Формирование структуры сплавов систем Ni-Cr-Mo и Fe-Ni-Cr-Mo при деформационном и термическом воздействии с целью повышения их коррозионной стойкости в ионных жидкостях тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Жиляков, Аркадий Юрьевич

• Жиляков, Аркадий Юрьевич
• кандидат наук
• 2014

Оглавление диссертации кандидат наук Жиляков, Аркадий Юрьевич

ОГЛАВЛЕНИЕ

Введение

1. Коррозионностойкие стали и сплавы: формирование структуры и свойств (Аналитический обзор)

1.1 Факторы, определяющие коррозионное поведение сплавов

1.1.1 Коррозия в расплавах хлоридов

1.2 Основные фазы в сплавах систем Бе-Сг-ЭД-Мо и №-Сг-Мо

1.2.1 Сигма-фаза

1.2.2 Упорядоченная фаза №2(Сг,Мо) в сплавах ЫьСг-Мо

1.3 Термовременная обработка металлических расплавов

1.4 Постановка задачи исследования

2. Материалы и методика проведения исследований

2.1 Материалы исследования

2.2 Методы исследования

2.2.1. Металлография

2.2.2. Рентгеноструктурный фазовый анализ

2.2.3. Исследование физических свойств сплавов

2.2.4. Испытания на коррозионную стойкость

2.2.5. Изучение механических свойств

2.2.6. Обработка сплава в жидком состоянии

2.3 Вычисление погрешности измерений

3. Фазовые превращения в сплавах системы Ре-№-Сг-Мо при отжиге

3.1 Исследование коррозионного поведения аустенитных нержавеющих сталей в эквимолярной смеси ЫаС1-КС1 при 750 °С

3.2 Фазовые превращения в сплавах ЭК77 и в35 при старении

3.2.1. Построение С-образных диаграмм выделения вторых фаз в сплавах ЭК77 и в35

3.3 Влияние предварительной деформации на процессы рекристаллизации и образования избыточных фаз в ходе термообработки в сплавах в35 и ЭК77

3.3.1 Рекристаллизация

3.3.2 Влияние предварительной холодной пластической деформации на выделение вторых фаз

3.4 Выводы по главе

4. Физические, коррозионные и механические свойства сплавов

4.1 Физические свойства сплава G3 5

4.2 Изучение влияния морфологии выделений интерметаллидных фаз на комплекс механических свойств сплава G35

4.3 Исследование коррозионной стойкости сплавов с разной морфологией выделений в ионных расплавах

4.3.1 Исследование коррозионной стойкости сплавов ЭК77 и G35 в состоянии поставки

4.3.2 Исследование коррозионной стойкости сплава G35 в расплаве эквимолярной смеси КС1-А1С13

4.3.3 Исследование влияния различной морфологии выделений о-фазы на коррозионную стойкость сплава ЭК77

4.4 Выводы по главе

5. Влияние обработки жидкого расплава на режимы гомогенизации слитка из сплава ЭК77 и на процессы, протекающие при старении

5.1 Структура после кристаллизации

5.2 Структура сплава ЭК77 после гомогенизирующего отжига при температуре 1150 °С и времени выдержки 1,5 часа

5.3 Структура сплава ЭК77 после гомогенизирующего отжига при температуре 1200 °С и времени выдержки 6 часов

5.4 Структура сплава ЭК77 после старения при температуре 900 °С

5.4.1 Время выдержки 5 часов

5.4.2 Время выдержки 7,5 часов

5.5 Выводы по главе

Заключение

Список литературы

147

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Формирование структуры сплавов систем Ni-Cr-Mo и Fe-Ni-Cr-Mo при деформационном и термическом воздействии с целью повышения их коррозионной стойкости в ионных жидкостях»

ВВЕДЕНИЕ

Современный уровень развития энергетики, химической промышленности и цветной металлургии требует непрерывного улучшения эксплуатационных характеристик используемых конструкционных материалов. Темпы развития этих наукоемких отраслей производства не позволяют действовать методом проб и ошибок. Каждый шаг технологического процесса изготовления того или иного продукта должен основываться на прочной научной базе. В частности, неразрешенным до сих пор вопросом является выбор конструкционного материала для работы в среде расплавленных хлоридов при повышенных температурах (350...750 °С). Подобные среды задействованы в различных технологиях по электрохимическому рафинированию щелочных, щелочноземельных и редких металлов, могут использоваться в качестве рабочих сред жидкосолевых ядерных реакторов.

На сегодняшний день использовать для этих целей предлагают разные коррозионностойкие стали и сплавы аустенитного класса. Основные проблемы в поиске подходящего материала связаны с тем, что

• разработанная теория пассивации для кислородсодержащих сред не работает в отсутствие кислорода, более того его наличие в коррозионной среде в этом случае наоборот ускоряет процессы разрушения;

• большинство научных работ в этом направлении основываются только на выборе химической композиции сплава, обладающей наибольшим потенциалом коррозии;

• эти работы не учитывают изменения фазового и структурного состояния, которые происходят при повышенных температурах и длительной выдержке;

• затруднительно получить изделие с однородным распределением химических элементов из-за их разных коэффициентов распределения в сплаве, что приводит к локализации коррозионного разрушения.

Очевидно, что срок эксплуатации изделия в агрессивной среде солевых расплавов будет определяться общей скоростью и характером коррозии. Необходимо добиваться, чтобы она была равномерной сплошной, т.к. любая локализация приведет к ускоренному разрушению конструкции. Пути достижения этой цели включают в себя научно обоснованный выбор деформационной и термической обработки для получения благоприятного структурного и фазового состояния сплава, а также подготовку сплава в жидком состоянии перед кристаллизацией с целью более равномерного распределения легирующих элементов.

На основании вышеизложенного целыо настоящей работы является научно обоснованный выбор взаимообусловленных способов обработки на различных этапах промышленного передела для повышения комплекса коррозионных и механических свойств сплавов систем >Л-Сг-Мо и Ре-№-Сг-Мо, предназначенных для работы в ионных жидкостях.

В настоящей работе комплексом современных методов исследования изучены структурные и фазовые превращения в сплавах систем Ре-Сг-№-Мо и N1-

Cr-Mo, которые являются перспективными для использования в хлоридных расплавах.

На защиту выносятся основные положения и результаты:

• Процессы формирования структуры, фазового состава и свойств сплавов G35 и ЭК77, подвергнутых различным видам деформационной и термической обработок.

• Разработанный режим деформационной и термической обработки сплава G35, обеспечивающий повышенный уровень коррозионных свойств в расплаве КС1-А1С13.

• Рекомендации по подготовке сплава ЭК77 в жидком состоянии перед кристаллизацией с целью повышения однородности распределения легирующих элементов.

Научная новизна работы заключается в получении актуальных данных о температурно-временных интервалах образования о-фазы в сплавах ЭК77 и G35 при старении. Показано, что можно использовать расчетные методы для оценки склонности к выделению вторых фаз как на железной так и на никелевой основах. Установлено влияние предварительной холодной пластической деформации на кинетику образования интерметаллида и морфологию ее частиц. Кинетические данные представлены в виде С-образных диаграмм, а особенности морфологии обобщены в наглядную схему.

Определено, что в сплаве G35 немонотонное изменение физических свойств в области температур 350...600 °С обусловлено зонной стадией распада пересыщенного твердого раствора с образованием скоплений атомов хрома и молибдена.

Установлена корреляция между морфологией о-фазы и коррозионными и механическими характеристиками сплавов ЭК77 и G35. Формирование дисперсных равноосных выделений о-фазы равномерно распределенных по объему у-твердого раствора обеспечивает уменьшение скорости коррозии сплава G35 в расплаве КС1-А1С13 в течение 100 часов при 550 °С по сравнению с однофазным состоянием в 2 раза с 0,53 до 0,26 мм/год. При этом такая морфология обеспечивает прирост прочностных свойств на 30 % (g0,2 = 598 МПа, с„ = 964 МПа против g0,2 = 348 МПа, о„ = 745 МПа) относительно заявленного производителем после финишной обработки при сохранении общего удлинения на уровне 33 %.

