Закономерности фазовых превращений и изменения механических свойств в различных условиях обработки 12%-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Полехина Надежда Александровна

• Полехина Надежда Александровна
• кандидат наук
• 2016

Оглавление диссертации кандидат наук Полехина Надежда Александровна

Введение

1 Микроструктура, структурно-фазовые превращения и механические свойства

9-12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей

1.1 Микроструктура и закономерности ее формирования

1.1.1 Особенности микроструктуры ферритно-мартенситных сталей

в зависимости от режимов обработки

1.1.2 Закономерности структурно-фазовых превращений

1.1.2.1 Структурно-фазовые превращения при нагреве

1.1.2.2 Особенности аустенизации

1.1.2.3 Структурно-фазовые превращения при охлаждении

1.1.2.4 Превращения в процессе отпуска

1.1.2.5 Особенности превращений в карбидной подсистеме

1.2 Механические свойства 9-12%-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей

1.2.1 Кратковременные механические свойства

1.2.2 Механические свойства после длительных отжигов и ползучести

1.2.2.1 Механические свойства после длительных отжигов

1.2.2.2 Механические свойства при ползучести

1.2.3 Ударные испытания после традиционной термической обработки и длительных отжигов

2 Постановка задач. Материалы и методики исследований

2.1 Постановка задач

2.2 Материалы исследований

2.3 Методики исследований

3 Закономерности структурно-фазовых превращений и механические свойства в зависимости от режимов термообработки сталей ЭК-181 и ЧС-139 и механизмы

их упрочнения

3.1 Особенности микроструктуры и механические свойства сталей после традиционного и комбинированного режимов термообработки

3.2 Механизмы упрочнения ферритно-мартенситных сталей

3.3 Критические точки фазовых превращений

3.4 Влияние температуры отпуска на фазовые превращения

Заключение к разделу

4 Микроструктура и механические свойства ферритно-мартенситных сталей с наноразмерными частицами карбонитрида ванадия

4.1 Влияние скорости закалки на микроструктуру и механические свойства сталей ЭК-181 и ЧС-139

4.2 Влияние ступенчатых режимов термообработки на структурно-фазовое

состояние и механические свойства сталей

4.3 Особенности микроструктуры и механические свойства сталей после термомеханической обработки

4.4 Термическая стабильность микроструктуры и механических свойств сталей

в процессе длительных отжигов при повышенных температурах

Заключение к разделу

Заключение

Список литературы

Введение

Актуальность работы. В настоящее время в качестве приоритетных конструкционных материалов для активных зон и внутрикорпусных устройств энергетических ядерных и термоядерных реакторов нового поколения рассматриваются жаропрочные 9-12 %-ные хромистые стали ферритно-мартенситного класса с быстрым спадом наведенной радиоактивности [1 -29].

Диапазон рабочих температур сталей такого класса ограничен снизу их склонностью к низкотемпературному охрупчиванию (хладноломкости) при радиационных воздействиях, а сверху -уровнем длительной прочности (жаропрочности) [1-29]. В связи с этим, на сегодняшний день повышенное внимание специалистов в области физики конденсированного состояния к ферритно-мартенситным сталям вызвано необходимостью выявления механизмов формирования устойчивых при рабочих температурах микроструктуры и функциональных свойств сталей, а также поиска резервов повышения их жаропрочности с сохранением достаточного уровня пластичности.

Степень разработанности темы исследования. Предметом исследования подавляющего большинства работ являются стали с 9 % Сг, в то время как 12 %-ные хромистые стали имеют ряд преимуществ перед ними: во-первых, более высокие значения прочности (кратковременной и длительной) при высоких температурах [20, 30], во-вторых, - повышенную стойкость к коррозии в контакте с теплоносителем [31]. Значительная часть работ посвящена исследованию микроструктуры и механических свойств ферритно-мартенситных сталей после закалки и высокого отпуска (традиционная термообработка) [1, 5-9, 18-29]. Многие авторы [1, 3-9, 18-24, 30, 31] отмечают, что достигнутый уровень прочностных свойств комплексно-легированных сталей ферритно-мартенситного класса определяется формированием мартенситной структуры с высокой плотностью дислокаций, дисперсно-упрочненной частицами неметаллических фаз. Однако, на наш взгляд, в настоящее время недостаточно исследованы закономерности формирования микроструктуры и механических свойств в зависимости от условий обработки, основные физические факторы упрочнения, вопросы взаимосвязи микроструктуры с характеристиками прочности и пластичности, а также целенаправленного управления параметрами гетерофазной и дефектной субструктуры этих сталей с помощью обработок, отличных от традиционной.

