавшегося в составе фрагментов РУ БН-600 и согласуемостью результатов с современными теоретическими и экспериментальными данными. Достоверность полученных результатов подтверждается публикацией основных данных исследований в реферируемых научных журналах, включенных в международные базы цитирования Scopus/ВАК, а также представлением основных положений ряда выполненных работ на международных и российских конференциях.

Личный вклад автора заключается в выполнении основного объема теоретических и экспериментальных исследований, изложенных в диссертационной работе, включая анализ актуальности представленной темы с учетом современных проблем материаловедения; постановку целей и задач исследования; разработку методологии экспериментальных исследований и решения поставленных задач; обработку, анализ и оформление полученных результатов в виде тезисов, публикаций и научных докладов для представления на конференциях и в статьях.

Апробация результатов работы. Результаты проведенных исследований опубликованы в ряде научных работ, включенных в наукометрическую базу Scopus/ВАК, и представлены на международных и всероссийских конференциях, таких как «OpenScience 2017», «Новые материалы и технологии» (КМУС-2017, КМУС-2018), «Современные методы электронной, зондовой микроскопии и комплементарных методов исследованиях наноструктур и наноматериалов» (RCEM-2020).

Публикации. Результаты проведенных исследований отражены в 5 научных публикациях, 3 из которых опубликованы в международных журналах, индексируемых в реферативной базе Зеорш/ВАК.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, в том числе основных результатов и общих выводов, а также списка литературы из 126 наименований. Работа изложена на 100 страницах, содержит 39 рисунков и 6 таблиц.

Благодарность. Автор диссертации выражает благодарность начальнику ЦКП «Состав, структура и свойства конструкционных и функциональных материалов» НИЦ «Курчатовский институт» — ЦНИИ КМ "Прометей» д.т.н. Петрову С.Н. за внесенный идейный вклад в работу и за практическое содействие; начальнику НПК-6 НИЦ «Курчатовский институт» — ЦНИИ КМ "Прометей» д.т.н. Марголину Б.З. за материалы с определенными механическими свойствами металла после старения, предоставленные для проведения микроструктурных исследований, к.т.н. Прокошеву О.Ю. за предоставленную базу исследований по освещенной теме, накопленной в рамках выполненных работ.

ГЛАВА 1. РОЛЬ СТРУКТУРЫ В ФОРМИРОВАНИИ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ДЛИТЕЛЬНОМ ТЕПЛОВОМ СТАРЕНИИ. АНАЛИЗ ИМЕЮЩИХСЯ ДАННЫХ

1.1 Краткая характеристика структуры и свойств аустенитных

хромоникелевых сталей

Железо и никель, обладая взаимной растворимостью, создают непрерывный ряд твердых растворов. Никель способствует образованию сплавов с неограниченной у - областью. Железоникелевые сплавы устойчивы в растворах серной кислоты, щелочей и ряда органических кислот. Однако железоникелевые сплавы не нашли широкого применения в качестве конструкционных материалов в химическом машиностроении, так как они не имеют особых преимуществ па сравнению с хромистыми сталями.

Особо большое распространение нашли стали системы Fe - Сг - № без дополнительных добавок и с добавками титана, ниобия, молибдена, меди и др. Введение никеля в систему Fe - Сг вносит значительные изменения в структуру сплава и расширяет область существования аустенита. В зависимости от содержания хрома и никеля в сплаве, хромоникелевые стали подразделяются на аустенитные, аустенито-ферритные и аустенито-мартенситные [64].

Аустенитные стали получили свое название по аустенитной фазе (у-фазе), которая существует в чистом железе в виде стабильной структуры в температурном интервале от 910 до 1400 °С [65]. Эта фаза имеет гранецентрированную кубическую решетку, немагнитна и легко деформируется. Она является основной или единственной фазой аустенитных нержавеющих сталей при комнатной температуре и в зависимости от состава может иметь либо стабильную, либо метастабильную структуру.

С возрастанием содержания никеля увеличивается область существования у-фазы, аустенитная структура уже при низких температурах делается устойчивой при достаточном содержании никеля. Повышение содержания хрома, наоборот, уменьшает область существования у-фазы. Для получения стали аустенитного

класса в системе Fe - Сг - №, как это видно из диаграммы на рисунке 1.1, достаточно

добавки 8 % № при содержании 18% хрома.

%

8 1 * 6 8 Ш М И 15 1Ъ п II М % Свдтш храма

Рисунок 1.1. Структурная диаграмма хромоникелевых сталей (по Мауеру и

Шерреру [41]).

Хромоникелевые стали аустенитного класса представляют собой наиболее широко распространенную группу коррозионностойких сталей, известных под общим названием стали типа 18-10 [66].

Стали этой группы, благодаря содержанию 18 % Сг, являются коррозионностойкими во многих средах окислительного характера в достаточно широком диапазоне концентраций и температур и, кроме того, обладают жаростойкостью и жаропрочностью при умеренных температурах.

Наличие в этих сталях 8—12 % №, как было замечено выше, способствует получению аустенитной структуры, характеризующейся высокой технологичностью в процессе горячей и холодной деформаций и хладостойкостью при криогенных температурах [41].

