Роль дислокационной структуры мартенсита и вторичных фаз в жаропрочности стали 10Х9В2МФБР тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Дудко, Валерий Александрович

• Дудко, Валерий Александрович
• кандидат наук
• 2014

Оглавление диссертации кандидат наук Дудко, Валерий Александрович

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1 ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1 Область применения сталей с 9-12% Сг

1.2 Общие сведения о ползучести жаропрочных сталей и сплавов

1.3 Традиционные и новые теплотехнические стали

1.4 Влияние легирующих элементов на структуру и фазовый состав сталей, содержащих 9-12%Сг

1.5 Термическая обработка сталей мартенситного класса, содержащих 9-12% Сг

1.6 Основные механизмы упрочнения действующие в современных сталях мартенситного класса с 9-12% Сг

1.7 Эволюция микроструктуры сталей мартенситного класса с 9-12% Сг при ползучести

1.8 Постановка задач исследования

ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Материал и термическая обработка

2.2 Методика испытаний на статическое растяжение

2.3 Методика измерения микротвердости по шкале Виккерса

2.4 Методика испытаний на длительную прочность и ползучесть

2.5 Методика проведения анализа методом дифференциальной сканирующей колориметрии

2.6 Методика приготовления образцов для электронно-микроскопических и рентгеновских исследований

2.7 Методика определения параметров тонкой структуры

2.8 Методика определения разориентировки границ с помощью ПЭМ

2.9 Методика определения микронапряжений рентгеновским методом

ГЛАВА 3. ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ, ДЛИТЕЛЬНОГО СТАРЕНИЯ И ПОЛЗУЧЕСТИ НА МИКРОСТРУКТУРУ СТАЛИ 10Х9В2МФБР

3.1 Влияние температуры нормализации на структуру стали

3.2 Влияние температуры отпуска на микроструктуру и распределение дисперсных частиц в стали

3.3 Влияние размера исходного аустенитного зерна на структуру после

ползучести

3.4.Влияние температуры ползучести на структуру

3.5 Эволюция микроструктуры при ползучести

3.6 Выводы по главе

ГЛАВА 4. РОЛЬ ВТОРИЧНЫХ ФАЗ В ЖАРОПРОЧНОСТИ

4.1 Роль частиц в торможении миграции границ зерен

4.2. Роль пороговых напряжений в ползучести стали

4.3 Выводы по главе

ГЛАВА 5. ДЛИТЕЛЬНАЯ ПРОЧНОСТЬ ПОСЛЕ ОПТИМАЛЬНОГО РЕЖИМА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

5.1 Результаты испытания на длительную прочность стали 10Х9В2МФБР

5.2 Микроструктурные изменения после испытаний на длительную прочность

5.3 Выводы по главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

СПИСОК РАБОТ, В КОТОРЫХ ОПУБЛИКОВАНО ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Роль дислокационной структуры мартенсита и вторичных фаз в жаропрочности стали 10Х9В2МФБР»

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время в США, Японии, Китае, странах Европы строится большое количество угольных энергоблоков, работающих при суперсверхкритических параметрах пара (Т = 600-620°С, Р = 250-340 атмосфер). Их коэффициент полезного действия (КПД) на -6-7% выше КПД энергоблоков, работающих при температуре пара 545°С. Увеличение температуры и давления пара стало возможным благодаря разработке новых жаропрочных теплотехнических сталей мартенситного класса с 9%Сг, которые применяются для высокотемпературных контуров котлов и главного паропровода. Высокое сопротивление ползучести этих сталей достигается комплексным легированием, обеспечивающим как твердорастворное, так и дисперсионное упрочнение. Дислокационная структура мартенсита, сохраняющаяся после отпуска, тоже вносит существенный вклад в жаропрочность. Перед постановкой настоящей работы соотношения вкладов различных механизмов упрочнения в жаропрочность сталей, содержащих 9%Сг, оставались не выясненными. Это затрудняет разработку модификаций этих сталей с повышенной жаропрочностью, поскольку непонятным остается их микроструктурный дизайн. В данной работе рассматривается роль структурных факторов в жаропрочности стали 10Х9В2МФБР с рабочей температурой эксплуатации до 620°С, что позволяет дать научное обоснование микроструктурному дизайну этих сталей. Кроме того, эта сталь, сертифицированная ASME как Р92, широко используется для высокотемпературных контуров котлов. Полученные в работе данные позволяют более точно предсказать поведение этого материала на больших ресурсах.

Стали мартенситного класса с 9%Сг являются уникальными теплотехническими материалами, которые эксплуатируются с исходно неравновесной структурой, формирующейся при термической обработке, которая состоит из нормализации и отпуска. Стабильность этой структуры при

длительных отжигах и ползучести определяет жаропрочность. Основными целями нормализации являются растворение частиц карбидов и карбонитридов и формирование структуры пакетного мартенсита. Рекомендуемыми температурами нормализации при окончательной термообработке изделий из современных сталей, содержащих 9% Сг, являются 1050-1070°С. В то же время, температура начала ковки высокохромистых мартенситных сталей обычно составляет 1150°С. При этой температуре уровень механических свойств позволяет проводить операции формообразования на стандартном оборудовании для обработки металлов давлением, происходит наиболее полное растворение карбидов и карбонитридов, и формируется значительно более крупный размер аустенитного зерна. Известно, что чем крупнее размер аустенитного зерна, тем грубее продукты превращения при охлаждении и ниже уровень прочности стали. На момент постановки данной работы в литературе отсутствовали данные о влиянии размера исходного аустенитного зерна на микроструктуру после отпуска и сопротивление ползучести современных сталей мартенситного класса. Данная работа восполняет этот пробел.

Основной целью отпуска жаропрочных мартенситных сталей, содержащих 9% Сг, является выделение карбидов и карбонитридов, которые обеспечивают устойчивость дислокационной структуры мартенсита против длительного старения и ползучести, а также дисперсионное упрочнение. Карбиды Ме2зСб выделяются по границам исходных аустенитных зерен (ИАЗ), пакетов, блоков и реек. Карбонитриды Ме(С,Ы) выделяются однородно: как по границам, так и внутри реек. Количество, размер, распределение дисперсных частиц, как по размеру, так и по объему материала, являются основными факторами определяющими сопротивление ползучести. Для обеспечения высокой жаропрочности необходимо, чтобы при температуре отпуска формировались дисперсные частицы с минимальным размером, которые будут устойчивы против коагуляции и растворения в течение длительного времени в условиях ползучести. На момент постановки данной работы в литературе отсутствовали систематические данные

об эволюции микроструктуры как при отпуске, так и при ползучести 9%Сг сталей мартенситного класса нового поколения. Было известно, что ширина реек увеличивается с ростом степени деформации при ползучести. Однако, в большинстве работ, которые были посвящены изучению влияния ползучести на структуру сталей, содержащих 9%Сг, рассматривались только структуры, сформировавшиеся в разрушенных образцах. Эволюция микроструктуры на различных стадиях ползучести не изучалась. В рамках данной работы проводится детальный анализ структурных изменений в стали типа Р92 в процессе ползучести и на основе полученных данных делается вывод о причинах уникально высокой жаропрочности 9%Сг сталей мартенситного класса.

Цель работы: Целью данной работы является установить роль структуры в высоком сопротивлении ползучести стали 10Х9В2МФБР. Для достижения поставленной цели решались следующие частные задачи:

1. Установить влияние режимов термической обработки на микроструктуру и сопротивление ползучести.