Таким образом, целью настоящей работы является установление закономерностей фазовых и структурных превращений в 12 %-ных хромистых сталях ферритно-мартенситного класса в зависимости от условий их термической и термомеханической обработки; выявление взаимосвязи этих закономерностей с особенностями изменения механических свойств и способов повышения прочности этих сталей при разных температурах.

Для достижения этой цели в диссертации были поставлены следующие задачи:

1. Выявление закономерностей структурно-фазовых превращений в 12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталях ЭК-181 (16Х12В2ФТаР) и ЧС-139 (20Х12НМВБФАР) в зависимости от условий (скорости закалки, температурных режимов отпуска, термоциклирования вблизи точки начала а^-у-превращения) термической обработки.

2. Определение критических точек фазовых превращений при нагреве и охлаждении, выявление характерных температурных интервалов выделения частиц неметаллических фаз, в том числе наноразмерных частиц карбонитрида У(С, К), в процессе отпуска сталей.

3. Анализ механизмов упрочнения с учетом особенностей микроструктуры сталей в зависимости от режимов обработки и основных физических факторов, ответственных за их прочностные характеристики.

4. Выяснение возможностей наноструктурирования карбидной подсистемы сталей с использованием вариации скорости закалки и режимов отпуска для повышения их прочностных характеристик.

5. Исследование закономерностей формирования микроструктуры в условиях высокотемпературной термомеханической обработки, включающей пластическую деформацию в температурном интервале существования аустенита.

6. Выявление закономерностей изменения механических свойств сталей в зависимости от режимов термической и термомеханической обработки, особенностей гетерофазной и дефектной субструктуры.

7. Установление особенностей изменения микроструктуры и механических свойств сталей в процессе длительных (13500 ч) отжигов при Т = 450 °С и 620 °С после традиционной и комбинированной термообработки.

Научная новизна. В работе впервые:

1. Установлены закономерности структурно-фазовых превращений при нагреве и охлаждении 12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей ЭК-181 и ЧС-139. Определены критические точки (а^-у) и (у^а)-превращений, температура Кюри и температурные интервалы выделения частиц неметаллических (М3С, М23С6, МХ) фаз в этих сталях.

2. Показано, что наноразмерные частицы кубического карбонитрида ванадия У(С, К) являются важным фактором упрочнения и высокой термической стабильности микроструктуры и механических свойств сталей при Т < 620 °С.

3. Выявлены закономерности структурно-фазовых превращений и изменения механических свойств в зависимости от скорости закалки и температурно-временного режима отпуска сталей. Установлено, что увеличение скорости закалки в комбинации со ступенчатым режимом отпуска

в интервале температур (500-720) °С приводит к повышению дисперсности и объемной доли наноразмерных частиц V(C, N) и, соответственно, эффективности дисперсного упрочнения.

4. Установлены характерные особенности микроструктуры и изменения механических свойств после высокотемпературной термомеханической обработки сталей, включающей пластическую деформацию в температурном интервале существования аустенита. Показано, что формирование высокой объемной доли наночастиц V(C, N) происходит непосредственно в процессе деформации и охлаждения в аустенитной области.

5. Предложены режимы высокотемпературной термомеханической обработки стали ЭК-181, приводящие к формированию структурных состояний с высокими значениями дисперсности и объемной доли наноразмерных частиц V(C, N), плотности дислокаций и внутренних напряжений и обеспечивающие увеличение, по сравнению с традиционным режимом обработки, прочностных свойств как при комнатной, так и при повышенной (Т = 650 °С) температуре испытаний с сохранением удовлетворительного запаса пластичности.

Научная и практическая значимость.

Выявленные закономерности формирования микроструктуры и механических свойств 12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей в различных условиях обработки представляют значительный интерес при анализе вопросов физики фазовых превращений, прочности и пластичности сталей ферритно-мартенситного класса. Установленные условия выделения и ключевая роль наноразмерных частиц V(C, N) в обеспечении высоких прочностных свойств, стабильности микроструктуры и механических свойств сталей при повышенных температурах способствуют расширению физических представлений о механизмах упрочнения ферритно-мартенситных сталей.