Наиболее широко используются хромоникелевые стали марок 12Х18Н9 и 12Х18Н9Т (0,12% С, 18% Сг, 9% № и около 0,51 % Т в стали 12Х18Н9Т). Структура этих сталей — аустенит, они не претерпевают полиморфного превращения, т.е. упрочнить их термической обработкой невозможно. Однако изделия, выполненные из этих сталей, могут быть подвержены термической

обработке с целью повышения коррозионной стойкости за счет обогащения хромом твердого раствора. При наличии углерода в структуре отожженной стали присутствуют карбиды хрома, это означает, что не весь хром находится в твердом растворе. Закалка от температуры 1000 °С с охлаждением в воде позволяет растворить карбиды хрома в аустените и предотвратить их выделение при быстром охлаждении.

Однако, аустенитные хромоникелевые стали имеют также и свои существенные недостатки. Во-первых, у них сравнительно высокая стоимость, которая обусловлена тем, что они содержат много дорогого никеля. Во-вторых, у этих сталей низкая прочность при комнатной температуре, особенно по пределу текучести.

Хромоникелевые стали аустенитного класса находят свое применение во многих отраслях промышленности, в частности в пищевой, фармацевтической, горнодобывающей, химической промышленности, а также в нефтехимии и машиностроении. Кроме всего прочего, они отлично подходят для корпусных и внутрикорпусных конструкций атомной энергетики (трубопроводов реакторных установок на быстрых нейтронах, работающих в контакте с натриевым теплоносителем), например, стали марок 10Х18Н9 (09Х18Н9) и 08Х16Н11М3. Они обладают повышенным сопротивлением локальному разрушению в околошовной зоне. Эти материалы характеризуются стабильностью механических свойств и в соответствии с ПНАЭ Г-7-008-89 допускаются к применению при температурах до 600 °С. Их применение позволяет увеличить ресурс работы изделия, обеспечить выполнение требований конвенций по охране окружающей среды и уменьшить материалоемкость конструкций.

1.2. Описание процессов, протекающих при длительном тепловом старении аустенитных хромоникелевых сталей

Особенностью условий эксплуатации ряда элементов теплообменного оборудования реакторных установок (РУ) на быстрых нейтронах (БН) является наличие повышенной рабочей температуры (500-550 °С) в течение длительного

периода времени (более 200 тыс. ч) в условиях полного отсутствия или незначительного нейтронного облучения. Известно, что нержавеющая сталь марки 10Х18Н9, используемая в качестве конструкционного материала для изготовления теплообменного оборудования, в этих условиях эксплуатации проявляет склонность к тепловому старению [6]. В процессе эксплуатации некоторые узлы оборудования находятся под действием статической или циклической нагрузки, что может повлиять на кинетику старения и, следовательно, на уровень механических свойств [4].

Проектный ресурс оборудования РУ БН, изготавливаемого из стали марки 10Х18Н9, может составлять 480 тысяч часов. В ограниченный по времени период исследований и/или проектирования экспериментальные результаты, обосновывающие столь длительные сроки эксплуатации материалов можно получить только лишь путем моделирования процессов теплового старения за счет ускоренного старения материалов (в том числе после эксплуатации) при температурах, превышающих рабочие. При этом при повышении температуры должен быть обеспечен единый с эксплуатационным старением механизм структурных изменений и соответственно механизм разрушения при проводимых испытаниях.

В теплоэнергетике для оценки остаточного ресурса некоторых элементов, эксплуатирующихся длительное время, используется экспрессный метод, базирующийся на анализе структурного состояния металла. Этот метод изложен в РД153-34.1-17.467-2001 [63]. Следует отметить, что обнаружить повреждения металла структурными методами возможно только на третьей стадии ползучести. Поэтому данный метод может быть применен только в случае, когда возможен отбор проб через небольшие промежутки времени эксплуатации установки, что обеспечивает фиксацию третьей стадии ползучести [6]. Данный метод затруднительно применить к элементам реакторов типа БН, поскольку элементы таких установок работают в жидком натрии и из них не могут отбираться пробы.

Наиболее перспективным считается старение металла не в исходном состоянии (состоянии поставки), а после эксплуатации в составе фрагментов

оборудования эксплуатирующихся установок, т.е. фактически при достаривании ранее отработавшего при эксплуатационных температурах материала. В этом случае может сократиться общая продолжительность старения за счет эксплуатационной выдержки, при этом исследуется натурный металл установки. Альтернативный вариант - восстановление свойств за счет растворения образовавшихся при старении выделений путем предварительной аустенизации и последующее старение при температуре, повышенной относительно эксплуатационной.

Имеется ряд публикаций [3-9], где рассматриваются изменения структуры и механических свойств аустенитных сталей под действием длительного теплового старения. Сотрудниками НИЦ Курчатовский институт - ЦНИИ КМ Прометей были проведены исследования конструктивных элементов различного теплообменного оборудования из стали 10Х18Н9, извлеченного из РУ БН-600 после длительной эксплуатации, а именно, на металле ПТО после эксплуатации при температурах 518-550 °С длительностью 170 тыс. ч. (металл обечайки и верхней трубной доски).

Согласно технологическому регламенту, большинство деталей ПТО перед эксплуатацией подвергалось аустенизации при температуре ~ 1050 °С. Поэтому для понимания природы протекающих при старении процессов часть металла ПТО также была подвергнута высокотемпературной аустенизации (1050 °С, 0.5 ч) с целью восстановления свойств до уровня исходного состояния.

Ниже приведен обзор литературных данных по влиянию старения при повышенных температурах на микроструктурные изменения и кратковременные механические свойства аустенитных сталей типа 18-8.

1.3. Структурные изменения в основном металле аустенитных сталей

при старении

Для выявления структурных изменений сталей в процессе старения обычно строятся диаграммы структурных превращений (йте-1етрега1ше-ргеЫрка1;юп-diagrams). На рисунке 1.3.1 приведена такая ТТР-диаграмма на временной базе до 100000 ч. для стали марки 304 [3].