2. Выявить микроструктурные изменения в процессе ползучести стали 10Х9В2МФБР.

3. Установить эффективность частиц различных вторых фаз в обеспечении стабильности дислокационной структуры мартенсита при долговременном старении и ползучести.

4. Определить последовательность структурной эволюции при ползучести стали 10Х9В2МФБР, объясняющую многократное уменьшение скорости ползучести на первой стадии ползучести и роль карбонитридов Ме(С,М) в эволюции дислокационной структуры мартенсита и жаропрочности.

Научная новизна.

Установлено, что тормозящая сила, обусловленная выделениями карбидов МегзСб и фазы Лавеса как по болыпеугловым, так и по малоугловым границам, существенно больше, чем от частиц Ме(С,1Ч), выделившихся равномерно по структуре. Зернограничные частицы обеспечивают эффективную стабилизацию дислокационной структуры мартенсита в условиях длительного старения при

650°С. При ползучести частицы МегзСб и фаза Лавеса коагулируют, что уменьшает тормозящую силу. Процессы рекристаллизации в стали 10Х9В2МФБР при ползучести не развиваются. Переход от установившейся стадии ползучести к стадии ускоренной ползучести связан с миграцией малоугловых границ, что выражается в резком увеличении толщины реек и трансформации дислокационной структуры мартенсита в субзеренную.

Показано, что карбонитриды Ме(С,1Ч) устойчивы против коагуляции как при длительном старении, так и при ползучести при 650°С. Их удельная доля не меняется. Они затрудняют движение дислокаций, что препятствует трансформации границ мартенситных реек в субзеренные границы. Высокая жаропрочность стали 10Х9В2МФБР обусловлена высокими пороговыми напряжениями, источниками которых являются внутренние напряжения в дислокационной структуре мартенсита и карбонитриды Ме(С,1чГ). Величина пороговых напряжений превышает долговременный предел ползучести.

На основе полученных на стали 10Х9В2МФБР экспериментальных данных, предложена последовательность структурной эволюции при ползучести сталей мартенситного класса. Переходная стадия ползучести связана с движением незакрепленных карбонитридами Ме(С,Ы) дислокаций, что приводит к их аннигиляции. При ползучести происходит укрупнение карбонитридов и уменьшение плотности дислокаций, что уменьшает пороговые напряжения и приводит к переходу пластического течения на третью стадию ускоренной ползучести.

Практическая значимость.

Обоснованы оптимальные температуры нормализации и отпуска стали 10Х9В2МФБР.

На защиту выносятся:

1. Зависимость микроструктуры и сопротивления ползучести от режимов термической обработки стали 10Х9В2МФБР.

2. Влияние длительного старения и ползучесга при 650°С на структуру стали 10Х9В2МФБР.

3 Закономерности эволюции структуры при ползучести стали 10Х9В2МФБР, которая объясняет многократное уменьшение скорости ползучести на первой стадии и роль карбонитридов Me(C,N) и дислокационной структуры мартенсита в жаропрочности.

4. Роль карбидов Ме2зС6 и фаз Лавеса Fe2W в стабильности дислокационной структуры мартенсита при длительном старении и ползучести в стали 10Х9В2МФБР.

Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы были представлены на международных и российских конференциях: вторая международная конференция ЕССС «Creep & Fracture in High Temperature Components - Design & Life Assessment», Дюбендорф, Швейцария, 2009; «International Conference on the Strength of Materials (ICSMA-15)», Дрезден, Германия, 2009; Всероссийской конференции с элементами научной школы для молодежи, Белгород, 2009; «Recrystallization and Grain Growth (ReX&GG IV)», Шеффилд, Великобритания, 2010; международной конференции с элементами научной школы "Наноматериалы и нанотехнологии в металлургии и материаловедении" Белгород, 2011; "International Conference on Processing & Manufacturing of Advanced Materials", Thermec'2011, Quebec City, Canada, 2011; "International Conference on Processing & Manufacturing of Advanced Materials", Thermec'2013, Las-Vegas, USA, 2013.

Вклад автора. Соискатель активно участвовал в постановке экспериментов, лично проводил эксперименты, структурные исследования, механические испытания, обработку и анализ результатов исследований. Автор принимал участие в подготовке и написании научных публикаций.

Достоверность результатов диссертационной работы обусловлена использованием современного исследовательского оборудования от ведущих мировых производителей, проведением испытаний в соответствие с действующими ГОСТами, повторяемостью результатов, получением одних и тех же результатов с помощью различных методов исследования, сопоставимостью полученных результатов с литературными данными.

ГЛАВА 1 ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1 Область применения сталей с 9-12% Сг

Основное применение стали мартенситного класса, содержащие с 9-12% хрома, находят в теплоэнергетике. Из них изготавливают основные компоненты паровых котлов, работающих при суперсверхкритических параметрах пара, такие как паропроводы и коллекторы высокого давления, трубы пароперегревателей, топочные экраны [1]. Паропроводы подводят пар, с температурой 590°С (при этом температура металла труб 620°С), под давлением ~30 МПа к турбине. Коллекторы состоят из множества труб, которые служат для подвода и отвода пара, т. е. представляют собой систему для накопления и распределения пара. По трубам пароперегревателя проходит пар с целью нагрева до рабочей температуры. Топочные экраны состоят из труб, по которым течет вода. Все перечисленные компоненты должны обладать повышенным сопротивлением ползучести, низким коэффициентом термического расширения, хорошей теплопроводностью, достаточным сопротивлением к термомеханической усталости. Мартенситные стали имеют более низкий коэффициент термического расширения и большую теплопроводность, лучшую свариваемость по сравнению с аустенитными сталями. Поэтому в последние десятилетия усилия исследователей были направлены на разработку дешевых, высокопрочных мартенситных сталей, которые могли бы заменить аустенитные стали при рабочих температурах до 620°С.

1.2 Общие сведения о ползучести жаропрочных сталей и сплавов

Ползучестью называют пластическое течение материала с течением времени под воздействием постоянного напряжения или постоянной нагрузки [2-4]. Принято различать следующие стадии деформации при высокотемпературной

ползучести (рисунок 1.1): мгновенная деформация (8о); стадия неустановившейся ползучести, при которой скорость деформации (¿) непрерывно понижается (I стадия); стадия установившейся ползучести, при которой деформация (s) идет с постоянной скоростью (II стадия); стадия ускорения ползучести (III стадия), которая оканчивается разрушением [4]. Общее время от начала нагружения до разрушения - время до разрушения. Напряжение, вызывающее разрушение материала за определенное время испытания при постоянной температуре, называют пределом длительной прочности [5]. Одной из основных характеристик материалов является предел ползучести - это наибольшее условное растягивающее напряжение, при котором скорость или деформация ползучести за определенное время достигают заданной величины [6].