Полученные экспериментальные результаты позволили предложить способы повышения дисперсности и объемной доли наноразмерных частиц V(C, N) путем создания термодинамически неравновесных условий их выделения при увеличении скорости закалки и применении ступенчатых режимов отпуска, а также с использованием высокотемпературной термомеханической обработки, включающей пластическую деформацию в области существования аустенита. Найденные режимы обработки приводят к увеличению кратковременной прочности сталей как при комнатной, так и повышенной (650 °С) температуре.

Методология и методы исследования.

В диссертационной работе использованы следующие методы исследования: просвечивающая электронная микроскопия, рентгеноструктурный (в том числе высокотемпературный in situ) анализ, оптическая металлография, дилатометрия, дифференциальная сканирующая калориметрия, механические испытания методом активного растяжения при разных температурах.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Последовательность фазовых превращений при нагреве и охлаждении 12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей ЭК-181 и ЧС-139. Критические точки (а^-у) и (у^-а) превращений в зависимости от элементного состава, скорости нагрева и охлаждения этих сталей. Температурные интервалы выделения частиц карбидных (М3С, М23С6, V(C, К)) фаз.

2. Важная роль наноразмерных частиц V(C, К) в упрочнении и высокой термической стабильности микроструктуры и механических свойств сталей при Т < 620 °С. Особенности их кристаллического строения и условия формирования.

3. Закономерности структурных превращений и изменения механических свойств в зависимости от скорости закалки и температурно-временных режимов отпуска сталей. Способ повышения дисперсности и объемной доли наноразмерных частиц V(C, К) путем создания термодинамически неравновесных условий их выделения, уменьшения критических размеров зародышей второй фазы при увеличении скорости закалки в комбинации со ступенчатым режимом отпуска в интервале температур (500-720) °С.

4. Особенности модификации микроструктуры и механических свойств стали ЭК-181 в процессе высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО), включающей пластическую деформацию в температурном интервале стабильности аустенита. Формирование высокой плотности наноразмерных частиц V(C, К) непосредственно в процессе деформации и охлаждения в области существования аустенита как следствие снижения барьера зарождения и увеличения скорости их роста на дислокациях. Повышение в процессе ВТМО характеристик кратковременной прочности стали.

Достоверность результатов обеспечивается комплексным подходом к решению поставленных задач с использованием современных методик на сертифицированном структурно-аналитическом оборудовании; согласованием результатов, полученных различными методами; сопоставимостью их с данными других авторов.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Закономерности фазовых превращений и изменения механических свойств в различных условиях обработки 12%-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей»

Апробация работы.

Основные результаты диссертационной работы доложены и обсуждены на следующих конференциях: Всероссийской научно-технической конференции «Материалы ядерной техники» (Туапсе, 2010; Москва, 2014), Международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (Москва, 2011; 2013), Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов (Томск, 2011), XI Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы фазовых и структурных превращений в сталях и сплавах» (Магнитогорск, 2012), XX Петербургских чтениях по проблемам прочности (Санкт-Петербург, 2012), Ш конференции «Актуальные проблемы прочности» (Уфа, 2012), VII Международной конференции «Фазовые

превращения и прочность кристаллов» (Черноголовка, 2012), Международной конференции «Иерархически организованные системы живой и неживой природы» (Томск, 2013), VI Международной школе «Физическое материаловедение» (Тольятти, 2013), The 16-th International Conference on Fusion Reactor Materials (Китай, Пекин, 2013), Международной конференции «Физическая мезомеханика многоуровневых систем. Моделирование, эксперимент, приложения» (Томск, 2014), The 28-th Symposium on Fusion Technology (Испания, Сан-Себастьян, 2014), XIII Международной конференции «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 2014), XIX Международной конференции «Физика прочности и пластичности металлов» (Самара, 2015), XXI Международной конференции «Современные металлические материалы и технологии» (Санкт-Петербург, 2015), Международной конференции «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций» (Томск, 2015).

Публикации.