5 700-о.

800 -

750-

600-

о

о

550 -

500

100

1000

10000

100000

Продолжительность парении, ч

Рисунок 1.3.1. Диаграмма структурных превращений в стали марки 304 [3] и данные о фазах (о) образовавшихся в стали 09Х18Н9 после длительного старения (под нагрузкой) в составе трубопровода ЧТЭЦ-1 при 565°С в течение 32000 и

Наиболее типичными выделениями в этой стали являются карбиды типа М23С6 и интерметаллидная а-фаза. Причем наличие выделений а-фазы показано при температурах выше 600 °С. Вместе с тем в работе [58] присутствие а-фазы было выявлено в стали 09Х18Н9 при температуре 565 °С после длительного старения (под нагрузкой) в составе трубопровода ЧТЭЦ-1 (Челябинская теплоэлектроцентраль) в течение 32000 и 100000ч.

Это означает то, что старение под нагрузкой может увеличивать количество образовавшихся вторичных фаз и смещать температурный интервал их образования (С-образные кривые) в область более низких температур.

С другой стороны, в состоянии поставки (аустенизированное состояние) исследуемая сталь 10Х18Н9 может содержать некоторое количество 8-феррита, зависящее от соотношения аустенито- и ферритообразующих элементов [6]. Высокохромистые карбиды типа Ме2зСб, где часть атомов хрома может быть замещена атомами железа (Сг, Fe)2зC6 и о-фаза типа FeCr могут образовываться как при распаде исходного 8-феррита [3, 8], так и из аустенитной матрицы [7]. Таким образом, морфология и количество вторичных фаз при старении могут зависеть как от количества исходного высокотемпературного 8-феррита, так и от степени пересыщенности аустенитного твердого раствора некоторыми легирующими

100000 ч. [58].

элементами, в первую очередь, углеродом. При этом вид и степень фазовых превращений зависит не только от химического состава стали и исходного 8-феррита, но и от температурно-временных условий старения и нагружения.

Конечно, имитация исходного состояния за счет проведения дополнительной термообработки в виде аустенизации состаренного металла не может точно восстановить исходную структуру, так как фазовые изменения в процессе старения не всегда обратимы. Однако в качестве приближенной оценки структуры исходного состояния такой подход вполне может быть использован.

Как показывают металлографические исследования [6], структура отработавших, а затем аустенизированных материалов характеризуется практически чистыми границами с редкими выделениями фаз (рисунок 1.3.2 (а,б); 1.3.3 (а)).

д) е)

Рисунок 1.3.2. Микроструктура ((а), (в), (д)) и результаты анализа фазового состава выделений (ЕБББ-анализ) ((б), (г), (е)) стали 10Х18Н9 из различных

элементов ПТО РУ БН-600[6]: (а), (б) - имитированное исходное состояние для металла обечайки и

трубной доски ПТО; (в), (г) - металл обечайки после теплового старения в составе ПТО; (д), (е) - металл трубной доски после теплового старения в составе ПТО (с

субструктурой).

Общим в изменении структуры обоих исследованных материалов является выделение карбидов типа Сг2зСб по границам и в теле зерен (рисунок 1.3.2, (в) - (е), рисунок 1.3.3, (б), (в)). При этом наиболее интенсивно процесс старения протекает в металле трубной доски, приводя к появлению отдельных зон со специфической субструктурой (рисунок 1.2.2 (д)). Характерным признаком такой структуры являются субграницы, декорированные мелкими карбидами. Размер таких участков различен [6]. Имеются зоны, включающие, как только одно зерно, так и почти всю толщину стенки фрагмента.

Согласно данным ЕБББ-анализа (рисунок 1.3.2, (г), (е)), в зонах с субструктурой содержание карбидов более чем в 2,5 раза выше, чем в зонах без субструктуры [6].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Кондратьева Анастасия Муратовна, 2024 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Sourmail Т. Precipitation in creep resistant austenitic stainless steels. Materials Science and Technology. 2001, vol. 17(1), 1-14 p.

2. B. Sasmal Formation of lamellar M23C6 on and near twin boundaries in austenitic stainless steels // Bull. Mater. Sci. - Vol. 6. - No. 3, July 1984/ - P. 617-623.

3. Minami Y., Kimura H. and Ihara Y. Microstructural changes in austenitic steels during long-term aging // Materials Science and Technology. - 1986. - V. 2. - P. 795-806

4. Horak J.A., Sikka V.K., Raske D.T. Review of effects of long-term aging on the mechanical properties and microstructures of types 304 and 316 stainless steel/International conference on nuclear power plant aging, variability factor and reliability analysis, San-Diego, Ca (USA), 7-12 July, 1983. - P. 301-313.

5. Ческис Х.И., Вольфсон С.И. Влияние длительного нагрева на структуру и свойства сталей типа 18-8 // МиТОМ. - 1958, - №4. - С. 42-47

6. И.П. Курсевич, Б.З.Марголин, О.Ю. Прокошев, В.И. Смирнов, В.А.Федорова, Е.В. Нестерова, С.Н. Петров. Влияние длительного эксплуатационного старения на механические свойства и структуру аустенитной стали Х18Н9 и металла сварных швов // Вопросы материаловедения. - 2012. - №3(71).- С. 109-125.

7. Прокошев О.Ю., Курсевич И.П., Нестерова Е.В. Влияние длительного температурного воздействия на механические свойства и микроструктуру стали марки 09X18Н9 // Вопросы материаловедения. - 2000. - №3(23). - С. 29-34.