Установлено влияние режима подготовки жидкого сплава ЭК77 перед кристаллизацией на характеристики литой структуры, процессы гомогенизации и старения в твердом состоянии. Устойчивость дендритной ликвации снижается после значительного перегрева расплава над температурой ликвидус. Перегрев расплава на 305 °С выше температуры ликвидус способствует формированию ячеистой структуры вместо дендритной при незначительном (на 43 °) перегреве. Также значительный перегрев расплава над температурой ликвидус при старении гомогенизированного слитка увеличивает инкубационный период образования ТПУ G-фазы. В случае незначительного перегрева расплава над температурой ликвидус аустенит при старении склонен к расслоению, дислокации формируют плоские скопления. Значительный перегрев понижает склонность к расслоению и

приводит к образованию полигонизованной структуры при длительных временах выдержки.

Практическая значимость заключается в возможности применения результатов исследования для создания сквозной технологии производства продукции различного сортамента из коррозионно-стойких сплавов систем Fe-Cr-Ni-Mo и Ni-Cr-Mo:

• данные по кинетике образования вторых фаз в сплавах ЭК77 и G35 позволяют предсказать кинетику изменения служебных характеристик (деградацию свойств) конструкции в агрессивной среде расплавленных хлоридов в диапазоне температур 350... 1050 °С.

• Результаты исследования особенностей выделения о-фазы в сплавах ЭК77 и G35 при различном деформационном и термическом воздействии позволили научно обоснованно разработать режимы обработки с целью получения структуры с повышенным комплексом коррозионных и механических свойств.

• Полученные результаты по влиянию подготовки сплава в жидком состоянии на процессы кристаллизации, гомогенизации и старения сплава ЭК77 позволяют разрабатывать режимы обработки расплавов с целью получения наиболее равномерного распределения легирующих элементов по объему слитка.

Материалы диссертации были доложены и обсуждены на Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Пермь, 2010; Магнитогорск, 2012); XVIII Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», Самара 2012; Международной научно-технической Уральской школе-семинаре металловедов -молодых ученых (Екатеринбург 2012, Екатеринбург 2013); Международном Китайско-Российском симпозиуме «Sino-Russian Young Scientist Forum and Symposium on Advanced Materials and Processing Technology», Qindao, China 2014 (Циндао, Китай 2014).

Достоверность результатов работы обеспечена использованием проверенных и апробированных взаимодополняющих методов испытания материалов, применением известных способов обработки экспериментальных данных, а также использованием современных методов структурного анализа. Результаты исследований, проведенные в настоящей работе, хорошо согласуются между собой и не противоречат известным в научной литературе представлениям и результатам.

1. КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ: ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ (АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР)

1.1 Факторы, определяющие коррозионное поведение сплавов

Процессы коррозии металлов и сплавов в различных водных и газовых агрессивных средах довольно подробно описаны в ряде классических монографий [1,2]. Такому обобщению и созданию прочной теоретической базы способствовал большой объем экспериментальных данных, накопленный за годы исследований в этой области. В настоящее время появляются новые результаты исследований, посвященных этой проблеме. В целом они не противоречат классическим работам и зачастую имеют прикладной характер.

Основным классом коррозионностойких сплавов на сегодняшний день остаются нержавеющие стали различного состава. Они в основном предназначены для работы при температурах, не превышающих 100 °С в растворах солей, кислот и щелочей. Для более агрессивных сред и высоких температур были разработаны высоколегированные сплавы на основе железа и никеля. Стойкость в окислительных средах определяется возникающей на поверхности сплава окисной пленки. Основным легирующим элементом для формирования такого протектора является хром. Критическое значение его подтверждено разными исследованиями, и оно составляет 12... 13 масс. %. При уменьшении этого значения металл переходит из пассивного состояния в активное и, соответственно, становится склонным к коррозии. Поэтому различные выделения вторых фаз, «вытягивающих» на себя хром из матричного твердого раствора, являются вредными. Этот факт установлен давно, но и современные исследования, которые проводятся на более качественном уровне, подтверждают его [3-11]. Так, например, авторы [5] установили, что образование карбидов хрома приводит к повышению склонности аустенитной стали типа 316Ь к межкристаллитной коррозии (МКК). Эта фаза выделяется по границам зерен при изотермической выдержке в области температур 600...800 °С. В результате около границ зерен аустенита возникает обедненная по хрому зона, которая и начинает активно разрушаться под действием коррозионной среды. По схожей причине может увеличиваться и склонность к питтингообразованию. В работе [6] исследовали коррозионную стойкость металла сварного шва. При его кристаллизации образовалась смесь аустенита у и феррита 5, при дальнейшем охлаждении на границе у|5 образовалась о-фаза. Хром активно уходит в сигма-фазу, и на месте ее образования возникают питтинги. Авторы работы [9] обнаружили после старения стали типа 347 пограничные выделения и карбида Сг23С6 и о-фазы. Они установили, что в этом случае карбид хрома повышает склонность к МКК, а а-фаза уменьшает потенциал питтингообразования. Хотя в некоторых работах МКК связывают и с образованием сигма-фазы [10, 11]. Более того в работе [12] предлагают с помощью электрохимических методов обнаруживать о-фазу в дуплексных нержавеющих сталях. Интересно, что при одновременном воздействии коррозионной среды содержащей ионы хлора и износа трением выделения о-фазы оказывают положительный эффект. Дело в том,

что эффект упрочнения поверхности, обусловленный ее выделением в этом случае сильнее, чем отрицательное влияние интерметаллида на коррозионную стойкость [13]. В сложнолегированных сплавах на никелевой основе влияние выделений вторых фаз по границам зерен принципиально не отличается от сплавов на основе железа. Хотя авторы работы [4] обнаруживают другие фазы: карбид типа М]2С и ц-фазу, - но они также повышают склонность сплава к МКК. Кроме фазового состава на коррозионную стойкость влияет и структурное состояние сплавов. Согласно [2] уменьшение размера зерна должно приводить к повышению коррозионной стойкости сплавов. Это подтверждено исследованиями [14,15], однако в работе [16] зафиксирован абсолютно обратный эффект: увеличение размера зерна снижает склонность сплава к МКК, также авторы отмечают положительное влияния большого количества двойниковых границ. В этом аспекте интересно изучение влияния энергии границ на коррозионное поведение сплавов. Известно [17], что дефекты кристаллического строения увеличивают диффузионную подвижность атомов в сплавах, что приводит к изменению в том числе коррозионного поведения сплавов. В основном [1] отмечают негативное влияние дефектов на коррозионную стойкость металлов.

Современные исследовательские и расчетные методы позволяют понять теорию пассивации на более тонком уровне. В исследованиях [18-20] отмечается, что переход сплавов Бе-Сг при содержании хрома на уровне 12-13 масс. % является следствием электронной структуры, где при этом критическом значении у атома железа в ближайшем окружении находится ~1 атом хрома и происходит локализация ё-электронов. Изменение электронной структуры твердого раствора происходит при изменении его легирования, при процессах расслоения и упорядочения, которые изменяют ближайшее окружение атомов [21]. Хотя экспериментально влияние этих процессов на коррозионную стойкость не всегда обнаруживают [4].

Коррозионное поведение сплавов зависит от коррозионной среды и ее температуры. Так, например, сталь типа 18-8 проявляет в среднем слабую стойкость в растворах серной кислоты, но при увеличении концентрации кислоты стойкость стали возрастает [22]. В двойных сплавах №-Мо при горячем воздействии (700 °С) паров серы не происходит образование пассивных пленок Мо28з [23]. А при испытаниях никель-хром-молибденовых сплавах в насыщенных растворах с добавками КС1 пассивные пленки оксидов хрома, меди и

молибдена разрушаются при температурах выше 90 °С [24].

Благодаря синхротронным методикам, таким как анализ тонкой структуры поглощения рентгеновских спектров (ХАБ^) и анализ рентгеновких спектров вблизи края поглощения (ХАМЕ8), были получены данные, показывающие различное поведение Ре-Сг-№-Мо сплава в двух средах содержащих ионы брома и ионы хлора. Было показано, что молибден повышает стойкость к питтингообразованию в хлоридных растворах намного эффективнее, чем в бромидных. Это связано со структурой образующихся продуктов коррозии [25]. Также в этой работе было исследовано поведение хрома в бром содержащем растворе. Позиции хрома в процессе испытаний совпадают с позициями брома, т.е. хром уходит в коррозионную среду, связываясь ионами брома.

1.1.1 Коррозия в расплавах хлоридов

В целом коррозионное поведение различных сплавов оказывается предсказуемым, если в паре сплав - коррозионная среда работает классическая теория пассивации. Однако существуют технологические процессы, которые задействуют другие агрессивные коррозионные среды, в частности расплавы хлоридов. В этом случае опытных данных значительно меньше, что на настоящий момент не позволяет однозначно объяснить коррозионное поведение металлов и сплавов в таких средах.