Основное содержание работы изложено в 14 публикациях, из них 5 статей в научных журналах, входящих в перечень рецензируемых научных журналов и изданий ВАК РФ, 3 статьи в журналах, включенных в библиографическую базу данных цитирования Web of Science и Scopus, 6 публикаций в сборниках материалов и тезисов конференций различного уровня.

Личный вклад соискателя состоит в проведении экспериментов, обработке и анализе полученных результатов, сопоставлении их с литературными данными, представлении докладов на научных конференциях. Постановка цели и задач диссертационной работы, обсуждение полученных результатов, формулировка основных положений и выводов, а также подготовка статей проведены совместно с научным руководителем Тюменцевым А.Н.

Соответствие диссертации паспорту специальности.

Диссертационная работа по своим целям, задачам, содержанию, методам исследования и научной новизне соответствует пункту 1 «Теоретическое и экспериментальное изучение физической природы свойств металлов и сплавов, неорганических и органических соединений, диэлектриков и в том числе материалов светодиодов как в твердом, так и в аморфном состоянии в зависимости от их химического, изотопного состава, температуры и давления» паспорта специальности 01.04.07 Физика конденсированного состояния (физико-математические науки).

Работа выполнена в рамках грантов ФЦП № 14.132.21.1597 (2012-2013) и № 8762 (20122013), гранта РФФИ № 12-03-00488-а (2012-2014) и хоздоговоров с АО «ВНИИНМ» им. А.А. Бочвара № 3201/521 (2011), № 3508/320-11 (2012), № 320-22 (2013), № 559-14/320-17 (2014), № 2807/320-4 (2015).

Структура и объем диссертационной работы.

Диссертация состоит из введения, четырех разделов, заключения и списка литературы из 119 наименований; изложена на 132 страницах; содержит 59 рисунков и 19 таблиц.

Во введении обсуждена актуальность избранной темы исследования, степень ее разработанности, сформулированы цели и задачи работы, положения, выносимые на защиту, перечислены полученные в работе новые результаты, показана их теоретическая и практическая значимость, достоверность и обоснованность, представлены методология и методы диссертационного исследования, апробация работы, публикации и личный вклад соискателя, описаны структура и объём диссертации.

Первый раздел посвящен литературному обзору по изучаемой теме. Представлены результаты исследования микроструктуры 9-12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей после традиционной термической обработки. Рассмотрены основные структурно-фазовые превращения при нагреве и охлаждении этих сталей; процессы, происходящие во время аустенизации и отпуска. Обсуждены их механические (кратковременные, при ползучести, ударные) свойства. Проанализированы особенности эволюции микроструктуры и прочностных свойств ферритно-мартенситных сталей после длительных отжигов при повышенных температурах.

Во втором разделе поставлены цель и задачи диссертационной работы, обоснован выбор материалов, изложены методики исследований (просвечивающая электронная микроскопия, рентгеноструктурный анализ, дифференциальная сканирующая калориметрия, механические испытания и другие).

В третьем разделе представлены оригинальные результаты исследования закономерностей формирования микроструктуры и механических свойств 12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей ЭК-181 и ЧС-139 в зависимости от режимов термической обработки. Проанализированы основные физические факторы и механизмы их упрочнения с учетом особенностей микроструктуры. Определены критические точки фазовых превращений при нагреве и охлаждении этих сталей. Обсуждены закономерности изменения их карбидной подсистемы в зависимости от температуры отпуска.

В четвертом разделе изложены результаты по влиянию скорости закалки и температурно-временных режимов отпуска на закономерности структурно-фазовых превращений и механические свойства сталей ЭК-181 и ЧС-139. Предложен способ наноструктурирования их карбидной подсистемы с помощью увеличения скорости закалки в комбинации со ступенчатым режимом отпуска. Исследованы закономерности модификации микроструктуры и механических свойств в условиях высокотемпературной термомеханической обработки, включающей пластическую деформацию в температурном интервале существования аустенита.

Рассмотрены особенности эволюции микроструктуры и механических свойств сталей в процессе длительных отжигов в интервале предполагаемых рабочих температур. Проведено обсуждение основных факторов, обеспечивающих их высокую термическую стабильность.

В заключении представлены основные выводы по результатам проведенных исследований.