8. Transformation of Delta-Ferrite during the Postweld Heat Treatment of Type 316L Stainless Steel Weld Metal/T.P.S. Gil et al.//Welding Journal. - 1986. - Vol. 65. -P. 104-110.

9. Гришмановская P.H., Кудрявцев А. С., Марков В.Г. Оценка изменения свойств сталей марок Х18Н9 и Х16Н11МЗ после эксплуатации в течение 130 000 часов в составе промпароперегревателя РУ БН-600 // Труды 9-ой

Международной конференции "Проблемы материаловедения при проектировании, изготовлении и эксплуатации АЭС", г. Пушкин-Санкт-Петербург, 6-8 июня 2006. - Т. 2. - С. 290-298.

10. B.Z. Margolin, S.N. Petrov, O.Yu. Prokoshev, A.M.Kondrateva, "Mechanical properties degradation modeling of austenitic chromium-nickel AISI 304 steel after thermal ageing", 2022 J.Phys.: Conf. Ser. 2182 012023.

11. Karzov G.P., Timofeev B.T. Basic problems of equipment service life extension of the first-generation nuclear power plants. - in Book: Structure Integrity in the 21st Century. The Lifetime of Plant Structures and Components: Evaluation, Design, Extension and Management. Emas Publishing. - P.415-431.

12. Amaev A.D., Kryukov A.M., Sokolov M.A. Recovery of transition temperature of irradiated WWER-440 vessel metal by annealing. - Radiation Embrittlement of Nuclear Reactor Pressure Vessel Steels. L.E. Steele, Ed., ASTM STP 1170, 1993.

- P. 369-379.

13. Kryukov A., Erak D., Kevorkyan Yu., Platonov P.A., Shtrombach Ya.I. Urgent issues of WWER reactor pressure vessel irradiation embrittlement // Seventh international conference on material issues in design, manufacturing and operation of nuclear power plants equipment, Russia, St. Petersburg, 2002. - Vol. 3. - P.91-118.

14. Erak D.Yu., Margolin B.Z., Kevorkyan Yu.R., Zhurko D.A., Nikolaev V.A. The analysis of radiation embrittlement of WER-1000 reactor pressure vessel materials // In Collection of Abstracts of the 10th international conference on material issues in design, manufacturing and operation of nuclear power plants equipment. - St. Petersburg, 2008.-P. 41.

15. Крюков A.M. Обоснование продления радиационного ресурса корпусов реакторов ВВЭР-440: Дисс. д-ра техн.наук. - М., 1994. - 163 с.

16. Штромбах Я. И. Экспериментальное обоснование радиационного ресурса материалов корпусов реакторов ВВЭР-440: Дисс. д-ра техн.наук. - М., 1998.

- 240 с.

17. Ерак Д.Ю., Штромбах Я.И, Платонов П.А., Николаев Ю.А., Марголин Б.З., Карзов Г.П., Гуленко А.Г., Николаев В.А., Васильев В.Г. Применение современных методов прогнозирования сопротивления хрупкому разрушению для обоснования продления радиационного ресурса корпусов реакторов ВВЭР-440 первого поколения // Proceedings of the 4 Scientific and Technical Conference. Safety Assurance of NPP with WWER. - Podolsk, Russia, 2005. - C. 1-18.

18. Штромбах Я.И., Платонов П.А., Брак Д.Ю. Николаев Ю.А.Обоснование прочности и ресурса корпусов реакторов // Ежемесячный журнал по атомной энергии России «Росэнергоатом». - 2006. -№7. с С.58-59.

19. Чернобаева А.А., Кеворкян Ю.Р., Ерак Д.Ю., Журко Д.А. Влияние условий облучения на радиационное охрупчивание материалов корпусов реакторов. — М., 2010. - 114 с. (Препринт ИАЭ-6636/11 РНЦ «Курчатовский институт»).

20. Чернобаева А.А. Обоснование моделей радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов и процедуры их применения для оценки состояния эксплуатирующихся корпусов реакторов: Дисс. д-ра техн. наук. -М., 2009.-228 с.

21. Обоснование возможности эксплуатации KP НВАЭС-3 и 4 до 45 лет без вырезки темплетов: Отчет / Гурович Б.А., Платонов П.А., Ерак Д.Ю., Чернобаева А.А., Журко Д.А., Кочкин В.Н. - Инв. № 180-14/189 от 12.10.2009 г.. - НИЦ «Курчатовский институт», М., 2009.

22. Обоснование возможности эксплуатации КР КолАЭС-1 и 2 до 45 лет без вырезки темплетов: Отчет / Штромбах Я.И., Гурович Б.А., Платонов П.А., Ерак Д.Ю., Журко Д.А., Кочкин В.Н. - Инв. № 180.1-08/205 от 08.11.2010 г. -НИЦ «Курчатовский институт», М., 2010.

23. Скундин М.А. Изменение механических свойств материалов корпусов реакторов ВВЭР-1000 под действием длительных выдержек при рабочих температурах: Дисс. канд. техн. наук. - М., 2013, 174 с.

24. Марголин Б. 3., Николаев В. А., Юрченко Е. В., Николаев Ю. А., Ерак Д. Ю., Николаева А. В. Анализ охрупчивания материалов корпусов реакторов

ВВЭР-1000 в процессе эксплуатации // Вопросы материаловедения. - 2009. -Т.4. - № 60.С.108-123.