Наиболее достоверно установлено, что растворение металлов в хлоридных расплавах происходит по электрохимическому механизму. Анодным участком выступает граница зерна, а тело зерна является микрокатодом [26]. Показано, что в роли окислителей могут выступать газы и ионы более электроположительных металлов. Основными примесями в солевых хлоридных расплавах, вызывающими коррозию металлов и сплавов, называются растворенные в солях газы - кислород, хлор, хлороводород и пары воды [27, 28]. В частности, в работе [29] авторы показали, что пары воды в расплаве БЫЫаК в зависимости от содержания приводят к увеличению потери массы никелевых сплавов в 10... 100 раз по отношению к чистому расплаву (рисунок 1.1).

(a) Hastelloy-N

120

-Ш-!Ч-700°С, 3.19wt% Н20

23.19

-#-N-700°C, 1,91 wt% H20

-*-850°C, pure salt t7'

—N-600°C, 3.l9wt% H20

2.3

0

100 200 300 400

Corrosion time (hours)

500

a - сплав Hastelloy-N

Рисунок 1.1- Убыль массы никелевых сплавов в зависимости от содержания паров

воды в расплаве РЫЫаК [29]

140-1

(Ь) НагЛс11оу-ВЗ

ВЗ-700'С. 3 19*1% Н20

В3-600°С. 3.19*1% Н20

В3-700*С, 1 91«*% Н20

0 50 100 150 200 250 300 350

Ситкиш Итс (Ьоигя)

Ь - Наз1е11оу-ВЗ

Рисунок 1.1— Продолжение

В этой же работе было установлено оригинальное соотношение, которое показывает, что убыль массы сплавов в присутствии влаги линейно растет с увеличением суммы (масс. % Сг + 1/3 масс. % Мо). Также показано, что при низком содержании хрома преобладает общая коррозия, а не МКК. Отмечается, что повышенное содержание влаги в солевом расплаве приводит к питтингообразованию.

Также существуют данные о том, что в присутствии кислорода в подобной среде работает стандартная протекторная защита оксидной пленкой. В частности при испытаниях нескольких никелевых сплавов разного состава в расплаве ЫС1-Ы02 при 650 °С наибольшей стойкостью обладает образец с повышенным содержанием титана, который образует оксидную пленку [30].

Процессы высокотемпературной коррозии в ионных жидкостях: хлоридах, тетраборатах и др. - подробно изучались В.П. Кочергиным. В своей обзорной статье [31] он описывает это явление как окислительно-восстановительный процесс, в котором в качестве окислителей могут выступать растворенный хлороводород, следы воды, молекулярные хлор и кислород. Автор показывает, что наиболее важной количественной характеристикой металла является потенциал коррозии, при котором скорость подвода окислителей к металлу равна скорости отвода продуктов коррозии вглубь расплава. Эта характеристика может быть однозначно определена для чистых металлов, а также для сплавов в однофазном состоянии. Работ, которые раскрывают влияние вторых фаз на величину потенциала коррозии и соответственно смещение равновесия, нет. Это является большим упущением, т.к. рабочие температуры, при которых происходит взаимодействие металлов с солевыми расплавами могут достигать 600...650 °С, а это область, где активно протекают процессы выделения избыточных фаз из пересыщенного твердого раствора в различных сплавах. Величина потенциала коррозии определяется особенностями электронного строения атомов, природой связи между ними и структурой металлических кристаллических решеток. Наиболее высокими потенциалами коррозии в

расплавах хлоридов обладают никель, молибден и платина. Железо, хром и титан, которые являются распространенными элементами в составе коррозионностойких сплавов, обладают низкими потенциалами коррозии. При взаимодействии с расплавами хлоридов они будут разрушаться довольно быстро.

Знание о потенциалах коррозии чистых металлов в солевых расплавах должно способствовать обоснованному выбору композиции сплава. В работе [31] приведены потенциалы и скорости коррозии аустенитных сплавов разного химического состава в расплаве М%С\2 при 800 °С. Повышение содержания никеля сдвигает потенциал коррозии в сторону электроположительных значений, при этом скорость коррозии снижается. В работе [32] исследовано коррозионнное поведение никелевых сплавов в расплаве соли БЫКаК при 750 °С. Показано, что наиболее активно в коррозионную среду выходит хром. Чем выше его содержание в сплаве, тем выше скорость коррозии. В это же время молибден наоборот повышает стойкость сплава в этой среде. Наибольшую активность хрома в коррозионном процессе отмечают и авторы [33]. Они изучали поведение высокохромистых чугунов в расплаве эквимолярной смеси КаС1-КС1 при 670 °С. Скорость коррозии в этом случае возрастает по мере увеличения содержания хрома. Интересно также влияние углерода: скорость коррозии имеет максимум при его содержании 4,29 масс. %. Сравнение с нержавеющей аустенитной сталью типа 304 показывает, что она имеет лучшую стойкость в среде расплавленных хлоридов по сравнению со всеми исследованными чугунами (рисунок 1.2).

304 ББ Се

а - в зависимости от углеродного эквивалента

Рисунок 1.2 - Потеря массы высокохромистых высокоуглеродистых чугунов в

расплаве КаС1-КС1 при 670 °С [33]

0.75

0.5

гч

е

и ?

<

0.25

0

б - в зависимости от хромового эквивалента Рисунок 1.2 - Продолжение

Стоит подчеркнуть, что все эти работы не учитывают, что металлы и сплавы находятся в одинаковом структурном и фазовом состоянии при испытаниях. Не проводится оценка влияния плотности дефектов, формы, размеров и мест выделения вторых фаз и т.д. При этом такие факторы будут оказывать значительное влияние на коррозионные процессы, аналогично коррозии в водных и газовых средах.

Подводя итог, можно обозначить те подходы, которые позволяют управлять коррозионным поведением металлов и сплавов в различных агрессивных средах:

1. Создание экономически обоснованной химической композиции, которая обладает высоким потенциалом коррозии и / или легко переходящей в пассивное состояние.

2. Обеспечение стабильного фазового и структурного состояния сплава.

3. Управление электронной структурой сплава.

4. Контроль за составом коррозионной среды.

Экономически обоснованным для использования в агрессивной среде расплавленных хлоридов представляется использование составов, содержащих никель и молибден. Поэтому необходимо рассмотреть вопросы, связанные с управлением фазовым составом и структурным состоянием сплавов этого класса.

1.2 Основные фазы в сплавах систем Ре-Сг-№-Мо и №-Сг-Мо

Различными расчетными и экспериментальными методами определено, что в сплавах систем Ре-№-Сг-Мо может выделяться большое количество фаз: карбиды М7С3, М2зС6, МС, М6С; интерметалл иды: а-фаза, х-фаза, фаза Лавеса г|; нитриды Т11Ч, Сг21Ч; реже встречаются 5-феррит, Я-фаза и е-мартенсит, а в системе

20.5 23.04 27.63 29.93 33.76 35.53 38.9 41.3 304 55 Сгк

№-Сг-Мо основными являются интерметаллидные о-фаза и Р-фаза, а также упорядоченная фаза №2(Сг,Мо), реже обнаруживают выделения твердого раствора с объемно-центрированной кубической решеткой на основе хрома [3, 4, 9, 10, 12, 34-64].

Таблица 1.1- Основные фазы, выделяющиеся в сплавах систем Ре-Сг-№-Мо и

№-Сг-Мо

Фаза Хим. формула Структура Темп, интервал образования, С Пространств. Группа Параметр решетки, нм Лит. источник

о Ре-Сг-Мо Тетрагон. 600-1000 Р42/шпт а=0.879 с=0.454 [65]

X Ре3бСг12Мо1о ОЦК 700-900 143т 0.892 [66, 671

Фаза Лавеса (Л) Ре2Мо Гексагон. 400-950 С14 а=0,473 с=0.776 [68]

М23с6 Сг23С6 ГЦК 600-950 РтЗт 1,0561,065 [57]

р Мо12(Мо,Сг,№)2о(Сг,№)24 Ромбич. РЬпт а=0.907 Ь= 1.6983 с=0.4752 [45]

На рисунке 1.3 представлены различные С-образные диаграммы (время-температура-выделение) выделения вторых фаз в этих сплавах.