1 Микроструктура, структурно-фазовые превращения и механические свойства 9-12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей

Повышение энергоэффективности реакторных установок - один из путей удовлетворения стремительно растущей потребности человечества в электроэнергии. Основным направлением, позволяющим существенно улучшить экономику атомной энергетики, является увеличение степени выгорания ядерного топлива. Решение этой задачи связывается с разработкой и совершенствованием конструкционных материалов, способных выдерживать экстремальные нагрузки внутри активной зоны реактора.

Проекты ядерных реакторов нового поколения предусматривают ужесточение рабочих условий внутри активной зоны - в первую очередь, увеличение температуры (до 650 °С и выше) и дозы (> 100 сна) радиационного облучения [1-29]. В связи с этим, основные требования, предъявляемые к современным конструкционным материалам ядерных и термоядерных реакторов, следующие: высокие механические и технологические свойства (простота изготовления, свариваемость), радиационная (сниженная склонность к низкотемпературному радиационному охрупчиванию, радиационной ползучести, распуханию, гелиевому охрупчиванию) и коррозионная стойкость.

Используемые с конца XX века в качестве оболочек тепловыделяющих элементов (ТВЭЛов) реакторов на быстрых нейтронах типа БН-600 (повреждающая доза ~ 83 сна, выгорание топлива ~ 11,3 % т. а.) аустенитные стали при повреждающих дозах > 110 сна оказываются непригодными из-за их распухания. Для того, чтобы избежать чрезмерных изменений объёма под действием нейтронного облучения, в качестве конструкционных материалов рассматриваются стали с объёмно-центрированной кубической решёткой, которые меньше (~ 1 об. % при дозе облучения 100 сна в ОЦК-сталях против 10 сна в аустенитных сталях при температурах выше 300 °С [1-4, 20, 23]) подвержены распуханию, чем материалы с гранецентрированной решеткой. Поэтому для ТВЭЛов проектируемого реактора БН-1200, рассчитанных на глубину выгорания топлива свыше 16 % т. а., и первой стенки реакторов термоядерного синтеза планируется применение малораспухающих 9-12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей [1-29]. Стали такого класса во многом удовлетворяют необходимым требованиям. Привлекательность ферритно-мартенситных сталей также обусловлена их более высоким коэффициентом теплопроводности и более низким коэффициентом термического расширения, чем у аустенитных сталей.

Жаропрочные низкоуглеродистые ферритно-мартенситные стали с содержанием хрома между 9 и 12 % рассматриваются как конструкционные материалы для ядерных реакторов с 1970-х годов. Основное внимание при этом сфокусировано на усложнении элементного состава

и контроле содержания легирующих элементов, включая стабилизаторы аустенита (C, N, Ni, Co, Mn, Cu и другие), упрочняющие элементы (элементы, ответственные за твердорастворное упрочнение - Mo, W и элементы, ответственные за дисперсное упрочнение - V, Nb и другие) [ 1, 4, 5, 18-23]. Стали с 12 % Cr имеют более высокие, по сравнению с 7-9 %-ми хромистыми сталями, значения прочности (кратковременной и длительной) при высоких температурах [20, 30]. Кроме того, снижение концентрации хрома приводит к уменьшению их коррозионной стойкости. Согласно [31], при рабочих температурах выше 600 °С для защиты от коррозии необходимо увеличить содержание хрома до 11-12 %. Преимущества 7-9 %-ных хромистых сталей перед 12 %-ми заключаются, во-первых, в их сниженной склонности к формированию 5-феррита, который оказывает негативное влияние на характеристики ползучести и ударной вязкости сталей; во-вторых, в меньшем эффекте низкотемпературного радиационного охрупчивания [18].

Для обеспечения безопасности при эксплуатации ядерных реакторов, а также чтобы минимизировать затраты при утилизации отработавших элементов конструкции после остановки и демонтажа, в середине 1980 гг. была предложена концепция малоактивируемых конструкционных материалов [1, 3, 5-23, 29, 31, 32]. Идея этой концепции заключается в оптимизации макро- и микроэлементного состава материалов с целью минимизации выхода долгоживущих радионуклидов [3]. Авторами работы [32] был проведён расчёт кривых спада радиоактивности, возникающей под действием нейтронов, для ряда основных элементов, входящих в состав конструкционных материалов. В [32] показано, что такие элементы, как Nb, Mo, Ni и Al, не достигают безопасного уровня радиоактивности за разумное время. Таким образом, чтобы материалы были малоактивируемыми, необходимо удалить или минимизировать в них содержание элементов, которые при облучении дают долгоживущие изотопы. Эти элементы следует заменить на их малоактивируемые аналоги - Mn, W, V, Ta и C. Такие материалы при прекращении облучения будут безопасны через ~ 100 лет, в то время как период спада наведенной активности для традиционных материалов составляет примерно 1000 лет.