25. Margolin B.Z., Nikolaev V.A., Yurchenko E.V., Nikolaev Yu.A., Erak D.Yu., Nikolaeva A.V. A new approach to description of in-service embrittlement of WWER-1000 reactor pressure vessel materials // Chemistry and materials science. Scientific and Technical Section. Strength of Materials. - 2010. - Vol. 42. - No. 1. - P.2-16.

26. Марголин Б. 3., Николаев В. А., Юрченко Е. В., Николаев Ю. А., Ерак Д. Ю., Николаева А.В. Новый подход к описанию охрупчивания материалов корпусов реакторов ВВЭР-1000 в процессе эксплуатации // Проблемы прочности. - 2010. -№1. - С.7-26.

27. Margolin B.Z., Nikolayev V.A., Yurchenko E.V., Nikolayev Yu.A., Erak D.Yu., Nikolayeva A.V. Analysis of embrittlement of WWER-1000 RPV materials // Int. J. Press. Vessel Piping. -2012. - Vol.89. - P.178-186.

28. Amaev A.D., Erak D.Yu., Kryukov A.M. Radiation Embrittlement of WWER-1000 Pressure Vessel Materials - Irradiation Embrittlement and Mitigation // Proceedings of the IAEA Specialists Meeting, Madrid, Spain, 1999. - P.374-385.

29. Штромбах Я.И., Гурович Б.А., Кулешова E.A., Журко Д.А., Ерак Д.Ю., Фролов А.С., Мальцев Д.А. Структурные исследования новых сталей корпусов реакторов нового поколения с повышенной мощностью и ресурсом // Сборник тезисов 12-ой международной конференции «Проблемы материаловедения при проектировании, изготовлении и эксплуатации АЭС», Спб, 2012. - С.188.

30. Ерак Д.Ю., Материаловедческое обоснование эксплуатации корпусов реакторов ВВЭР за пределами проектного срока службы: дис. док. техн. наук: 05.14.03. - Национальный исследовательский центр «Курчатовский институт», Москва, 2013 - 229 с.

31. ASTM E45-13, Standard Test Methods for Determining the Inclusion Content of Steel, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2013, www.astm.org.

32. Petrov S.N., Prokoshev O.Yu., Margolin B.Z., Shumko A.M. Carbide forming special features and fracture mechanisms under the austenitic chromium-nickel 304 steel post-life ageing // Materials Physics and Mechanics. 2018, Vol. 38, №1. Р. 111-118.

33. Mills W.J. Fracture Toughness of Aged Stainless Steel Primary Piping and Reactor Vessel Materials/Journal of Pressure Vessel Technology. - 1987. - V. 109. - P. 440-448

34. Mills W.J. Effect of Loading Rate and Thermal Aging on the Fracture Toughness of Stainless-Steel Alloys. - ASTM STP 1020, 1989. - P. 459-475.

35. Weiss B., Sticler R. Phase instabilities during high temperature exposure of 316 au stenitic stainless steel. Metallurgical Transactions. 1972, vol. 3, p. 851.

36. Manson S. Temperature stress and low cycle fatigue. Trans. from Eng. Moscow: M ashinostroenie, 1974, 344 p. (InRuss.).

37. NIMS Materials Database, JP, https://mits.nims.go.jp/en/

38. Biss V.A., Sikka V.K. Metallographic study of type 304 stainless steel long-term aging creep-rupture specimen // Metallurgical the Materials Transactions, Jule 1981, vol. 12A, p.1360-1362

39. R. J. Gray, V. K. Sikka, and R. T. King Deteeting Transformation of Delta-Ferrite to Sigma-Phase in Stainless Steels by Advaneed Metallographie Teehniques. JOM Journal of the Minerals, Metals and Materials Society, November, 1978, p. 18 -26

40. Tseng C.C., Shen Y., Thompson S.W., Mataya M.C., Krauss G. Fracture and the Formation of Sigma Phase, M23C6, and Austenite from Delta-Ferrite in an AISI 304L Stainless Steel. Metallurgical the Materials transactions, June 1994, vol. 25A, №6, p. 1147-1153

41. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали. М., Металлургия, 1967, 800 с.

42. Margolin B.Z., Gulenko A.G., Buchatskii A.A., Nesterova E.V., Kashtanov A.D. Influence of thermal aging on the long-term strength and ductility of Kh18N9 steel. Voprosy materialovedeniya. 2010, no. 4 (64), pp. 118-127. (In Russ.).

43. Hollomon J.H., Jaffe L.D. Time-temperature relations in temperirng steel//Trans. Amer. Inst. Met. Engrs. 1945, No 162, P. 223-249

44. Krivobok V.N. The Book of Stainless Steels, ASM. 1935.

45. Lewis M.H. and Hattersley B. Precipitation of M23C6 in Austenitic Steels. Acta Metall., 13:1159-1168, 1965.

46. Story, S., Smith, S., Fruehan, R., Casuccio, G., Potter, M., and Lersch, T., "Application of Rapid Inclusion Identification and Analysis," Iron and Steel Technology Conference, AISI Tech, Sept. 15-17, 2004, Nashville, TN, pp. 41-49.

47. Ren, Y., Wang, Y., Li, S., Zhang, L., Zuo, X., Lekahn, S., and Peaslee, K., "Detection of Non-Metallic Inclusions in Steel Continuous Casting Billets," Metal. Mater. Trans. B, Vol. 45, No. 1292, 2014, pp. 1291-1303.