Уменьшение скорости деформации на первой стадии ползучести связано с упрочнением или уменьшением плотности мобильных дислокаций. На второй стадии ползучести постоянство скорости деформации отражает состояние баланса между скоростью генерации новых дислокаций, которые вносят вклад в упрочнение, и скоростью возврата, вносящего вклад в разупрочнение. При высоких гомологических температурах ползучесть контролируется диффузией и, следовательно, скорость возврата достаточно высока для поддержания равновесия с деформационным упрочнением, в результате наблюдается установившаяся стадия ползучести [3,7]. На третьей стадии ползучести скорость деформации непрерывно увеличивается. Необходимо отметить, что в течение испытаний на ползучесть при постоянной нагрузке, напряжения, действующие в рабочей части образца, увеличиваются, так как с увеличением степени деформации площадь поперечного сечения уменьшается. Образование шейки приводит к существенному увеличению напряжения. Увеличение скорости ползучести на третьей стадии может быть следствием увеличения напряжения и/или эволюции микроструктуры, включающей образование дефектов, приводящих к разрушению [7]. При ползучести могут происходить следующие изменения микроструктуры: динамический возврат, динамическая рекристаллизация, укрупнение выделений вторых фаз и другие феномены, которые являются причинами разупрочнения и

Рисунок 1.1 - Стадии ползучести при постоянном напряжении (схема) [4] а -кривая ползучести, б - зависимость скорости деформации от времени, в -зависимость скорости деформации от степени деформации

приводят к понижению сопротивления ползучести. Дефектами, приводящими к разрушению, являются поры и трещины, часто образующиеся вдоль границ зерен.

При определенных условиях вторая стадия ползучести может отсутствовать, так что после первой стадии сразу начинается третья. В этом случае вместо установившейся, определяют минимальную скорость ползучести [4,7]. По аналогии с установившейся скоростью ползучести, минимальная скорость может объясняться процессом, при котором упрочнение на первой стадии ползучести сбалансировано разупрочнением на третьей стадии. В большинстве конструкционных жаропрочных сталях и сплавах отсутствует установившаяся стадия ползучести. Многими исследователями [8-10] показано, что структура в таких материалах непрерывно изменяется при ползучести. Это подтверждает, что динамическое равновесие в микроструктуре, которое является причиной установившейся стадии ползучести в простых металлах и сплавах, отсутствует в жаропрочных сталях. Следовательно, термин "минимальная скорость ползучести" больше подходит для инженеров и исследователей, занимающихся конструкционными сталями и сплавами, чем термин "установившаяся скорость ползучести".

Зависимость минимальной или установившейся скорости ползучести от напряжения обычно выражают степенным законом [4,7, 11]:

где В - постоянная, п — показатель степени при напряжении течения, - энергия активации ползучести, Я - универсальная газовая постоянная, Т абсолютная температура. Уравнение (1.1) называют уравнением Нортона. Хорошо известно, что минимальная или установившаяся скорость ползучести обратно пропорциональна времени до разрушения, [4,7, 11]:

где С постоянная, зависящая от общего удлинения при ползучести и т постоянная часто равная 1. Зависимость (1.2) называют уравнением Монкмана-Гранта, которое экспериментально подтверждено не только для чистых металлов и сплавов, но и для ряда конструкционных сталей и сплавов. В уравнении (1.2)

(1.1)

или ¿„,ш =С/(0'

(1.2)

допускается, что минимальная или установившаяся скорость ползучести и время до разрушения изменяются так же, как напряжение и температура.

1.3 Традиционные и новые теплотехнические стали

В течение последних 50 лет основными материалами для котельных труб и паропроводов являются стали перлитного (12Х1МФ, 15Х1МФ, Р22) и бейнитного (Р23, Р24) классов (таблица 1.1). Их усредненный химический состав и напряжения ползучести, при которых они работоспособны в течение 105 часов, приведен в таблицах 1 и 2.

Таблица 1.1. Химический состав традиционных теплотехнических сталей [12]

сталь С(%) Сг (%) (%) Мо (%) V (%) М) (%) 81 (%) Мп (%) В (%)

Р22 0,05- 1,9- - 0,87- - - 0,5 0,3-

0,15 2,6 1,13 0,6

12Х1МФ 0,08- 0,9- - 0,25- 0,15- - <0,025 0,4- -

0,15 1,2 0,35 0,3 0,7

15Х1МФ 0,1- 1,1- - 0,9- 0,2- - 0,17- 0,4- -

0,16 1,4 1,1 0,25 0,37 0,7

Р23 0,04- 1,9- 1,45 0,05- 0,2- 0,02- 0,5 0,1- 0,0005-

0,1 2,6 0,3 0,3 0,08 0,6 0,006

Р24 0,05- 2,2- - 0,9- 0,2- - 0,15- 0,3- 0,0015-

0,1 2,6 1,1 0,3 0,45 0,7 0,007

Таблица 1.2 - Пределы длительной прочности на базе 105 часов, рассчитанные по критерию Ларсена-Миллера и стандартный режим термической обработки традиционных теплотехнических сталей [12]

Сталь Т=550°С Т=600°С Т=620°С Термическая обработка

12Х1МФ 92 МПа 55 Нормализация 950-980°С+высокий отпуск 720-750°С

15Х1МФ 104МПа 63 Нормализация 970-1000°С+высокий отпуск 730-760°С

Р221 88 МПа 52 МПа <10 МПа Нормализация 900-960°С+высокий отпуск 680-750°С

Р232 140 МПа 70МПа <30 МПа -

Расчет длительной прочности произведен по критерию Мансона-Хаферда "Содержит дополнительно 0,03°/с^

При всех своих различиях по химическому и фазовому составу эти стали объединяют принципы легирования, схема термической обработки и получаемая структура.

Операции термообработки представляют собой нормализацию с последующим высокотемпературным отжигом. Нормализация для этих сталей при тонкой стенке трубы приводит к формированию бейнита либо даже мартенсита. То есть, нормализация фактически является закалкой. С точки зрения теории термической обработки окончательной операцией является высокий отпуск, при котором полностью заканчивается как распад мартенсита либо бейнита, так и полигонизация и/или рекристаллизация его дислокационной структуры. Эти стали после термообработки перед началом эксплуатации имеют равновесную структуру, состоящую из полигональных ферритных зерен и выделений карбидов внутри них.

Принципы легирования этих сталей заключаются в следующем [12].

1. Введение в твердый раствор таких легирующих элементов как Сг, Мо, XV уменьшает скорость диффузии, что подавляет перераспределение дислокаций за счет переползания. Наибольший эффект на диффузию оказывает вольфрам. Соответственно, сталь Р23 демонстрирует

максимальное сопротивление ползучести (Таблица 1.2). Переход этих элементов из твердого раствора в карбиды в процессе эксплуатации приводит к ускорению ползучести.

2. Введение ванадия обеспечивает формирование нанодисперсных карбидов УС, которые могут противостоять коагуляции при Т<570°С. Соответственно, до 70% углерода оказываются связанными в эти карбиды, что уменьшает удельный объем карбидов типа (Мо,\\02С и Сг2зСб. Карбиды ванадия тормозят движение дислокаций. Дисперсионное упрочнение от карбидов ванадия тем больше, чем меньше расстояние между ними и больше их удельный объем. Следует отметить, что, как правило, ванадий не связывает весь углерод в стали, поскольку углерод входит в его состав по соотношению У:С как 4:1, а количество углерода в этих сталях обычно превышает данное соотношение.

Конструкция теплотехнических сталей нового поколения основана на принципиально новом подходе к легированию жаропрочных материалов: для повышения сопротивления ползучести в сталях формируется дислокационная структура за счет мартенситного превращения, которая сохраняется как после отпуска, так и после деформации. Химический состав типичных сталей нового поколения приведен в таблице 1.3. Основным технологическим требованиям к таким сталям является образование пакетного мартенсита при охлаждении на воздухе (в процессе нормализации). То есть, это должны быть стали мартенситного класса. Такие стали были созданы на основе системы Ре-9-11%Сг. Их режим термической обработки представляет собой закалку на воздухе, которая традиционно для теплотехнических сталей называется нормализацией, с последующим средним отпуском. То есть, при термической обработке сталей с 9%Сг формируется структура троостита отпуска; эти стали эксплуатируются с неравновесной структурой. В процессе среднего отпуска из мартенсита происходит выделение большей части углерода в виде карбидов; процессы возврата в дислокационных границах приводят к уменьшению плотности дислокаций примерно с 1015 м"2 до 10ы м"2; процессы полигонизации и

рекристаллизации не начинаются. Следует отметить, что в настоящее время отсутствует математический аппарат, который позволял бы анализировать деформационное поведение при ползучести материалов с развитой дислокационной структурой.