В России разработана и совершенствуется жаропрочная дисперсионно твердеющая малоактивируемая 12 %-ная хромистая ферритно-мартенситная сталь ЭК-181 (RUSFER-EK-181, Fe-12Cr-1,1W-0,25V-0,08Ta-0,006B-0,15C-0,04N) [5-17, 24-28, 33-37]. Зарубежные представители сталей такого класса - преимущественно 9 %-ные хромистые стали: F82H (Fe-7,5Cr-2,0W-0,2V-0,04Ta-0,10C, Япония), EUROFER (Fe-8,5Cr-1,0W-0,05Mn-0,25V-0,08Ta-0,05N-0,005B-0,10C, Европа), ORNL 9Cr-2WVTa (Fe-9Cr-2W-0,25V-0,07Ta-0,10C, США), CLAM (Fe-8,8Cr-1,3W-0,15V-0,10Ta-0,08C, Китай) [1, 18-23, 29, 31]. Благодаря достигнутому комплексу физико-механических и технологических свойств эти стали в настоящее время

являются приоритетными материалами для использования в активных хонах ядерных и термоядерных реакторов нового поколения.

Однако, для расширения рабочих температурных диапазонов применения ферритно-мартенситных сталей необходимо повышение их жаропрочности и одновременное снижение температуры низкотемпературного охрупчивания (хрупко-вязкого перехода) [1-29, 31, 37-38]. Для решения этих задач требуется дальнейшая оптимизация химических составов и режимов термических и термомеханических обработок с целью создания в этих сталях и изделиях из них более температуро-устойчивых структурно-фазовых состояний и функциональных свойств, обеспечивающих условия работы проектируемых ядерных и термоядерных энергетических реакторов. Для реализации таких требований всё более актуальным становится детальное исследование и понимание физических механизмов формирования структурно-фазовых состояний (их температурных границ) и механических свойств создаваемых материалов, обосновывающих более оптимизированные композиционные составы сталей и режимы их обработок.

1.1 Микроструктура и закономерности ее формирования

1.1.1 Особенности микроструктуры ферритно-мартенситных сталей в зависимости от режимов обработки

В таблице 1 .1 представлен элементный состав малоактивируемых ферритно-мартенситных сталей, являющихся конечным итогом международных и национальных ядерных программ. Указанные материалы основаны на системе легирования 7-12 % Сг и различными малоактивируемыми добавками, преимущественно сильных карбидообразователей [1, 5-23, 29, 31-33], таких как V, Та.

При разработке 9 и 12 %-ных хромистых сталей необходимо соблюдать баланс между аустенито- и ферритостабилизирующими элементами, чтобы получить 100 %-ную аустенитную структуру во время аустенизации и 100 %-ную мартенситную структуру после закалки (нормализации). Хотя в некоторых случаях помимо мартенсита в структуре стали может присутствовать некоторое количество 5-феррита, особенно в 12 %-ных ^-тых сталях. Хром -стабилизатор феррита, поэтому при увеличении его содержания от 9 до 12 % необходимо добавлять элементы-стабилизаторы аустенита. Углерод - наиболее популярный у-стабилизатор. Однако для нового поколения сталей содержание углерода ограничивают величиной ~ 0,15 % для лучшей свариваемости. Поэтому, чтобы избежать формирования 5-феррита, необходимо добавление в сталь других у-стабилизирующих элементов [21].

Жаропрочные ферритно-мартенситные стали используются в структурном состоянии, полученном в процессе закалки (нормализации) и последующего высокого отпуска при температуре, превышающей на 100-150 °С температуру эксплуатации внутри активной зоны

Таблица 1.1 - Элементный состав малоактивируемых ферритно-мартенситных сталей (вес. %, основа - Fe) [1, 5-23, 29, 31-34].