48. Jain, A. K. and Dubes, R. C., Algorithms for Clustering Data, Prentice Hall, Englewood Cliffs, NJ, 1988, 334 pp.

49. Гоулдстейн Дж., Ньюбери Д., Эчлин П., и др. Растровая электронная микроскопия и рентгеновский микроанализ: В 2-х книгах. Пер. с англ. - М.: Мир, 1984.

50. Электронная микроскопия материалов: Учебное пособие / В. Д. Андреева, И. И. Горшков. - Спб.: Изд-во Политехн. ун-та, 2016 - 139 с.

51. Kazakov, A., Zhitenev, A., and Ryaboshuk, S. Interpretation and Classification of Non-Metallic Inclusions // Materials Performance and Characterization, Volume 5, №5, 2016

52. Программа материаловедческих работ по обоснованию работоспособности незаменяемых элементов реактора БН-600 до 60 лет - № БЕЛАЭСПРГ-70К (3.2) 2015.

53. Kazakov, A., Zhitenev, A., and Kovalev, P., "Distribution Pattern of Nonmetallic Inclusions on a Cross Section of Continuous Cast Steel Billets for Rails," Microsc. Microanal., Vol. 21 (Suppl. 3), 2015, pp. 1751-1752.

54. Особенности структурных изменений в сталях марки 10Х18Н9, 08Х16Н11МЗ и в металле их швов для реакторных установок на быстрых

нейтронах под влиянием теплового старения. Конф. В Зеленогорске. Петров С.Н., Марголин Б.З., Прокошев О.Ю., Пташник А.В.

55. Алексеенко Н.Н., Амаев А.Д., Горынин И.Б., Николаев В.А. Радиационное охрупчивание сталей для корпусов ВВЭР.-М.: Энергомашиздат, 1981.

56. Марголин Б.З., Гуленко А.Г., Бучатский А.А., Нестерова Е.В., Каштанов А.Д. Исследование влияния термического старения на длительную прочность и пластичность стали Х18Н9 // Вопросы материаловедения, №4 (64), 2010, С. 118-127.

57. Влияние теплового старения на кратковременные механические свойства и трещиностойкость сталей марки 10Х18Н9, 08Х16Н11МЗ и металла их швов для реакторных установок на быстрых нейтронах. Конф. В Зеленогорске. Прокошев О.Ю., Марголин Б.З., Смирнов В.И., Петров С.Н.

58. М.А. Ананьева, Л.А.Бозина, Г.А.Иванов, Л.М.Ковшова, И.А.Макарова Исследование свойств сварных соединений из сталей 09Х18Н9 и 09Х16Н9М2 после длительной эксплуатации (на трубопроводе ЧТЭЦ-1) при повышенной температуре, Судостроительная промышленность, Сварка, №11, 1991 г., С. 24-37.

59. Magnabosco R. Kinetics of sigma phase formation in a duplex stainless steel. Mate rials Research. 2009, vol. 12, no. 3, pp. 321-327.

60. Chih-Chun Hsieh, Weite Wu. Overview of intermetallic sigma (o) phase precipitation in stainless steels // International Scholarly Research Network ISRN Metallurgy. Vol. 2012. Article ID 732471.

61. Lo K.N., Shek S.N., Lai J.K.L. Recent developments in stainless steels. Materials Science and Engineering R. 2009, vol. 65, pp. 39-104.

62. NRIM-Metallographic Atlas of Long-term Crept Materials No M-2. National Research Institute for Metals, Tokyo, Japan, 2003.

63. РД153-34.1-17.467-2001 Экспрессный метод оценки остаточного ресурса сварных соединений коллекторов котлов и паропроводов по структурному фактору. - М.: 2001.

64. Коломбье Л., Гохман И. Нержавеющие и жаропрочные стали. М.: Металлургиздат, 1958.

65. Улиг Г.Г., Реви Р.У., Коррозия и борьба с ней. Введение в коррозионную науку и технику: Пер. с англ./Под ред. А. М. Сухотина. - Л.: Химия, 1989. -456 с.

66. Шлямнев А. П., [и др.], Коррозионностойкие, жаростойкие и высокопрочные стали и сплавы: Справ. Изд. - М.: «Интермет Инжиниринг», 2000. - 232 с.

67. М.А.Ананьева, Л.А.Бозина и др. Исследование теплового охрупчивания сварных соединений из стали марки Х18Н9 при 550-650°С// «Сварка» №13. 1970

68. Compiled by M. R. Hill Mechanical properties test data for structural materials quarterly progress report for period ending july 31, 1974 // Metals and Ceramics Division, September, 1978, p. 132- 141

69. А.А. Ланин, М.А. Ананьева и др. Природа и методы определения стойкости против хрупких разрушений сварных соединений -Вопросы материаловедения, 2007, №3(51)

70. Yuji Nagae A study on detection of creep damage before crack initiation in austenitic stainless steel // Materials Science and Engineering, A 387-389 (2004), p. 665-669

71. Технический отчет по теме «Обоснование работоспособности конструкционных материалов и сварных соединений РУ БН-1200», СанктПетербург, 2010.

72. Меськин В.С. Основы легирования стали. - М.: Государственное научно-техническое издательство литературы по черной и цветной металлургии, 1959. - 688 с

73. Karzov G.P., TimofeevB.T., Chernaenko T.A. Aging of the materials of NPP equi pment under operation during the design life // Voprosy materialovedeniya, no. 2 (42), 2005, pp. 92-110. (In Russ.)

74. Gorynin I.V., Karzov G.P., Galyatkin S.N., Mikhaleva E.I., Morozovskaya I.A. Co rrosion resistant cladding. Experience of application and ways of improvement. Voprosy materialovedeniya. 2005, no. 2 (42), pp. 129-143. (In Russ.).