Исторически первая теплотехническая сталь Р9 была создана в начале 30-х годов прошлого века [12]. Однако, она не нашла широкого применения поскольку ее свойства лишь немного превосходили свойства стали Р22, что не компенсировало технологические трудности ее использования (аргонно-дуговая сварка подогретых до 160-250°С деталей с последующей локальной термической обработкой сварных швов). Ее свойства существенно ниже, чем у стали Р23. Это связано с тем, что легирование стали Р9 обеспечивает формирование мартенситной структуры при охлаждении на воздухе, но не обеспечивает сохранение дислокационной структуры отпущенного мартенсита при ползучести [12]. То есть, действует правило для традиционных теплотехнических сталей: структура, получаемая при термической обработке, не оказывает влияние на характеристики сопротивления ползучести при испытаниях с большими временами выдержки, если структура нестабильна при ползучести.

Основной вопрос, который решался при разработке работоспособных композиций теплотехнических сталей мартенситного класса - это обеспечение стабильности дислокационной структуры отпущенного мартенсита (троостита отпуска) при ползучести. Следует отметить, что большая часть границ внутри пакета мартенсита в этих сталях представляют собой малоугловые границы. Следовательно, любое легирование, направленное на стабилизацию структуры троостита отпуска при ползучести, обеспечивает уменьшение подвижности дислокаций. Основными задачами легирования являются [12]:

1. Подавление миграции малоугловых границ.

2. Подавления миграции межзеренных границ, представляющих собой как бывшие границы аустенит/аустенит, так и границы пакетов мартенсита.

3. Подавление миграции специальных границ.

Первая сталь, Р91, для сверкритических параметров пара была разработана

Argon National Laboratory на базе P9 введением l%Mo-0)2%V-0,08%Nb. Эти добавки радикально изменили свойства сталей мартенситного класса, что открыло новую эру в теплоэнергетике. Выделение карбида VC позволило предотвратить развитие рекристаллизации при ползучести, подавляя как миграцию межзеренных границ, так и миграцию специальных границ бывших блоков пакетного мартенсита. Карбид NbC обебеспечил формирование мелкого исходного аустенитного зерна, что облегчило получение пакетного мартенсита при закалке.

Таблица 1.3. Химический состав новых теплотехнических сталей мартенситного класса [12]

Сталь С,% N,% Cr, % W, % Mo, %

Р9 <0,15 - 8-10 - 0,9-1,1

Р91 0,08-0,12 - 8-9,5 - 0,85-1,05

Р911 0,09-0,13 0,04-0,09 8,5-9,5 0,9-1,1 0,9-1,1

Р92 0,07-0,1 0,03-0,07 8,5-9,5 1,5-2 0,3-0,6

Сталь v,% Nb, % Si, % Mn, % B,%

Р9 - - 0,25-1 0,3-0,6 -

Р91 0,18-0,25 0,06-0,1 0,25-0,5 0,3-0,6 -

Р911 0,18-0,25 0,04-0,09 0,1-0,5 0,3-0,6 0,0003-0,006

Р92 0,15-0,25 0,03-0,07 0,5 0,3-0,6 0,001-0,006

Кривая ползучести этой стали характеризуется длинной переходной стадией, которая может протекать в течение 103 - 104 часов (до степени ползучести ~3-5%) [12]. Следует отметить, что работ, в которых анализируется деформационное поведение этой стали, мало. Крупным недостатком этой стали является переход к вязкой ползучести уже при 60 МПа и 600°С, что сильно ограничивает работоспособность данного материала. Это свидетельствует об активном протекании самодиффузии железа в стали, что крайне нежелательно при рабочей температуре. Для устранения этого недостатка были разработаны стали Р911 и Р92, которые отличаются от Р91, главным образом, увеличенным

содержанием молибдена, вольфрама и бора. Такие изменения химического состава позволили поднять рабочую температуру этих сталей до 620°С [12]. Присутствие вольфрама в твердом растворе существенно замедлило скорость диффузии. Как результат, переход при 600°С в область диффузионной ползучести происходит только при 16 МПа. Кроме того, наличие вольфрама существенно замедлило выделение фазы Лавеса при ползучести. Бор сегрегирует в этой стали не только по межзеренным границам, но и в карбиды типа МегзСб, предотвращая их коагуляцию. Это обеспечивает высокие характеристики сопротивления ползучести стали Р92 при Т<620°С (таблица 1.4).

Таблица 1.4. Пределы длительной прочности (МПа) на базе 105 часов, рассчитанные по критерию Ларсена-Миллера и стандартный режим термической обработки новых теплотехнических сталей мартенситного класса [12]

Сталь Температура, °С Термическая обработка

550 575 600 620 650

Р9 80 58 45 - - -

Р91 141 124 98 68 - Закалка1 1040-1090°С+средний

Р911 182 150 108 83 53 отпуск 730-780 °С Закалка1 1040-1080°С+средний

Р92 180 164 120 101 72 отпуск 750-780°С Закалка1 1040-1080°С+средний отпуск 750-780°С

Закалка осуществляется охлаждением на воздухе

При более высоких температурах коагуляция карбидов типа МегзСб и выделение фазы Лавеса происходит также как в стали Р91 при 600°С. То есть, необходимо использовать новые походы для легирования, направленного на дальнейшее повышение температуры эксплуатации сталей мартенситного класса.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Дудко, Валерий Александрович, 2014 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

1. Viswanathan, R. Materials for Ultrasupercritical Coal Power Plants - Boiler Materials: Part 1 / R. Viswanathan, , W. Bakker // J. Mater. Eng. Perf. - 2001. - V. 10(1).-P. 81-95.

2. Розенберг, В. M. Ползучесть металлов / В. М. Розенберг // М. Металлургия - 1967.

3. Новиков, И. И. Металловедение Т. I / И. И. Новиков, В. С. Золоторевский, В. К. Портной, Н. А. Белов, Д. В. Ливанов, С. В. Медведева, А. А. Аксенов, Ю. В. Евсеев; под общ. ред. В. С. Золоторевского - М.: Издательский Дом МИСиС, 2009.-496 с.

4. Roesler, J. Mechanical Behaviour of Engineering Materials / J. Roesler, H. Härders, M. Baeker // Berlin, Heidelberg, New York: Springer. - 2007. - 534 c.

5. ГОСТ 10145-81 Металлы. Метод испытания на длительную прочность -М.: Издательство стандартов, 1981.

6. ГОСТ 3248-81 Металлы. Метод испытания на ползучесть - М.: Издательство стандартов, 1988.

7. Abe, F. Creep-resistant steels / Edited by F. Abe, T.-U. Kern, R. Viswanathan - Cambridge // Woodhead publishing limited - 2008. - 679 c.

8. Taneike M. Creep-strengthening of steel at high temperatures using nano-sized carbonitride dispersions / M. Taneike, F. Abe, K. Sawada // Letters to nature - 2003. -V. 424, - P. 294-296.