а 1950 >800

1650 1300

Ш 0>

1350

1200

1050 900

750

-1- А Ноу 5 -1- --,- 1- _ —1-

_ м гТЗГ

т *

• ....................... м 23С6+Г1+Хг у—

ш 1 1 Л *

- _|— _1______ * «

1066 982 899 816

о

732 -

649

566 482

399

а - диаграмма выделения карбидов и интерметаллидов в стали 316 [61 ]

Рисунок 1.3 - С-образные диаграммы выделения вторых фаз в сплавах Ре-Сг-№-Мо

[38,61,62]

• DICTRA results ■ Kaimazin's data

V+o*L«ve»+Cr,N

ч ......1

553°C 1

540 °C

000 950 • 900 • 850

V too t-

750 700 850 ■ 600 •

Time(yi»)

10"' 10» 10' 10* 10» 10* 10»

1000

10000

10* 10* 10» Time (hra)

3

3

Тиле (Иге)

Time (hrs)

б - диаграмма выделения интерметаллидов и нитрида хрома в сплаве БЗ1254 [62]; в - диаграмма выделения №2Сг в сплаве N¡-33,3 % Сг; г -диаграмма выделения Р-фазы в сплаве N¡-21,1 % Сг-13,5 % Мо; д -диаграмма выделения а-фазы в сплаве

N¡-21,1 % Сг-13,5 % Мо [38]

Рисунок 1.3 - Продолжение

Изменения свойств сплавов Ре-Сг-№-Мо обычно связывают с выделениями карбидов хрома Сг2зС6, сигма-фазы [5-13, 57, 62, 63]. Показательна работа [64], в которой показано отрицательное влияние о-фазы на вязкостные характеристики сплава, в то время как выделения другого интерметаллида - %-фазы не оказывают влияния на механические свойства. В свою очередь в сплавах №-Сг-Мо характеристики материала определяются во многом наличием в них сигма-фазы или упорядоченной фазы №2(Сг,Мо) [4, 37, 42, 46, 69]. Хотя существуют и данные о вредном влиянии карбидов [40]. Карбид хрома типа М23С6 имеет гране-центрированную кубическую решетку с параметром а = 1,056... 1,065 нм [57]. Рассмотрим подробнее строение сигма фазы и факторы, влияющие на процесс ее выделения и ее морфологию.

1.2.1 Сигма-фаза

Структура сигма-фазы

Сигма-фаза является топологически плотно упакованной (ТПУ) фазой. Кристаллические решетки различных ТПУ фаз (фаз Франка-Каспера) описаны в работах [66, 67, 70-72]. ТПУ фазы образуются во многих коррозионностойких сплавах и имеют сложную кристаллическую структуру с количеством атомов на ячейку >30 в большинстве случаев. В ТПУ фазах плотно упакованные слои атомов отделены друг от друга относительно большим межатомным расстоянием. Характерная топология образуется в результате того, что слои плотноупакованных атомов смещены относительно друг друга. Франк-Касперовские фазы характеризуются наличием двух типов позиций для размещения атомов в их структуре, т.е. координационное число (КЧ) может равняться 12, а может превышать 12 и быть равным 14, 15 или 16. Если рассматривать в качестве ТПУ фазы соединение АтВп, то элемент А (обладающий большим атомным радиусом, меньшим количеством с1-электронов и ОЦК-структурой) должен предпочтительно занимать позиции с высокими КЧ, а элемент В (меньших размеров с ГЦК-структурой) имеет тенденцию располагаться на позициях с низкими КЧ (КЧ=12). Характерной особенностью ТПУ фаз, выделяющихся в сплавах системы Ре-Сг-№-Мо является повышенное содержание в них ферритостабилизаторов: Сг и Мо.

Сигма-фаза также подчиняется этим правилам. Ее элементарная ячейка включает в себя 30 атомов и представляет собой тетрагональную решетку. Кроме того, она является электронным соединением с электронной концентрацией е/а ~ 7. Ее обнаруживали во многих двойных системах, основные данные были получены в исследованиях а-фазы системы Ре-Сг. В решетке существует пять неэквивалентных позиций, которые характеризуются разным количеством соседей (рисунок 1.4).

Рисунок 1.4 -

Кристаллическая структура сигма-фазы [73]

Вероятность заполнения этих позиций (таблица 1.2) атомами разного сорта как отмечалось выше - разная. В работе [74] для о-фазы системы Fe-Re были определены вероятности заполнения атомами железа разных позиций в ячейке интерметаллида: ре(А) > pe(D) > ре(Е) > ре(С) > ре(В).

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Жиляков, Аркадий Юрьевич, 2014 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Химмушин, Ф.Ф. Р1ержавеющие стали: учебник / Ф.Ф. Химмушин. -М.: Металлургия, 1967. - 798 с.

2. Розенфельд, И.Л. Коррозия и защита металлов / И.Л. Розенфельд. -М.: Металлургия, 1969.-448 с.

3. Mechanical Properties and Corrosion Resistance of a Novel Ni-Cr-Mo Alloy / P. Huang, R. Liu, Xi J. Wu, M.X. Yao // Advanced Engineering Materials. - 2007. - Vol. 9, No. 1-2. - pp. 60-64.

4. Tawancy, H.M. Long-term Ageing Characteristics of some Commercial Nickel-Chromium-Molybdenum alloys / H.M. Tawancy // Journal of Materials Science. -1981. - №16. - pp. 2883-2889.

5. Assessment of Intergranular Corrosion of Pleat Treated Austenitic Stainless Steel (AISI 316L Grade) by Electron Microscopy and Electrochemical Tests / A. Kriaa, N. Hamdi, H. Sidhom // Protection of Metals. - 2008. - Vol. 44, № 5. - pp. 506513.

6. Jang, A.Y. Influence of Sigma Phase on Pitting Resistance Depending on Solidification Mode in AISI 316L Weld Metal / A.Y. Jang and H.W.LEE// Metallurgical and Materials Transactions A. - 2012. - Vol. 43A. - pp. 1736-1741.

7. Premature Corrosion Failure of a 316L Stainless Steel Plate due to the Presence of Sigma Phase / O. Conejего, M. Palacios, S. Rivera//Engineering Failure Analysis. - 2009. - № 16. - 699-704.

8. Riis, A. Corrosion Resistance of Duplex and Austenitic Stainless Steel Castings / A. Riis // Stainless Steel World Conference & Expo: Conference papers (Maastricht, Netherlands, 11-13 November 2003). - Zutphen, the Netherlands, KCI Publ., 2003. - pp. 136-143.

9. Microstructural and Electrochemical Characterisation of Heat-treated 347 Stainless Steel with Different Phases / K. Chandra, V. Kain, R. Tewari // Corrosion Science. -2013. -№67. -pp. 118-129.

10. Microstructural Changes and Corrosion Resistance of AISI 31 OS Steel Exposed to 600-800 °C / S.S.M. Tavares, V. Moura, V.C. da Costa, M.L.R. Ferreira, J.M. Pardal // Materials Characterization. - 2009. - № 60. - pp. 573-578.

11. Investigation on the Intergranular Corrosion Resistance of the AISI 316L(N) Stainless Steel After Long Time Creep Testing at 600 °C / M. Terada, D.M. Escriba, I. Costa, E. Materna-Morris, A.F. Padilha // Materials Characterization. - 2008. - № 59. - pp. 663 - 668.

12. Detection of Sigma Phase in 22 % Cr Duplex Stainless Steel by Electrochemical Methods / S.I. Cristini, B. Sacchi, E. Guerrini, S. Trasatti, and S.P. Trasatti // Russian Journal of Electrochemistry. - 2010. - Vol. 46, № 10. - pp. 1094-1100.

13. Effect of Sigma Phase on the Wear Behavior of a Super Duplex Stainles Ssteel / G. Fargas, A. Mestra, A. Mateo // Wear. - 2013. - № 303. - pp. 584-590.

14. О возможности одновременного повышения прочности и коррозионной стойкости в нано - и микрокристаллических титановых

сплавах / В.Н. Чувильдеев, Н.В.Мелехин, А.В.Нохрин, Ю.Г.Лопатин, Н.А. Козлова, А.В. Пискунов, С.П. Степанов, М.К. Чегуров, М.С. Болдин//Современные проблемы науки и образования. - 2012. - № 6; URL: www.science-education.ru/106-7930.

15. Tekin, К.С. Assessing the Tribocorrosion Performance of Three Different NickelBased Superalloys / K.C. Tekin, U. Malayoglu//Tribol Lett. - 2010. - №37. -pp. 563-572.