75. Природа и методы определения стойкости против хрупких разрушений сварных соединений/А.А. Ланин, М.А.Ананьева и др.//Вопросы материаловедения. - 2007. - №3(51). - С. 320-326.

76. ГОСТ 25.506-85. Методы механических испытаний металлов. Определение характеристик трещиностойкости (вязкости разрушения) при статическом нагружении. М., 1985.

77. АSTM E1820-01 Standard Test Method for Measurement of Fracture Toughness, Annual Book of ASTM Standards, Vol. 03.01, 809 - 839.

78. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.

79. Гаджибалаев Г.А., Гуляев А.П., Лебедев Д.В. Вязкость Cr-Ni и Cr-Mn аустенитных сталей при низких температурах//Металловедение и термическая обработка металлов. - 1973. - №9. - С. 8-11.

80. Марголин Б.З., Курсевич И.П., Сорокин А.А., Лапин А.Н., Кохонов В.И., Неустроев В.С. К вопросу о радиационном распухании и радиационном и радиационном охрупчивании аустенитных сталей. Часть II. Физические и механические закономерности охрупчивания//Вопросы материаловедения. -2009. - №2(58). - C. 99-111.

81. Сорокин А.А., Марголин Б.З., Курсевич И.П., Минкин А.И., Неустроев В.С., Белозеров С.В. Влияние нейтронного облучения на механические свойства материалов внутрикорпусных устройств реакторов типа ВВЭР//Вопросы материаловедения. - 2011. - №2(66). - C. 131-152.

82. Характеристики антикоррозионной наплавки для расчета сопротивления хрупкому разрушению корпуса реактор/Б.З. Марголин, В.А. Швецова, О.Ю. Прокошев и др. //Вопросы материаловедения. - 2005. - №2(42). - C. 186-213.

83. Включения и газы в сталях. Явойский В. И., Близнюков С. А., Вишкарев А. Ф., Горохов Л. С., Хохлов С. Ф., Явойский А. В. М., «Металлургия», 1979. 272 с.

84. Гаев И. С. Металлург, 1929. Т. 15, № 3. С. 369-399.

85. ГОСТ 1778-70 (ИСО 4967-79) Металлографические методы определения неметаллических включений (с Изменениями N 1, 2).

86. Б.М. Овсянников, В.Г. Лазько. О методологических принципах и методах механических испытаний для оценки влияния неметаллических включений на конструктивную прочность стали. В сб. "Сталь и неметаллические включения" М, Металлургия, 1976. С. 100-114.

87. Червяков А.Н., Киселева С.А., Рыльникова А.Г. Металлографическое определение включений в стали. 2-е изд., перераб. и доп. — Москва: Государственное научно-техническое издательство литературы по черной и цветной металлургии, 1962.

88. Виноград М.И., Громова Г.П. Включения в легированных сталях и сплавах. М., Металлургия, 1972. 216 с.

89. А. Г. Рыльникова. Сб. трудов ЦНИИЧМ, вып 19. Металлургиздат, 1960, с. 228-234.

90. Гуляев А.П. Металловедение. // Москва, «Металлургия», 1986, 543с.

91. Бочвар А.А. Металловедение. // Москва, Государственное научнотехническое издательство по черной и цветной металлургии, 1956, 494с.

92. Паршин А.М. Структура, прочность и пластичность нержавеющих сталей и сплавов, применяемых в судостроении. // Ленинград, «Судостроение», 1972,288c.

93. Хромоникелевые стали Х18Н9. [http://refy.ru/77/275223-hromonikelevyestali-h18n9.html].

94. РД 5.9555-74 "Металлы и сплавы. Изготовление и травление металлографических шлифов"

95. Kopel'manL.A. Osnovy teorii prochnosti svarnykh konstruktsii. Ucheb. posobie [Fundamentals of the theory of strength of welded structures. Tutorial]. SPb.: Izd-vo Politekhn. un-ta. 2007,278 p. (In Russ.).

96. GudremonE. Especial steel. Berlin: Springer-Verlag, 1956. (Russ. ed.: Gudremon E. Spetsial'nye stali. Vol. 1. Moscow: Metallurgiya, 1966,344 p.).

97. McGuire M. Stainless Steels for Design Engineers. ASM International. 2008,296 p.

98. Sekine M., Sakaguchi N., Endo M., KinoshitaH., Watanabe S., KokawaH., Yama shita S., Yano Y., Kawai M. Grain boundary engineering of austenitic steel PNC31 6 for use in nuclear reactors. Journal of Nuclear Materials. 2011, vol. 414, pp. 232236.

99. Brown J.D., Packwood R.H. Quantitative electron probe microanalysis using gaussian 9(pz) curves // X-Ray Sptctrometry. - 1982. - Vol. 11. - № 4. -Р. 187-193.

100. Петров С.Н., Звинчук Р.А. Определение толщины оксидных пленок на титане и его сплавах методом рентгеноспектрального микроанализа // Вестник ЛГУ.

- 1987 - Сер. 4. - Вып. 3. - № 18. - С. 77-82.

101. М.А.Смирнов, В.П.Выпряжкин, А.Н.Уксусников и др. Влияние высокотемпературной термомеханической обработки на охрупчивание аустенитных и аустенитно-ферритных сталей // ФММ. - Т..65. - Вып. 5. - С. 577-587.

102. Брайент К.Л., Бенерджи С.К. Охрупчивание конструкционных сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1988 г. 552 с.