9. Yoshizawa, M. Effect of precipitates on long-term creep deformation properties of P92 and P122 type advanced ferritic steels for USC power plants / M. Yoshizawa, M. Igarashi, K. Moriguchi, A. Iseda, H. Armaki, K. Maruyama // Mater. Sei. Eng. A. - 2009. - V. 510-511. - P. 162-168.

10. Sawada, K. Microstructural degradation of Gr.91 steel during creep under low stress / K. Sawada, H. Kushima, M. Tabuchi, K. Kimura // Mater. Sei. Eng. A - 2011. -V. 528.-P. 5511-5518.

11. Kassner, M. E. Fundamentals of creep in metals and alloys / M. E. Kassner, M. T. Perez-Prado - Amsterdam, Boston, Heidelberg, London, New York, Oxford, Paris, San Diego, San Francisco, Singapore, Sydney, Tokyo: Elsevier, 2004 - 272 c.

12. Кайбышев, P. О. Новые стали мартенситного класса для тепловой энергетики. Жаропрочные свойства // Р. О. Кайбышев, В. Н. Скоробогатых, И. А. Щенкова // ФММ. -2010. - Т. 109. - №2. - С. 200-215.

13. Klueh, R. L. Elevated-Temperature Ferritic and Martensitic Steels and Their Application to Future Nuclear Reactors: report ORNL/TM-2004/176 / R. L. Klueh -Oak Ridge, Tennessee, USA: Oak Ridge National Laboratory. 2004. - 56 pages.

14. Leslie, W. C. Iron and Its Dilute Substitutional Solid Solutions / W. C. Leslie // Met. Trans. - 1972 - V. 3, P. 5-17.

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

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

17. Foldyna, V. How to Improve Creep Rupture Strength of Advanced Chromium Steels in Advances in Materials Technology for Fossil Power Plants / V. Foldyna, Z. Kubon, V. Vodarek, J. Purmensky; R. Viswanathan, W. T. Bakker, J. D. Parker, eds. -London, UK: The Institute of Materials. 2001. pp. 89-98.

18. Sawada, K. Effect of W on recovery of lath structure during creep of high chromium martensitic steels / K. Sawada, M. Takeda, K. Maruyama, R. Ishii, M. Yamada, Y. Nagae, R. Komine // Mater. Sci. Eng. A. 1999. V. 267. - pp. 19-25.

19. Thomson, R. C. Changes in chemical composition of carbides in 2.25Cr-lMo power plant steel Part IBainitic microstructure / R. C. Thomson, D. H. Bhadeshia // Mater. Sci. Tech. - 1994. - V. 10. - pp. 193-203.

20. Pilling, J. Tempering of 2.25 Pet Cr - 1 Pct.Mo Low Carbon Steels / J. Pilling, N. Ridley // Metall. Trans. - 1982. - V. 13A. - pp. 557-563.

21. Kipelova, A. Laves phase evolution in a modified P911 heat resistant steel during creep at 923 К / A. Kipelova, A. Belyakov, R. Kaibyshev // Mater. Sci. Eng. A. -2012.-V. 532.-pp. 71-77.

22. Jayaram, R. Microstructural Characterization of 5 to 9 pet Cr-2 pet W-V-Ta Martensitic Steels / R. Jayaram R. L. Klueh // Metal. Mater. Trans. A. - 1998. - V. 29A. -pp. 1551-1558.

23. Klueh, R. L. The Microstructure of Chromium-Tangsten Steels / R. L. Klueh, P. J. Maziasz // Metal. Trans. A. - 1989. - V. 20A. - pp. 373-382.

24. Abe, F. Stabilization of martensitic microstructure in advanced 9Cr steel during creep at high temperature / F. Abe, T. Horiuchi, M. Taneike, K. Sawada // Mater. Sei. Eng. A - 2004. - V. 378. - pp. 299-303.

25. Hättestrand, M. Microanalysis of two creep resistant 9 - 12 % chromium steels / M. Hättestrand, M. Schwind, H. -O. Andren // Mater. Sei. Eng. A. -1998. - V. 250.-pp. 27-36.

26. Hättestrand, M. Boron distribution in 9-12% chromium steels / M. Hättestrand, H. -O. Andren // Mater. Sei. Eng. A - 1999. - V. 270. - pp. 33-37.

27. Horiuchi, T. Improved Utilization of Added B in 9Cr Heat-Resistant Steels Containing W / T. Horiuchi, M. Igarashi, F. Abe // ISIJ Int. - 2002. - V. 42. pp. S67-S71.

28. Vodärec, V. Effect of Nickel on the Precipitation processes in 12CrMoV steels during Creep at 550°C / V. Vodarec, A. Strang // Scripta Mater. - 1998. - V. 38. -pp. 101-106.

29. Maruyama, K. Strengthening Mechanisms of Creep Resistant Tempered Martensitic Steel / K. Maruyama, K. Sawada, J.-I. Koike // ISIJ International. - 2001. -V. 41. - pp. 641-653.

30. Helis, L. Effect of cobalt on the microstructure of tempered martensitic 9Cr steel for ultra-supercritical power plants / L. Helis, Y. Toda, T. Hara, H. Miyazaki, F. Abe // Mater. Sei. Eng. A. - 2009. - V. 510-511, - pp. 88-94.

31. Kipelova, A. Effect of Co on Creep Behavior of a P911 Steel / A. Kipelova, M. Odnobokova, A. Belyakov, R. Kaibyshev // Metal. Mater. Trans. A - 2013, - V. 44, -pp. 577-583.

32. Hattestrand, M. Microstructural development during ageing of an 11% chromium steel alloyed with copper / M. Hattestrand, H. -O. Andren // Mater. Sci. Eng. A. - 2001. - V. 318. - pp. 94-101.

33. Abe, F. New ferritic heat resistance steels for 650°C USC boilers / F. Abe, M. Igarashi, S. Wanicawa et all; R. Viswanathan, W. T. Bakker, J. D. Parker, eds. -London, UK: The Institute of Materials. 2001. pp. 79-89.

34. Hald, J. Microstructure and long term creep properties of 9-12%Cr steels / J. Hald // Int. Jnl. Of Pressure Vessels and Piping. - 2008. - No. 85. - pp. 30-37.

35. Chilukuru, H. Coarsening of precipitatesand degradation of creep resistance in tempered martencite steels / H. Chilukuru, K. Durst, S. Wadekar et all // Mater. Sci. Eng. - A 2009. - V. 510-511. - P. 81 -87.

36. Kitahara, H Crystallographic features of lath martensite in low-carbon steel. / H. Kitahara, R. Ueji, N. Tsuji, Y. Minamito // Acta Mater - 2006. - V. 54. - P. 12791288.

37. Morito, S. The morphology and crystallography of lath martensite in alloy steels / S. Morito, X. Huang, T. Furuhara, T. Maki, N. Hansen // Acta Mater. - 2006. V.54.-P. 5323-5331.

38. Yoshida, F. Microstructure Change during Creep Deformation of 9Cr-lMo Steel in Advances in Materials Technology for Fossil Power Plants / F. Yoshida, D. Terada, H. Nakashima, H. Abe, H. Hayakawa, S. Zaefferer; R. Viswanathan, W. T. Bakker, J. D. Parker, eds. - London, UK: The Institute of Materials. 2001. pp. 143-151.

39. Кипелова А. Ю. Структурные изменения при отпуске в стали 10Х9КЗВ1М1ФБР и их влияние на механические свойства / А. Ю. Кипелова, А. Н. Беляков, В. Н. Скоробогатых, И. А. Щенкова, Р. О. Кайбышев // МиТОМ. - 2010. -№3. - С. 14-25.