16. Evaluation of the Effect of Grain Size on Chromium Carbide Precipitation and Intergranular Corrosion of 316L Stainless Steel / S.-X. Li, Y.-N. He, S.-R. Yu, P.-Y. Zhang // Corrosion Science. - 2013. - № 66. - pp. 211-216.

17. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов: учебник / И.И. Новиков. - М.: Металлургия, 1986. - 392 с.

18. Сканирующая туннельная микро- и спектроскопия в исследованиях нержавеющих сталей Fe-Cr / Е.В. Трофимова, Э.В.Касаткин, И.И. Реформатская // Защита металлов. - 2006. - т. 42, № 3. - с. 1-11.

19. К вопросу о механизме влияния хрома на пассивируемость сплавов Fe-Cr / О.В. Каспарова, Ю.В. Балдохин, Г.Ф.Потапова, М.О.Аносова// Физикохимия поверхности и защита материалов. - 2009. - т. 45, № 4. - с. 371-376.

20. Влияние кремния на сверхтонкую структуру и коррозионно-электрохимическое поведение сплавов Fe-Cr / О.В. Каспарова, Ю.В. Балдохин, М.О. Аносова // Физикохимия поверхности и защита материалов. - 2008. - т. 44, № 6. - с. 631 -636.

21. On the Correlation Between Electron Structure and Short Range Atomic Order in Iron-Based Alloys/ V.G. Gavriljuk, B.D. Shanina and H. Berns// Acta materiala.

- 2000. - № 48. - pp. 3879-3893.

22. Corrosion Resistance of Austenitic Stainless Steel in Sulphuric Acid / R.T. Loto,

C.A. Loto, A.P.I. Popoola and M. Ranyaoa // International Journal of Physical Sciences. - 2012. - Vol. 7(10).- pp. 1677 - 1688.

23. Douglass, D.L. Sulfidation Behavior of Ni-Cr-Mo Alloys at 700 °C/

D.L.Douglass, M.Z. Wu // Oxidation of Metals, Vol. 22, Nos. 1/2, 1984, pp. 45-57

24. Zhang, X. Influence of Temperature on Passive Film Properties on Ni-Cr-Mo Alloy C-2000 /X. Zhang, D. W. Shoesmith // Corrosion Science. - 2013. - № 76.

- pp. 424^431.

25. In Situ Analysis of Pitting Corrosion in Artificial Crevice of Stainless Steel by X-ray Absorption Fine Structure / M. Kimura, M. Kaneko, N. Ohta // ISIJ International. - 2002. - Vol. 42, № 12. - pp. 1399-1403.

26. Томашов, Н.Д. Коррозия металлов в расплавленных солях / Н.Д. Томашов, Н.И. Тугаринов // Защита и коррозия сталей: сборник статей / под ред. Р1.Д. Томашова. - М.: МАШГИЗ, 1959. - С. 89-109.

27. Взаимодействие металлического хрома с расплавленными хлоридами натрия, калия и их эквимольной смесыо / FI.A. Красильникова, М.В. Смирнов, И.Н. Озеряная // Труды Ин-та электрохимии Урал. Фил. АН СССР:

Электрохимия расплавленных солевых и твердых электролитов. - Вып. 18. -Свердловск, 1972.-С. 119-121.

28. Особенности коррозии металлов в расплавленных галогенидах и карбонатах / И.Н. Озеряная и др. // Высокотемпературная коррозия и методы защиты от нее: сборник статей. - М.: Наука, 1973. - С. 76-83.

29. Effect of Moisture on Corrosion of Ni-based Alloys in Molten Alkali Fluoride FLiNaK Salt Environments / F.-Y. Ouyang, C.-H. Chang, B.-C. You, T.-K. Yeh, J.-J. Kai // Journal of Nuclear Materials. - 2013. - № 437. -pp. 201-207.

30. Cyclic Corrosion Behavior of Ni-Based Superalloys in Flot Lithium Molten Salt / S.-H. Cho, S.-B. Park, J.-H. Lee, J.-M. Hur, H.-S. Lee // Oxid Met. - 2012. -№78.-pp. 153-165.

31. Кочергин, В.П. Высокотемпературная коррозия переходных металлов в ионных расплавах / В.П. Кочергин // Соровский образовательный журнал. -1997.-№ 8. - С.60-65.

32. Investigation on Corrosion Behavior of Ni-based Alloys in Molten Fluoride Salt Using Synchrotron Radiation Techniques / M. Liu, J. Zheng, Y. Lu, Z. Li, Y. Zou, X. Yu, X. Zhou // Journal of Nuclear Materials. - 2013. - № 440. - pp. 124-128.

33. Hot Corrosion Behavior of Fligh-Chromium, Fligh-Carbon Cast Irons in NaCl-KCl Molten Salts / S. Vuelvas-Rayo, J.G. Gonzalez-Rodriguez, J. Porcayo-Calderon, V.M. Salinas-Bravo, and S.I. Maldonado-Ruiz // International Journal of Corrosion. - 2012. - Vol. 2012, Article ID 479761.

34. Установщиков, Ю.И. Упорядочение, расслоение и фазовые превращения в сплавах Fe-M / Ю.И. Установщиков, Б.Е. Пушкарев // Успехи физических наук. - 2006. - Т. 176, № 6. - с. 611 -621.

35. Львов, П.Е. Влияние флуктуаций состава на образование и рост кластеров в сплавах на основе системы железо-хром / П.Е. Львов, В.В. Светухин // Физика твердого тела. - 2012. - т. 54, вып. 11.-е. 130-135

36. Концентрационные и структурные превращения в аустенитных хромоникелевых сплавах на основе железа при интенсивной пластической деформации / В.М. Колосков, А.И. Дерягин, Н.Ф. Вильданова, В.Л. Гапонцев // Физическая мезомеханика. - 2006. - т. 9, № 5. - с. 97-105.

37. Microstructure Stability and Mechanical Properties of an Age-hardenable Ni-Mo-Cr Alloy Subjected to Long-term Exposure to Elevated Temperature / S. Dymek, M. Wróbel, E. St^pniowska, M. Dollár//Materials Characterization. -2010. - № 61. - pp. - 769-777.

38. Modeling of Ni-Cr-Mo Based Alloys: Part II - Kinetics / P.E.A. Turchi, L. Kaufman, Z.-K. Liu // Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry. - 2007. - № 31. - pp. 237-248.

39. Corrosion-Resistant Alloys for Very Highly Corrosive Media / T.V. Svistunova // Metal Science and Pleat Treatment. - 2005. - Vol. 47, № 7-8. -pp. 383-389.

40. Influence of Thermal Exposure on the Precipitates and Mechanical Properties of a Newly Developed Ni-21Cr-17Mo Alloy / Y. Zeng, L. Kou, X.Xie// Materials Science & Engineering A. - 2013. - № 560. - pp. 611-617.

41. Modeling of Ni-Cr-Mo Based Alloys: Part I - Phase Stability / P.E.A. Turchi, L. Kaufman, Z.-K. Liu // Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry. - 2006. - № 30. - pp. 70-87.

42. Coherent Ni2(Cr,Mo) Precipitates in Ni-21Cr-17Mo Superalloy / X.M. Li, J.W.Bai, P.P.Liu, Y.M. Zhu, X.S. Xie, Q. Zhan//Journal of Alloys and Compounds. - 2013. - № 559. - pp. 81-86.

43. Perricone, M.J. Effect of Composition on the Solidification Behavior of Several Ni-Cr-Mo and Fe-Ni-Cr-Mo Alloys / M.J. Perricone and J.N. Dupont // Metallurgical and Materials Transactions A. - 2006. - Vol. 37A. -pp. 1267-1280.

44. Effect of Solution Treatment on the Hot Workability of Electroslag Remelted Ni-Cr-Mo Alloy / T.-K. Kim, J. Jang and J.-H. Hong // Metals and Materials International. - 2002. - Vol. 8, № 1 - pp. 45-51.

45. Materials Science International Team, MSIT ®, and Lukas, Flans Leo: Chromium-Molybdenum-Nickel. Effenberg, G., Ilyenko, S. (ed.). SpringerMaterials - The Landolt-Bôrnstein Database (http://www.springermaterials.com). Springer-Verlag Berlin Heidelberg, 2010.

46. Petronic, S. Heat Treatment Effect on Multicomponent Nickel Alloys Structure/ S. Petronic, A. Milosavljevic//FME Transactions. - 2007. - №35. -pp. 189-193.