103. Рыбин В.В., Лихачев В.А., Вергазов А.Н. Пересечение границ зерен полосами скольжения как механизм вязкого зернограничного разрушения // ФММ. - 1973. - Т.36. - Вып. 5. - С. 1071-1078.

104. Гликман И.Е., Рыбин В.В., Лихачев В.А., Литвинов Е.Н. Механизм межзеренной хладноломкости ГЦК твердых растворов медь-сурьма // ФММ.

- 1978. - Т.46. - Вып. 3. - С. 603-608.

105. Гаврилюк В.Г., Шиванюк В.Н. Водородное охрупчивание аустенитных сталей // Деформация и разрушение материалов. - 2006. - № 6. - С. 11-17.

106. Tomota Y., Xia Y., Inoue K. Mechanism of low temperature brittle fracture in high nitrogen bearing austenitic steels // Acta Materialia. - 1998 - Vol. 46. - № 5. - P. 1577-1587.

107. Николаева Е.А. Сдвиговые механизмы пластической деформации монокристаллов. Пермь: Издательство Пермского государственного технического университета, 2011. 50 с.

108. Beckitt F.R., Clark B.R. The shape and mechanism of formation M23C6 carbide in austenite // Acta Metallurgica. - 1967. - Vol. 15. - P. 113-129.

109. S. C. Bali, V. Kain, V. S. Raja. Effect of Low-Temperature Sensitization on Intergranular Stress Corrosion Cracking Behavior of Austenitic Stainless Steels in Simulated Boiling Water Reactor Environment // Corrosion. - 2009. - 65(11). -P. 726-740.

110. Рыбин В.В., Лихачев В.А., Вергазов А.Н. Пересечение границ зерен полосами скольжения как механизм вязкого зернограничного разрушения // ФММ. - 1973. - Т.36. - Вып. 5. - С. 1071-1078.

111. Васильев А.А., Голиков П.А. О коэффициенте диффузии углерода в легированном аустените и феррите.

112. Mizouchi M., Yamazaki Y., Iijima Y., Arioka K. Low Temperature Grain Boundary Diffusion in SUS316 and 316L Stainless Steels. Materials Transactions, Vol. 45, No 10, (2004), P. 2945-2950.

113. Deighton M. Solubility of M23C6 in Type 316 Stainless Steel. JOURNAL OF THE IRON AND STEEL INSTITUTE, v. 204, № 9, p. 1012-1014, 1970

114. Душин, Ю. А. Термодинамические характеристики аустенитных сталей и никелевых сплавов / Ю. А. Душин, Ю. В. Перетягин, Г. А. Комиссарчик, А. М. Немец // Академия наук СССР. Известия. Сер. Металлы. - 1981. - N 3. -141-145.

115. Лахтин Ю.М. "Химико-термическая обработка металлов" (1985 г.) (2-я)

116. Маннинг Дж. Кинетика диффузии атомов в кристаллах. М., Мир, 1971. 278 с.

117. Kazakov, A., Lyubochko, D., Ryaboshuk, S., and Chigintsev, L., "Investigation of the Nature of Nonmetallic Inclusions in HSLA Steels Using an Automatic Particle Analyzer," Chernye Metally (Ferrous Metals), Vol. 2, No. 4, 2014, pp. 37-41.

118. Бабаков А.А. Нержавеющие стали. М.: Госхимиздат 1956.

119. Исследование природы неметаллических включений в стали с помощью автоматического анализатора частиц. А.А. Казаков, Д.А. Любочко, С.В. Рябошук, Л.С. Чигинцев//Черные металлы 2014 №4, с.85-90.

120. Технический отчет по этапу 2 дополнительного соглашения № 3 к договору № 2004/4.1.3.1.1/8715/8/624 от 16.11.2004г «Обоснование продления срока службы реакторной установки БН-600 энергоблока №3 Белоярской АЭС" этап №2». С-Петербург, 2006.

121. Повышение чистоты корпусной стали, обработанной комплексными модификаторами. Милюц В. Г., Цуканов В. В., Петров С. Н., Ефимов С. В. -Вопросы материаловедения, 2016, № 3(87), с. 14-22.

122. Lai J.K.L. A study of precipitation in AISI type stainless steel//Materials Science and Engineering, 1983, v.58, №2, p.195-209.

123. Николаев Ю.К., Карзов Г.П. Тепловое охрупчивание хромоникелевого аустенитно-ферритного металла шва в связи с образованием П-фазы. "Прогрессивные материалы и технологии", 1999, №3, с.57-63.

124. Минкин А.И., Марголин Б.З., Беляева Л.А., Пирогова Н.Е., Шумко А.М., Петров С.Н. Оценка прочности и прогноз ресурса захватов штанг СУЗ реактора ВВЭР-440. Часть 3. Оптимизация восстановительного режима послерадиационного отжига захватов штанг СУЗ. Вопросы материаловедения. 2021; (1(105)): 177-191.

125. Марголин Б.З., Петров С.Н., Прокошев О.Ю., Кондратьева А.М. Моделирование процессов деградации механических свойств аустенитной хромоникелевой стали 10Х18Н9 в результате теплового старения // Динамика систем, механизмов и машин, Том 9, №4, C. 118-125, 2021

126. Кудрявцев А.С., Охапкин К.А., Влияние длительного теплового старения в составе теплообменного оборудования реакторной установки на быстрых

нейтронах на структуру и свойства аустенитной хромоникелевой стали // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2018. Том 61. № 11. С. 907 - 913.