40. Tamura, М. Tempering behavior of 9% Cr - 1% Mo 0.2% V steel / M. Tamura, Y. Haruguchi, M. Yamashita et al. // ISIJ Int. 2006. - V. 46. - pp. 1693-1702.

41. Suzuki, K. Two-phase separation of primary MX carbonitride during tempering in creep resistant 9CrlMoVNb steel / K. Suzuki, S. Kumai, Y. Toda et al. // ISIJ Int. 2006. - V. 43. - P. 1089-1094.

42. Fujita, Т. Advances in 9-12% Cr heat resistant steels for power plants // T. Fujita; R. Viswanathan, W. T. Bakker, J. D. Parker, eds. - London, UK: The Institute of Materials. 2001. pp. 33-65.

43. Jones, W. B. Microstructural evolution of modified 9Cr - IMo steel / W. B. Jones, C. R. Hills, D. H. Polonis // Metall. Trans. - 1991. - V. 22. - pp. 1049-1058.

44. Thomson, R. C. Carbide precipitation in 12CrlMoV power plant steel / R. C. Thomson, H. K. D. H. Bhadeshia // Metall. Trans. - 1992. - V. 23A. - pp. 1171-1179.

45. Kobayashi, S. Effect of boron addition on tempering processes in an Fe-9Cr-0.1 С alloy martensite / S. Kobayashi, K. Toshimori, K. Nakai et al. // ISIJ Int. - 2002. -V. 42 Sup.-pp. S72-S76.

46. Vitek, J. M. Precipitation reactions during the heat treatment of ferritic steels / J. M. Vitek, R. L. Klueh // Metall. Trans. - 1983. -V. 14A. - pp. 1047-1055.

47. Лашко, H. Ф. Физико-химический фазовый анализ сталей и сплавов / Н. Ф. Лашко, Л. В. Заславская, М. Н. Козлова и др. - М.: Металлургия. 1978. 335 с.

48. Bjarbo, A., Complex carbide growth, dissolution, and coarsening in a modified 12 pet chromium steel - an experimental and theoretical study / A. Bjarbo, M. Hattestrand // Metall. Mater. Trans. - 2001. - V. 32A. - pp. 19-27.

49. Tamura, M. Tempering and precipitation behavior of 7 pet Cr - 0.1 pet V -0.06 pet Nb - 0.08 pet N steel / M. Tamura, M. Nakamura, K. Shinozuka, H. Esaka // Metall. Mater. Trans. - 2008. - V. 39A. - pp. 1060-1076.

50. Dashunin, N. V. Phase and structural transformations in 12% chromium steel EP428 due to long-term operation of moving blades / N. V. Dashunin, E. P. Malinova, A. I. Rybnikov A. I. // Met. Sei. Heat Treatment. - 2007. - V. 49. - pp. 17-23.

51. Kim, H. D. Effect of austenitizing temperature on microstructure and mechanical properties of 12% Cr steel / H. D. Kim, Kim I. S. // ISIJ Int. - 1994. - V. 34.-P. 198-204.

52. Sawada, K. Effect of tempering temperature on Z-phase formation and creep strength in 9Cr-lMo-V-Nb-N steel / K. Sawada, K. Suzuki, H. Kushima et al. // Mater. Sei. Eng. - 2008. - V. A480. - pp 558-563.

53. Sawada, К. Contribution of coarsening of MX carbonitrides to creep strength degradation in high chromium ferritic steel / K. Sawada, K. Kubo, F. Abe // Mater. Sci. Technol. - 2003. - V. 19. - pp. 732-738.

54. Taneike, M. Effect of carbon concentration on precipitation behavior of М2зС6 carbidesand MX carbonitrides in martensitic 9Cr steel during heat treatment / M. Taneike, K. Sawada, F. Abe // Metall. Mater. Trans. - 2004. - V. 35A. - P. 1255-1262.

55. Iwanaga, K. Strengthening Mechanisms in Heat-Resistant Martensitic 9Cr Steels / K. Iwanaga, T. Tsuchiyama, S. Takaki // Key Engineering Materials. - 2000. -V. 171-174.-pp. 477-482.

56. Смирнов, M. А. Основы термической обработки стали / М. А. Смирнов, В. М. Счастливцев, JI. Г. Журавлев // Екатеринбург: УрО РАН - 1999. - 496 с.

57. Mohamed, F. Creep behavior of discontinuous SiC-Al composites / F. Mohamed, K.-T. P. Park, J. Lavernia // Mater. Sci. Eng. A. - 1992. - V. 150. - pp. 2135.

58. Rosier, J. A New Model-Based Creep Equation For Dispersion Strengthened Materials / J. Rosier, E. Arzt // Acta metal. Mater. - 1990. - V. 38. - pp. 671-683.

59. Ennis, P. J. Recent advances in creep-resistant steels for power plant applications / P. J. Ennis, A. Czyrska-Filemonowicz // Sadhana. - 2003. - V. 28. - P. 709-730.

60. Hald, J. Microstructure Stability of steels P92 and PI22 in Advances in Materials Technology for Fossil Power Plants / R. Viswanathan,W. T. Bakker, J. D. Parker, eds. - London: The Institute of Materials. 2001. P. 115-125.

61. Takeuchi, S. Steady-state creep of single-phase crystalline matter at high temperature / S. Takeuchi, A. S. Argon // J Mater Sci. - 1976. - V. 11. - pp. 15421566.

62. Abe, F. Coarsening behavior of lath and its effect on creep rates in tempered martensitic 9Cr-W steels / F. Abe // Mater. Sci. Eng. A - 2004. - V. 387-389. - pp. 565-569.

63. Kostka, A. On the contribution of carbides and micrograin boundaries to the creep strength of tempered martensite ferritic steels / A. Kostka, K.-G. Tak, R.J. Hellmig, Y. Estrin, G. Eggeler // Acta Mater. - 2007. - V. 55. - pp. 539-550.

64. Humphreys, F.J. Recrystallization and Related Annealing Phenomena // F.J. Humphreys and M. Hatherly - 2nd ed., Elsevier, Atlanta,GA, 2004, pp. 91-112.

65. Gupta, G. Improved Creep Behavior of Ferritic-Martensitic Alloy T91 by Subgrain Boundary Density Enhancement / G. Gupta, G.S. Was // Metall. Mater. Trans. A. - 2008. - V. 39A. - pp. 150-164.

66. Kadoya, Y. Microstructural Stability during Creep of Mo- or W-Bearing 12Cr Steels / Y. Kadoya, B.F. Dyson, and M. McLean // Metal. Mater. Trans. A - 2002. - V. 33A. - pp. 2549-2557.

67. Jara, D. R. 9-12% Cr heat resistant steels: alloy design, TEM characterization of microstructure evolution and creep response at 650°C: dissertation // David Rojas Jara-Bochum 2011.-121 p.

68. Straub, S. Microstructural stability on the martensitic steel X20CrMoV12-l after 13000 h of service at 530°C / S. Straub, W. Blum, D. Rottger, P. Polcik, D. Eifler, A. Borbely, T. Ungar // Steel Res. - 1997. - V. 68. - pp. 368-373.

69. Voorhees, P. W. The theory of Ostwald ripening / P. W. Voorhees // J. Stat. Phys.- 1985.-V. 38.-pp. 231-252.

70. Bladan, A. Review progress in Ostwald ripening theories and their application to nickel-base superalloys - Part I: Ostwald ripening theories / A. Bladan // J. Mater. Sei. - 2002. - V. 37. - pp. 2171 -2202.