47. Cefalu, S.A. Comparison of Predictions of Microsegregation in the Ni-Cr-Mo System to Experimental Measurements / S.A. Cefalu, M.J.M. Krane// Materials Science and Engineering A. - 2007. - № 454-455. - pp. 371-378.

48. Ustinovshikov, Y. Phase and Structural Transformations in the Ni65Mo2oCri5 Alloy at Changing the Temperature of Heat Treatment / Y. Ustinovshikov // Journal of Alloys and Compounds. - 2014. - Vol. 588. - pp. 470-473.

49. Crystallographic Analysis of Grain Boundary Bcc-precipitates in a Ni-Cr Alloy by FESEM/EBSD and TEM/Kikuchi Line Methods / Y. Adachi, K. Hakata, K. Tsuzaki //Materials Science and Engineering A. - 2005. - №412. - pp. 252263.

50. Determination of Isothermal Sections of Nickel Rich Portion of Ni-Cr-Mo System by Analytical Electron Microscopy / M. Raghavan, R.R. Mueller, G.A. Vaughn and S. Floreen // Metallurgical Transactions A. - 1984. - Vol. 15A. - pp. 783-792.

51. Primary a-phase and its Effect on the Impact Ductility of a High Cr Content Cast Ni-base Superalloy / L. Zheng, C. Xiao, G. Zhang, B. Han, D. Tang // Journal of Alloys and Compounds.-2012.-№ 527.-pp. 176-183.

52. Precipitation of Sigma and Chi Phases in 5-ferrite of Type 316FR Weld Metals/E.J. Chun, H. Baba, K. Nishimoto, K. Saida//Materials Characterization. -2013. -№86. -pp. 152-166.

53. Evolution of Secondary Phases in Austenitic Stainless Steels During Long-Term Exposures at 600, 650 and 800 °C / M. Vach, T. Kunikovà, M. Domânkovâ,

P. Sevc, 1!. Caplovic, P. Gogola, J. Janovec // Materials Characterization. - 2008. -№59.-pp. 1792-1798.

54. Phase Transformations in Cast Superaustenitic Stainless Steels /N.S.L. Phillips, L. Scott Chumbley and B. Gleeson//Journal of Materials Engineering and Performance. - 2009. - Vol. 18(9). - pp. 1285-1293.

55. Chi-Phase Formation During Solidification and Cooling of CF-8M Weld Metal / M.J. Cieslak, A.M. Ritter and V.F. Savage // 65th American Welding Society Annual Meeting and 15th International AWS-WRC Brazing and Soldering Conference: Conference Paper (Dallas, TX, USA, April 1984). - Dallas, TX, USA, 1984,- pp.133-140.

56. Effect of Composition on the Formation of Sigma during Single-Pass Welding of Mo-Bearing Stainless Steels / M.J. Perricone, T.D. Anderson, C.V. Robino, J.N. Dupont and J.R. Michael // Metallurgical and Materials Transactions A. -2007. - Vol. 38A. - pp. 1976-1990.

57. Recent Developments in Stainless Steels / K.H. Lo, C.H. Shek, J.K.L. Lai // Materials Science and Engineering R. - 2009. - № 65. - pp. 39-104.

58. Thermodynamic Calculation of Phase Equilibria in Stainless Steels / G. Klancnika, D. Steinerpetrovic, J. Medved// J. Min. Metall. Sect. B-Metall. - 2012. -№ 48 (3)B.-383-390.

59. Phase Transformations and Microstructural Evolution of Mo-Bearing Stainless Steels / T.D. Anderson, J.N. Dupont, M.J. Perricone and A.R. Marder//Metallurgical and Materials Transactions A. - 2007. - Vol. 38A, № l.-pp. 86-99.

60. Materials Science International Team, MSIT and Lukas, Plans Leo: Chromium - Molybdenum - Nickel. Effenberg, G., Ilyenko, S. (ed.). SpringerMaterials - The Landolt-Bornstein Database (http://www.springermaterials.com). Springer-Verlag Berlin Pleidelberg, 2010. DOI: 10.1007/978-3-642-00771-2 13

61. Weiss, B. Phase Instabilities During High Temperature Exposure of 316 Austenitic Stainless Steel/ Weiss and R. Stickler//Metallurgical Transactions. - 1972. -Vol.3.-pp. 851-866.

62. Phase Transformations and Mechanical Properties in Heat Treated Superaustenitic Stainless Steels / T. Koutsoukis, A. Redjafmia, G. Fourlaris // Materials Science & Engineering A. - 2013. - Vol. 561. - pp. 477-485.

63. Transformation of Austenite During Isothermal Annealing at 600-900 °C for Heat-resistant Stainless Steel / L. Kosec, S. Savli, S.Koz~uh, T. Holjevac Grguric',

A. Nagode, G. Kosec, G. Drazvi, M. Gojic' // Journal of Alloys and Compounds. -2013.-Vol. 567.-pp. 59-64.

64. Ageing of Forged Superaustenitic Stainless Steel: Precipitate Phases and Mechanical Properties / J. Anburaj, S.S.M. Nazirudeen, R. Narayanan,

B. Anandavel, A. Chandrasekar // Materials Science and Engineering A. - 2012. -Vol. 535.-pp. 99-107.

65. Hsieh, C.-C. Overview of Intermetallic Sigma (a) Phase Precipitation in Stainless Steels / C.-C. Hsieh, W. Wu. // ISRN Metallurgy. - 2012. - Vol. 2012, Article ID 732471

66. Kasper, J.S. The Ordering of Atoms in the Chi-phase of the Iron-Chromium-Molybdenum System / J.S. Kasper // Acta Metallurgica. - 1954. - Vol. 2, № 3. -pp. 456-461.

67. Morphology, Crystallography and Defects of the Intermetallic x-phase Precipitated in a Duplex (5+y) Stainless Steel I A. Redjamia, A. Proult, P. Donnadieu, J.P. Morniroly // Journal of Materials Science. - 2004. - Vol. 39. - pp. 2371-2386.

68. Phase equilibria in the Fe-Al-Mo system Part I: Stability of the Laves phase Fe2Mo and isothermal section at 800 °C / M. Eumann, G. Sauthoff, M. Palm // Intermetallics. - 2008. - Vol. 16. - pp. 706-716.

69. Thermophysical Properties of Alloy 617 from 25 °C to 1000 °C / B.H. Rabin, W.D. Swank, R.N. Wright //Nuclear Engineering and Design. - 2013. - Vol. 262. - pp. 72-80.

70. Тарасенко, JI.B. Интерметаллидная R-фаза в мартенсито-стареющих сталях системы Fe-Cr-Ni-Co-Mo / JI.B. Тарасенко, В.И. Титов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2006. - № 8. -с. 44-48.

71. Vitek, J.M. G-Phase Formation in aged type 308 stainless steel / J.M. Vitek// Metallurgical Transactions A. - 1987. - Vol. 18, № 1. - pp. 154-156

72. Microstructural Evolution in a 17-4 PH Stainless Steel after Aging at 400 °C / M. Murayama, Y. Katayama, K. Hono // Metallurgical and Materials Transactions A. - 1999. - Vol. 30A. - pp. 345-353.

73. Configurational thermodynamics of the Fe-Cr a phase / E. Kabliman, P. Blaha, K. Schwarz, O.E. Peil, A.V. Ruban and B. Johansson // Physical Review В 84. -2011.-Article ID 184206.

74. Experimental and theoretical study of the a-phase Fe-Re alloys / J. Cieslak, S.M. Dubiel, J. Tobola, J. Zukrowski // Materials Chemistry and Physics. - 2013. -Vol. 139.-pp. 590-595.

75. High resolution transmission electron microscopy studies of a phase in Ni-based single crystal superalloys / F. Sun, J. Zhang, P. Liu, Q. Feng, X. Flan, S. Mao // Journal of Alloys and Compounds. - 2012. - № 536. - pp. 80-84.

76. Нанокластеры в твердых растворах железо-хром и их влияние на твердость азотированого слоя стали 38X2MIOA / С.А. Герасимов, А.А. Новакова, B.C. Крапошин, П.В. Бочаров//Наука и образование. - 2012. - №11. -http://technomag.edu.ru/doc/496806.html

77. Crystallographic Details of Precipitates in Fe-22Cr-21Ni-6Mo-(N) Superaustenitic Stainless Steels Aged at 900 °C / T.-H. Lee, S.-J. Kim and Y.-C. Jung//Metallurgical and Materials Transactions A. - 2000. - Vol. 31 A. -pp. 1713-1723.