Элемент EUROFER97 (Евросоюз) JLF-1 (Япония) F82H (Япония) ORNL 9Cr-2WVTa (США) CLAM (Китай) Sandvik HT9 (12Cr-1MoWV) (Евросоюз) ЭК-181 (Россия)

Cr 8,5-9,5 9,0 7,5-8,5 8,5-9,0 8,8-9,2 12 10,0-13,5

C 0,09-0,12 0,1 0,08-0,12 0,1 0,08-0,12 0,2 0,01-0,21

W 1,0-1,2 2,0 1,8-2,2 2,0 1,3-1,7 0,5 0,8-2,5

V 0,15-0,30 0,19 0,15-0,25 0,25 0,15-0,25 0,25 0,05-0,4

Ta 0,10-0,14 0,07 0,01-0,06 0,07 0,10-0,20 - 0,05-0,2

Mn 0,20-0,60 0,45 0,05-0,50 0,45 0,35-0,55 0,6 0,5-2,0

Si 0,04-0,6 - 0,10-0,20 0,3 - 0,4 0,1-0,8

Ti <0,01 - - - <0,006 - 0,03-0,3

N 0,02-0,04 0,05 <0,01 - <0,02 - 0,02-0,15

Ni - - - - - 0,5 <0,1

Mo - - - - - 1,0 <0,01

B 0,004-0,006 - 0,003 - - - 0,001-0,008

ядерного реактора. В иностранной литературе такую обработку сокращенно обозначают N&T (normalization and tempering). В России ее обозначают как традиционную термическую обработку (ТТО) [1, 4-29, 31, 33-37].

Нормализация заключается в аустенизации при температуре выше критической точки Ас1 (температуры начала превращения феррита (ОЦК-структура) в аустенит (ГЦК-структура)) и охлаждении на воздухе. Для сталей с 5-12 % Cr такая обработка приводит к формированию мартенсита (ОЦТ-структуры) [1, 4-9, 18, 21, 23].

Температура аустенизации для сталей такого класса должна быть, с одной стороны, достаточно высокая, чтобы полностью растворить карбиды М23С6, с другой - достаточно низкая, чтобы избежать формирования 5-феррита (высокотемпературной модификации ОЦК-фазы), который наследуется при охлаждении. Как показано в работе [22], нормализация 9 %-ных хромистых сталей при 980 °С и 1180 °С приводит к формированию 100 % мартенсита, в то время как стали, закаленные от 1280 °С, содержат ~ 20 % 5-феррита. Типичные размеры бывших аустенитных зерен при этом изменяются в пределах от ~ 25 до 40 мкм [22].

На рисунке 1.1 представлены электронно-микроскопические изображения 12 %-ной хромистой ферритно-мартенситной стали Sandvik НТ9 в нормализованном и отпущенном состоянии [21]. После нормализации наблюдается типичная структура пакетного мартенсита с размерами (шириной) мартенситных ламелей субмикронного масштаба и с высокой плотностью дислокаций.

Рисунок 1.1 - Дефектная структура ферритно-мартенситной стали 12Cr-1MoVW (Sandvik НТ9) в нормализованном (а) и отпущенном (б) состояниях [21].

Для повышения ударной вязкости и пластичности нормализованную сталь подвергают отпуску при температуре, ниже критической точки Ас1. Для большинства сталей отпуск проводят при Т = 720-760 °С. В процессе такого отпуска в ферритно-мартенситной матрице выделяются карбиды М23С6 (М - Сг, Fe, Mo, Mn) и карбонитриды MX (М - V, КЫЪ, Т^ Zr; X - С, К) (рисунок 1.1 б). Карбиды М23С6 имеют размеры 60-200 нм и располагаются преимущественно по границам мартенситных реек и бывших аустенитных зерен. Размеры частиц МХ составляют ~ 20-80 нм. В высокохромистых сталях также могут присутствовать частицы фазы Лавеса - интерметаллиды типа Fe2M (например, Fe2W и Fe2Mo в сталях, содержащих W и Мо, соответственно). Однако после отпуска такие частицы не обнаружены. Согласно [29], они выделяются в процессе длительных высокотемпературных отжигов и испытаний на ползучесть, как правило, по границам зерен и субзерен. Отпуск сталей приводит также к частичному возврату дислокационной структуры; средняя ширина реек мартенсита увеличивается при этом от 0,15-0,2 мкм до 0,25-0,5 мкм (рисунок 1.1 б). Тем не менее, сохраняется достаточно высокая плотность дислокаций (~ 109-1011 см-2, в зависимости от

условий отпуска) [21]. Управление размерами зерен и субзерен, плотностью дислокаций, типом, плотностью, размерами и особенностями пространственного распределения карбидных фаз позволяет изменять прочностные и пластические свойства сталей в достаточно широком диапазоне.