71. Wey, M. Y. Growth of alloy carbide particles in austenite / M. Y. Wey, T. Sakuma, T. Nishizawa // Trans. Jpn. Inst. Met. - 1981. - V. 22. - pp. 733-742.

72. Abe, F. Precipitate design for creep strengthening of 9% Cr tempered martensitic steels for ultra-supercritical power plants / F. Abe // Sei. Technol. Adv. Mater.-2008.-V. 9.-013002 - 15 pp.

73. Panait C.G. Evolution of dislocation density, size of subgrains and MX-type precipitates in a P91 steel during creep and during thermal ageing at 600 °C for more

than 100000 h // C.G. Panait, A. Zielinska-Lipiec, T. Koziel, A. Czyrska-Filemonowicz, A.-F. Gurgues-Lorenzon, W. Bendick - Mater Sci Eng A 2010. V. 527, pp. 4062-4069.

74. Pesicka, J. How dislocation substructures evolve during long-term creep of a 12% Cr tempered martensitic ferritic steel / J. Pesicka, A. Aghajani, C. Somsen, A. Hartmaier, G. Eggeler // Scripta Mater. - 2010. - V. 62. - pp. 353-356.

75. Dudova, N. Structural changes of tempered martensitic 9%Cr-2%W-3%Co steel during creep at 650 °C / N. Dudova, A. Plotnikova, D. Molodov, A. Belyakov, R. Kaibyshev // Mater. Sci. Eng. A - 2012. - V. 534. - pp. 632-639.

76. Dubey, J. S. Effect of cyclic deformation on subgrain evolution and creep in 9-12% Cr-steels / J. S. Dubey, H. Chilukuru, J. K. Chakravartty, M. Schwienheer, A. Scholz, W. Blum // Mater. Sci. Eng. A - 2005. - V. 406. - pp. 152-159.

77. ГОСТ 9450-76 Измерение микротвердости вдавливанием алмазных наконечников - М.: Издательство стандартов, 1993.

78. Dimmler G. Quantification of the Laves phase in advanceB 9-12% Cr steels using a standard SEM / G. Dimmler, P. Weinert, E. Kozeschnik, H. Cerjak // Mater. Charact. -2003. - V.51. - pp. 341-352.

79. Салтыков, С. А. Стереометрическая металлография // С. А. Салтыков -М. Металлургия. - 1970. 376 с.

80. Брандон, Д. Микроструктура материалов. Методы исследования и контроля // Д. Брандон, У. Каплан - М.: Техносфера - 2006. - 384 с.

81. Томас, Г. Просвечивающая электронная микроскопия // Г. Томас, М. Дж. Гориндж - М: Наука - 1983. - 317 с.

82. Утевский, Л. М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении // Л. М. Утевский - М: Металлургия - 1973. 584 с.

83. Zaefferer, S. Computer-Aided Crystallographic Analysis in the ТЕМ / S. Zaefferer // Advances in imaging and electron physics. - 2002. - V.122. - pp. 355^15.

84. Дудова, H. P. Анализ границ зерен в наноструктурных материалах / Н. Р. Дудова, М. С. Тихонова, О. А. Дудов // Научное обозрение. - 2012. - № 5. - с. 4350.

85. Кайбышев О. А. Границы зерен и свойства металлов // О. А. Кайбышев, Р. 3. Валиев - М.: Металлургия - 1987. 214 с.

86. Горелик, С. С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ // С. С. Горелик, Ю. А. Скаков, Л. Н. Расторгуев - М: МИСИС - 2002. 360 с.

87. Kimura, Y. Work-Hardening Mechanism during Super-Heavy Plastic Deformation in Mechanically Milled Iron Powder / Y. Kimura, H. Hidaka, S. Takaki // Mater. Trans. - 1999. - V. 40. - pp. 1149-1157.

88. Hall, W. H. X-Ray line broadening in metals / W. H. Hall // Proc. Phys. Soc. A. - 1949. - V. 62. - pp. 741-743.

89. Williamson, G. K. X-Ray line broadening from field aluminium and wolfram / G. K. Williamson, W. H. Hall // Acta Metall. - 1953. - V. 1. - pp. 22-31.

90. Richardot D. The T/P92 Book // D. Richardot, at all - Vallourec & Mannesmann Tubes, 2000. 69 p.

91. Ennis, P.J. Microstructural stability and creep rupture strength of the martensitic steel P92 for advanced power plant / P.J. Ennis at. all. // Acta mater. - 1997. - V45. - No 12.-pp 4901-4907.

92. Kipelova, A. Microstructure evolution in a 3%Co modified P911 heat resistant steel under tempering and creep conditions / A. Kipelova, A. Belyakov, R. Kaibyshev, D. Molodov // Mater Sci Eng A - 2011. - V. 528. - pp. 1280-1286.

93. Wei, F.-G. High-resolution transmission electron microscopy study of crystallography and morphology of TiC precipitates in tempered steel / F.-G. Wei, T. Hara, and K. Tsuzaki // Phil. Mag. - 2004. - V. 84. - pp. 1735-1751.

94. Abe, F. Effect of fine precipitationand subsequent coarsening of Fe2W Laves phase on the creep deformation behavior of tempered martensitic 9Cr - W steels / F. Abe // Metall. Mater. Trans. - 2004. - V. 36A. - P. 321-332.

95. Manohar, P. A. Five decades of the Zener equation / P. A. Manohar, M. Ferry, T. Chandra // ISIJ International. - 1998. - pp. 913-924.

96. H.J. McQueen Treatise on Materials Science and Technology / H.J. McQueen and J.J. Jonas; edited by R.J. Arsenoult - Academic Press, NY 1975.

97. Hull, D. Introduction to Dislocations I I D. Hull, DJ. Bacon - UK, Butterworth Heinemann. 1984.

98. Kimura, K. Effect of stress on the creep deformation of ASME Grade P92/T92 steels / K. Kimura, K. Sawada, H. Kushima, and K. Kubo // Int. J. Mater. Res. - 2008. - V. 99. - pp. 395-401.

99. Kuhlmann-Wilsdorf D. Geometrically necessary, incidental and subgrain boundaries / D. Kuhlmann-Wilsdorf, N. Hansen // Scripta Metall. -1991. - V. 25. - pp. 1557- 1562.

100. Pantleon, W. On the statistical origin of disorientations in dislocation structures / W. Pantleon // Acta Mater. - 1998. - V. 46. - pp. 451-456.

101. Aghajani, A. On the effect of long-term creep on the microstructure of a 12% chromium tempered martensite ferritic steel / A. Aghajani, C. Somsen, G. Eggeler // Acta Mater. - 2009. - V. 57. - pp. 5093-5106.

102. Agamennone, R. Evolution of microstructure and deformation resistance in creep of tempered martensitic 9-12%Cr-2%W-5%Co steels / R. Agamennone, W. Blum, C. Gupta, J.K. Chakravartty // Acta Mater. - 2006. - V. 54. - pp. 3003-3014.

103. Rojas, D. Design and characterization of microstructure evolution during creep of 12% Cr heat resistant steels / D. Rojas, J. Garcia, O. Prat, C. Carrasco, G. Sauthof A.R. Kaysser-Pyzalla // Mater. Sci. Eng. A. - 2010. - V. A527. - pp. 3864-76.