78. Mechanical Properties, Microstructural Stability and Kinetics of cr-Phase Formation in 29Cr-6Ni-2Mo-0.38N Superduplex Stainless Steel/

J.-O. Nilsson, P. Kangas, T. Karlsson and A. Wilson // Metallurgical and Materials Transactions A. - 2000. - Vol. 31 A. - pp. 35-45.

79. Выделение сигма-фазы в высоколегированных аустенитных хромоникельмолибденовых сплавах / А.А. Попов, А.С. Банникова, С.В. Беликов // Физика металлов и металловедение. - 2009. - т. 108, № 6. - с. 1-8.

80. Al-Aql, Electrical resistivity measurements in Ni-Cr alloys / A.A. Al-Aql // Materials and Design. - 2003. - № 24. - pp. 547-550.

81. Influence of Mo addition on the solvus temperature of Ni2(Cr,Mo) phase in Ni2(Cr,Mo) alloys / PI.C. Pai, M. Sundararaman, B.C. Maji, A. Biswas, M. Krishnan//Journal of Alloys and Compounds. - 2010. - №491. -pp. 159-164.

82. Resistivity and Transmission Electron Microscopy Investigations of Ordering Transformation in Stoichiometric Ni2(Cr0.5Moo.5) Alloy / A. Verma, J.B. Singh, M. Sundararaman, N. Wanderka // Metallurgial and Materials Transactions A. -2012. - Vol. 43A. - pp. 3078-3085.

83. Statistical Analysis of Composition Fluctuations and Short-range Order in Stoichiometric Ni-Cr-Mo Alloys / A. Verma, N. Wanderka, J.B. Singh, B. Kumar, J. Banhart //Ultramicroscopy. - 2013. - Vol. 132. - pp. 227-232.

84. On the Evolution of Long-range Order from Short-range Order in a Ni2(Cro.5Moo.5) Alloy / A. Verma, N. Wanderka, J.B. Singh, M. Sundararaman, J. Banhart// Journal of Alloys and Compounds. -2014. - Vol. 586. - pp. 561-566.

85. Effect of Chromium Addition on the Ordering Behavior of Ni-Mo Alloy: Experimental Results vs. Electronic Structure Calculations / A. Arya, G.K. Dey, V.K. Vasudevan, S. Banerjee // Acta Materialia. - 2002. - № 50. - pp. 3301-3315.

86. First Principles Investigation on the Stability and Elastic Properties of Ni2CrbxMex (M = Nb, Mo, Та, and W) Superlattices / R. Hu, G.M.Cheng, J.Q. Zhang, J.S. Li, T.B. Zhang, H.Z. Fu //Intermetallics. - 2013. - Vol. 33. - pp. 60-66.

87. Anomalous Aging Behavior of a Ni-Mo-Cr-Re Alloy / P. Mao, Y. Xin, K. Plan // Materials Science & Engineering A. - 2012. - Vol. 556. - pp. 734-740.

88. Об особенностях структурно-фазовых превращений в сплавах системы Ni-Cr-Мо при 300-450 °С / В.П. Колотушкин, С.Н. Вотинов,

B.И. Сорокин // Материаловедение. - 2007. - № 6. - с. 40-46.

89. Ближний порядок и аномальные механические свойства нихрома / Н.Р. Дудова, P.O. Кайбышев, В.А. Валитов//Физика металлов и металловедение. - 2009. - т. 108, №6. - с. 657-666.

90. Производство отливок из сплавов цветных металлов: учебник / А.В. Курдюмов, В.Д.Белов, М.В. Пикунов, В.М.Чурсин,

C.П. Герасимов, B.C. Моисеев: под ред. В.Д. Белова. - 3-е изд., перераб. и доп. - М.: Изд. Дом МИСиС, 2011. - 615 с.

91. Замятин, В.М. Неравновесность металлического расплава и другие факторы, определяющие качество металлопродукции / В.М. Замятин, Б.А. Баум // Расплавы. - 2010. - №3. - с. 12-20.

92. Арсентьев, П.П. Металлические расплавы и их свойства / П.П. Арсентьев, Коледов JI.A. - М.: «Металлургия», 1976. - 376 с.

93. Структуризация силикатов железа в процессах образования шлаковых и неметаллических включений в стали / Б.Ф. Белов, А.И. Троцан, И.Л. Бродецкий, В.Д. Александров, В.В. Щиголев // HoBi матер1али i технологи в металургп та машинобудуванш. - 2010. - №1., с.104-108.

94. Леушин, И.О. Наследственность и структурообразование в графитизированном чугуне / И.О. Леушин, И.В. Мазульников // Черные металлы. - 2005. - №3. - с. 16-20.

95. Семыкин, С.И. О периодичности свойств твердого и жидкого металла / С.И. Семыкин // Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии.-Сб.научн.тр.ИЧМ.-Вып. 15.-2007.-с. 123-124.

96. Ладьянов, В.И. Структурные особенности и процессы затвердевания эвтетических аморфообразующих систем / В.И. Ладьянов // Теория и практика металлургии. - 2006. - №3-4. - с. 99-103.

97. Гаврилин, И.В. Рецензия на книгу В.И.Никитина «Наследственность в литых сплавах» / И.В. Гаврилин // Литейное производство. - 1997. - №1. - с. 39.

98. Гаврилин, И.В. О механизме образования жидких чугунных сплавов и их наследственности / И.В. Гаврилин // Литейное производство. - 1999. — №2. -с. 10-12.

99. Чикова, O.A. Самопроизвольное диспергирование в процессах сплавообразования как причина микрорасслоения металлических расплавов / O.A. Чикова // Расплавы. - 2008. - № 2. с. 54-64.

100. Баум, Б.А. Металлические жидкости - проблемы и гипотезы / Б.А. Баум. -М.: Наука, 1979. - 120 с.

101. Гаврилин, И.В. Плавление и кристаллизация металлов и сплавов / И.В. Гаврилин - Владимир: Владим. гос. ун-т, 2000. - 260 с.

102. Исходные расплавы как основа формирования структуры и свойств алюминиевых сплавов / И.Г.Бродова, П.С. Попель, Н.М. Барбин, H.A. Ватолин. - Екатеринбург: УрО РАН, 2005. - 372 с.

103. Никитин В.И., Никитин К.В. Наследственность в литых сплавах — изд. 2-е перераб. и доп. - М.: Машиностроение-1, 2005. - 476 с.

104. Филиппов, К.С. Плотность и поверхностное натяжение расплавов железа, никеля и Fe-Cr-Ni сплава, полученных из металла с различной исходной структурой / К.С. Филиппов // Физика и химия обработки материалов. -2011. - №1. - с. 94-97.

105. Гипотеза кластерной природы наследственности шихтовых материалов в металлургии черных сплавов / С.А. Дубровский, A.A. Шипельников, А.Н. Роготовский//Вести высших учебных заведений черноземья: металлургия. - 2008. - № 1 (11). - с. 89-96.

106. Рафальский, И.В. Влияние температурного режима плавки на свойства литейных алюминиевых сплавов // И.В. Рафальский, A.B. Арабей // Литье и металлургия. - 2005. - № 2. - с. 132-134.

107. Особенности проявлений различных типов структурных превращений в металлических расплавах/И.А. Новохатский, В.З. Кисунько, В.И. Ладьянов // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1985. - Т. 5. - с. 1-9.

108. Шабурова, H.A. Воздействие наносекундных электромагнитных импульсов не расплавы цветных металлов / H.A. Шабурова // Вестник ЮУрГУ. - 2006. -№ 7.-с. 152-156.

109. Корягин, Ю.Д. Комбинированная обработка литейных алюминиевых сплавов в жидком и твердом состоянии / Ю.Д. Корягин, H.A. Шабурова//Вестник ЮУрГУ. Серия «Металлургия» - 2009. - вып. 13. - № 36. - с. 51-55.

110. Черепок, Г.В. Влияние наследственности на структуру и свойства слитков из алюминиевых деформируемых сплавов/Г.В. Черепок, М.В. Федоров // Известия Самарского научного центра Российской академии наук: Металлофизика и технология материалов. - 1999. - № 2. - с. 294-301.

111. Чикова, O.A. О структурных переходах в жидких металлах и сплавах / O.A. Чикова // Расплавы. - 2009. - № 1. - с. 18-30.