104. Готтштайн, Г. Физико-химические основы материаловедения // Г. Готтштайн -М.: БИНОМ.Лаборатория знаний. 2009.-400 с.

105. Фрост, Г. Дж. Карты механизмов деформации // Г. Дж. Фрост, М. Ф. Эшби - Челябинск: Металлургия 1989. 328 с.

106. Takeuchi, S. Steady-state creep of single-phase crystalline matter at high temperature / S. Takeuchi and A.S. Argon // J. Mater. Sci. - 1976. - V. 11. - pp. 15421566.

107. Hillert, M. On the theory of normal and abnormal grain growth / M. Hillert, //Acta Metall. - 1965.-V. 13.-pp. 227-238.

108. Ardell, A.J. On the coarsening of grain boundary precipitates / A.J. Ardell // Acta Metall. - 1972. -V. 20. - pp. 601-609.

109. Read, W.T. Dislocation Models of Crystal Grain Boundaries / W.T. Read and W. Shockley // Phys. Rev. - 1950. - V. 78. - pp. 275-289.

110. Gladman, T. On the Theory of the Effect of Precipitate Particles on Grain Growth in Metals / T. Gladman // Proc. Roy. Soc. London. - 1966. - V. 294A. - pp. 298-309.

111. Koul, K. Grain coarsening in Fe-Ni-Cr alloys and the influence of second-phase particles / K. Koul, F. B. Pickering // Acta Metall. - 1982. - V. 30. - pp. 13031308.

112. Kaibyshev, R. Deformation behaviour of a modified 5083 aluminum alloy / R. Kaibyshev, F. Musin, E. Avtokratova, Y. Motohashi // Mater. Sci. Eng. - A 2005. -V. 392.-pp. 373-379.

113. Gittus, J. Theoretical equation for steady-state dislocation creep in a material having a threshold stress / J. Gittus // Proc. Roy. Soc. Lond. - 1975. - V. A342. - pp. 279-287.

114. Park, K.-T. High-temperature deformation of 6061 Al / K.-T. Park, E. Lavernia, F. Mohamed // Acta Metall Mat. - 1994. - V. 42. - pp. 667-678.

115. Belyakov A. Strain-induced submicrocrystalline grains developed in austenitic stainless steel under severe warm deformation / A. Belyakov, T. Sakai, H. Miura, R. Kaibyshev // Philos. Mag. Lett. - 2000. - V.80. - pp. 711-718.

116. Belyakov A. Tensile behaviour of submicrocrystalline ferritic steel processed by large-strain deformation / A. Belyakov, K. Tsuzaki, Y. Kimura, Y. Mishima // Philos Mag Lett. - 2009. - V. 89. - pp. 201-212.

117. Qin Y. Subgrain structure during annealing and creep of the cast martensitic Cr-steel G-X12CrMoWVNbN 10-1-1 / Y. Qin, G. Gotz, W. Blum // Mater. Sci. Eng. A. 2003. - V. A341. -pp. 211-215.

118. Sklenicka V. Long-term creep behavior of 9-12%Cr power plant steels / V. Sklenicka, K. Kucharovâ, M. Svoboda, L. Kloc, J. Bursik, A. Kroupa // Mater Charact 2003.-V. 51.-pp. 35-48.

119. Hald J. Precipitate stability in creep resistant ferritic steels - experimental investigations and modeling / J. Hald, L. Korcakova // ISIJ Int. - 2003 - V. 43. - pp. 420-427.

120. Zang B. Effect of strain rate on microstructure of polycrystalline oxygen-free high conductivity copper severely deformed at liquid nitrogen temperature / B. Zang, V.P.W. Shim // Acta Mater. - 2010. - V. 58. - pp. 6810-6827.

121. Arzt E. Threshold stresses for dislocation climb over hard particles: the effect of an attractive interaction / E. Arzt, D. Wilkinson // Acta Mater - 1986. - V. 34. -pp. 1893-1898.

122. Cadec J. An analysis of a set of creep data for a 9Cr-lMo-0.2V (P91 type) steel / J. Cadec, V. Sustek, M. Pahutova // Mater Sci Eng A - 1997. - V. A225. - pp. 22-28.

123. Kipelova A. The crystallography of M23C6 carbides in a martensitic 9% Cr steel after tempering, aging and creep / A. Kipelova, A. Belyakov, R. Kaibyshev // Phil. Mag. - 2013. - V. 93. - pp. 2259-2269.

124. Porter D.A. Phase transformations in metals and alloys (third edition) / D.A. Porter, K.E. Esterling, M. Sherif// London: Chapan & Hall, 2009.

125. Li Q. Precipitation of Fe2W Laves Phase and Modeling of Its Direct Influence on the Strength of a 12Cr-2W Steel / Q. Li // Metall. Mater. Trans. - 2006. -V. 37A - pp. 89-97.

СПИСОК РАБОТ, В КОТОРЫХ ОПУБЛИКОВАНО ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Дудко, В.А. Структурные изменения в жаропрочной стали 10Х9В2МФБР в процессе ползучести при 650 С / Дудко В.А., Беляков А.Н., Скоробогатых, В.Н., Щенкова, И.А., Кайбышев, P.O. // МиТОМ - 2010. №3. С. 26-32.

2. Дудко В.А. Влияние температуры аустенитизации на сопротивление ползучести стали 10Х9В2МФБР / Дудко В.А., Кайбышев P.O., Беляков А.Н., Скоробогатых В.Н., Щенкова И.А. // МиТОМ - 2010. №4. С. 27-31.

3. Dudko, V. Microstructure evolution and pinning of boundaries by precipitates in a 9 pet Cr heat resistant steel during creep / Dudko, V., Belyakov, A., Molodov, D., Kaibyshev, R. // Metal, and Mat. Trans. A - 2013. Vol. 44 (SUPPL. 1). pp. S162-S172.

4. Skorobogatykh, V. Microstructure Evolution in a 9%Cr Heat Resistant Steel during Creep Tests / Skorobogatykh V., Schenkova I., Dudko V., Belyakov A., Kaibyshev R. //Mater. Sci. Forum-2010. -V. 638-642. - P. 2315-2320.

5. Dudko, V. Dynamic polygonization in 9%Cr heat resistant steel / Dudko, V., Belyakov A., Skorobogatykh, V., Schenkova, I., and Kaibyshev, R. // Jornal of Physics: conference Series - 2010. V. 240, 012070.

6. Dudko V. Effect of Tempering on Mechanical Properties and Microstructure of a 9% Cr Heat Resistant Steel / Dudko V., Belyakov, A. and Kaibyshev R. // Mater. Sci. Forum-2012. V. 706-709. P. 841-846.

7. Kolesnikov D. Zinner pinning pressure in tempered martensite lath structure / Kolesnikov D., Belyakov, A., Kipelova A., Dudko V., Kaibyshev R., Molodov D. // Mater. Sci. Forum-2012. V. 715-716. P. 745-750.

8. Dudko V. Structural Changes in a 9% Cr Creep Resistant Steel during Creep Test / Dudko V., Belyakov A., Skorobogatykh V., Schenkova I., Kaibyshev R. // Mater. Sci. Forum - 2012. V. 715-716. P. 895-900.

9. Belyakov A. Effect of Heat Treatment and Creep on Microstructure of a 9%Cr Steel / Belyakov A., Kaibyshev, R., Dudko, V. Skorobogatykh, V, Schenkova, I. //

Creep & Fracture in High Temperature Components edited by Shibli, I.A., Holdsworth, S.R., DEStech Publications, Inc., 2009.