112. Effects of Outside Energetic Treatment of Metal Melts on the Process of Crystallization, Analyzed by AE-method and Melting Plateau Stabilization / S. Prokhorenko, V. Prokhorenko, S. Mudryc, W. Halczak, A J. Panas, T. Lutsyshyn, J. Wojturski // Journal of Materials Processing Technology. - 2006. - Vol. 175. - pp. 344-351.

113. Морозов, В.П. Характерные закономерности перехода жидкого расплавленного металла в твёрдое состояние на фронте кристаллизации в рамках феноменологической модели/В.П. Морозов//Электронное научно-техническое издание наука и образование. - 2011. - №12. -http://vvww.technomag.edu.ru/doc/282085.html

114. Физическое металловедение в Зх томах - изд. 3-е перераб. и доп. Т.2 / под ред. Р.У.Кана и П.Хаазена. - М.: Металлургия, 1987. - 624 с.

115.Бернал, Дж.Д. Геометрический подход к структуре жидкостей / Дж.Д. Бернал//Успехи химии. - 1961. - т. XXX, вып. 10. - с. 1312-1323.

116. Бернал, Дж.Д. Структура жидкости / Дж.Д. Бернал//с. 117-127 в книге Над чем думают физики вып. 5 Квантовая макрофизика. - Изд-во "Наука" М.: 1967.- 140 с.

117. Бернал, Дж.Д. О структуре жидкости / Дж.Д. Бернал // с. 149-162 в книге Рост кристаллов T.V. - Изд-во "Наука" М.: 1965. - 423 с.

118. Шваб, Г.М. Химическая связь и каталитические свойства интерметаллических соединений / Г.М. Шваб//с. 132-161 в книге Интерметаллические соединения. - Изд-во: «Металлургия» М. 1970. - 440 с.

119. Кристаллографический механизм образования двойников под влиянием азота при выращивании монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов / Д.Е. Каблов, B.C. Крапошин, С.А.Герасимов// Заготовительные производства в машиностроении. - 2012. - № 7. - с. 37-41.

120. Крапошин, B.C. Новый механизм растворения углерода в решетке аустенита при цементации стали и его поведение при мартенситном и перлитном

превращениях аустенита / B.C. Крапошин // Электронное научно-техническое издание наука и образование. - 2011. - №11. -http://vvww.technomag.edu.ru/doc/262290.html

121. Структура со-фазы как конструкция проективной геометрии и промежуточная конфигурация при полиморфных превращениях в титане и цирконии / B.C. Крапошин, A.JT. Талис, В.Т. Нгуен // Материаловедение. -2007.-№8.-с. 2-9.

122. Неравновесные состояния и локальная перестройка кристаллической решетки, индуцированные ионным облучением / B.C. Хмелевская, B.C. Крапошин, В.Г. Малынкин // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. - 1998. - № 6. - с.95-102.

123. Крапошин, B.C. Золотое сечение в структуре металлов/B.C. Крапошин//Металловедение и термическая обработка металлов. -2005. - № 8 (602). - с. 3-10.

124. Крапошин, B.C. Атомный механизм мартенситных превращений в рамках алгебраической геометрии /B.C. Крапошин //Проблемы черной металлургии и материаловедения. - 2008. - № 1.-е. 62-75.

125. Кластерная модель образования несоразмерной со-фазы в сплавах системы титан-железо / B.C. Крапошин, Н.Б. Дьяконова, И.В. Лясоцкий, В. Яньцзинь // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2004. -№6.-с. 29-35.

126. Крапошин, B.C. Возможности обобщенной кристаллографии: описание полиморфных превращений и новых дефектов в структуре алмаза / B.C. Крапошин, А.Л. Талис//Материалы электронной техники. - 2006. -№2.-с. 45-53.

127. Крапошин, B.C. Кристаллографический механизм перлитного превращения в системе железо-углерод / B.C. Крапошин, А.Д. Сильченков // Проблемы черной металлургии и материаловедения. - 2009. - № 2. с. 41-50.

128. Structural Realization of the Polytope Approach for the Geometrical Description of the Transition of a Quasicrystal into a Crystalline Phase / V.S. Kraposhin, A.L. Talis, J.M.Dubois//J. Phys.: Condens. Matter. - 2002. - Vol. 14. - 89878996.

129. Quasiperiodic and Frank-Kasper Phases Formation During Primary Crystallization of Fe-base Amorphous Alloys / I.V. Lyasotskyi, N.B. Dyakonova, D.L. Dyakonov, V.S. Kraposhin//Journal of Physics: Conference Series: 13th International Conference on Liquid and Amorphous Metals. - 2008. - Vol. 98. - Article ID 012026.

130. Thermodynamic properties of Al-Mn, Al-Cu, and AI-Fe-Cu melts and theirrelations to liquid and quasicrystal structure / A.I. Zaitsev, N.E. Zaitseva, R.Yu. Shimko, N.A. Arutyunyan, S.F. Dunaev, V.S. Kraposhin, FI.T. Lam// J. Phys.: Condens. Matter. - 2008. - Vol. 20. - Article ID 114121.

131. Кооперативный механизм превращения о-фаза —> феррит в нержавеющей стали 05X22AT15FI8M20 и прокаливаемость сталей/ B.C. Крапошин, А.И. Плохих, А.Л. Талис, М.В. Костина, С.О. Мурадян // Металловедение и

термическая обработка металлов. - 2013. - № 12. -с. 3-6.

132. Axial (helical) substructures determined by the root lattice E8 as generating clusters of the condensed phases / V.S. Kraposhin, A.L. Talis, M.I. Samoylovitch//Journal of Non-Crystalline Solids. - 2007. - Vol. 353. - pp. 3279-3284.

133. ГОСТ 9013-59. Металлы. Метод измерения твердости по Роквеллу. - М.: Изд-во стандартов, 1991,- И с.

134. ГОСТ 10006-80 Трубы металлические. Метод испытаний на растяжение. -М.: Стандартинформ, 2006. - 12 с.

135. ГОСТ 1497-84. Металлы. Методы испытаний на растяжение. - М.: Изд-во стандартов, 1997. - 35 с.

136. Thermodynamics of duplex stainless steels / F.H. Hayes, M.G. Hetherington, R.D. Longbottom // Mater. Sci. Technol. - 1990. - Vol.6. - pp. 263-272.

137. Raynor, G.V. Cr-Fe-Ni Phase Equilibria Iron Ternary Alloys / G.V. Raynor, V.G.Rivlin//Inst.Met.,London. - 1988.-pp. 316-332.

138. Phase diagrams of the Ni-Fe-Mo and Ni-Cr-Mo ternary systems - experiments and thermodynamic calculations as a basis of superalloy development / J.A. Golczewski, H.L. Lukas, M. Bamberger, S.F. Dirnfeld, E. Gozlan, J. Klodt, B. Prinz//Adv. Mater. Processes: Proc. Eur. Conf., 1st. -1990.-pp. 365-370.

139. Gupta, K.P. The Cr-Mo-Ni (Chromium-Molybdenum-Nickel) System. Phase Diagrams Ternary Nickel Alloys / K.P. Gupta//Indian Inst. Metals. 1990. -Vol. l.-pp. 26-48.

140. Морозова, Г.И. Компенсация дисбаланса легирования жаропрочных никелевых сплавов / Г.И. Морозова // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2012. - № 12.-е. 52-56.

141. Суперсплавы II: Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок / Под ред. Ч.Т. Симса, Н.С. Столоффа, У.К. Хагеля.: Пер. с англ. В 2-х книгах. Кн. 1 / Под ред. Шалина Р.Е. -М.Металлургия, 1995. - 384 с.

142. Электронная микроскопия тонких кристаллов / П. Хирш, А. Хови, Р. Николсон, Д. Пэшли, М. Уэлан [перевод с английского под ред. JI.M. Утевского] -М.: Изд-во «Мир», 1968. - 575 с.

143. Равновесные и неравновесные состояния металлических расплавов/ Б.А. Баум, Г.В. Тягунов, Е.Е. Барышев и др. // Фундаментальные исследования физикохимии металлических расплавов. - М.: ИКЦ «Академкнига», 2002. - с. 214-228.

144. Ватолин, PI.A. Диффракционные исследования строения высокотемпературных расплавов / Н.А. Ватолин, Э.А. Пастухов. - М.: Наука, 1980.- 188 с.

145. Попель, С.И. Атомное упорядочение в расплавленных и аморфных металлах по данным электронографии / С.И. Попель, М.А. Спиридонов, JI.A. Жукова. - Екатеринбург: УГТУ, 1997. - 384 с.