Согласно [39], горячая деформация метастабильного аустенита в высокопрочных сталях приводит к значительному упрочнению мартенсита. Этот эффект получил название аусформинга. К примеру, исследование 13 % Cr, 0,3 % С стали показало, что обработка, включающая аусформинг, изменяет стадии отпуска мартенсита и способствует выделению мелкодисперсных карбидов [40]. В связи с этим, в последние годы в ряде работ [23, 40-42] предлагается использование термомеханической обработки применительно к 9-12 % Cr ферритно-мартенситных сталям для повышения их высокотемпературной прочности.

Традиционная термическая обработка для американских 9 %-ных Cr-тых сталей (Fe-8,9-9,1Cr-0,01-1,1W-0,5-0,96Mn-0,32-0,35V-0,001-0,14Ta-0,005B-0,024-0,11C-0,051-0,058N-0,24-0,26Si-0,01-0,49Mo) включает в себя нормализацию при 1100 °С (выдержка 1 ч) и отпуск при 760 °С (выдержка 30 минут). В работе [23], для таких сталей предложена следующая термомеханическая обработка (ТМО, в англоязычном обозначении - thermomechanical treatment, TMT): нормализация при 1100 °С (выдержка 1 ч), горячая прокатка при 1150 °С до степени деформации 8 ~ 60 %, охлаждение на воздухе + отпуск при 760 °С в течение 30 минут.

Согласно [23], такая обработка приводит к следующим изменениям в микроструктуре 9 %-ных хромистых сталей:

- значительно повышается количество субграниц (границ мартенситных пакетов и блоков). При этом количество бывших аустенитных зерен с размерами более ~ 30 мкм остается практически неизменным;

- уменьшаются размеры карбидных выделений. Размеры карбидов М23С6 после ТМО (< 150 нм) становятся, как минимум, в два раза мельче, по сравнению с ТТО (~ 300 нм). Другие выделения (преимущественно нитриды и некоторое количество карбидов) после традиционной обработки имеют размеры ~ 20-300 нм, после ТМО - ~ 3-100 нм.

Предполагается, что ТМО значительно увеличивает число мест зарождения (например, границы разориентации и дислокации), приводя к выделению более мелких частиц. Допуская, что объемная доля частиц в состояниях после ТТО и ТМО одинакова, ожидается, что более мелкие частицы в режиме ТМО имеют более высокую плотность, что приводит к повышению прочности [23].

S. Hollner с соавторами также рассматривают возможность модификации микроструктуры ферритно-мартенситных сталей с помощью термомеханических обработок на примере модифицированной стали 9Cr-1Mo (Grade 91) и стали 9Cr-3W-3Co-V-Nb-B-N (NPM) [40, 42].

Традиционная термическая обработка стали Grade 91 включает в себя закалку от 1050 °С (выдержка 30 мин) и отпуск при 780 °С (выдержка 1 ч); стали NPM - закалку от 1150 °С (выдержка 1 ч) и отпуск при 770 °С (выдержка 4 ч). Предложенная в работах [40, 42] термомеханическая обработка нацелена на измельчение зерен аустенита и усиление эффекта закрепления дислокаций частицами карбонитридов типа МХ, для чего предлагается деформирование стали в аустенитной области. Теплая прокатка применяется для повышения плотности дислокаций, границ зерен и субзерен как мест зарождения стабильных мелкодисперсных частиц фазы МХ. Принципиальная схема такой обработки представлена на рисунке 1.2 и включает аустенизацию при 1150 °С, охлаждение на воздухе (со скоростью ~ 1 °С/с) до температуры прокатки, прокатку на ~ 25 %, закалку от температуры прокатки в воду и последующий отпуск выше температуры прокатки.

G91-AR G91-RTr-Q G91-RTr-TTMmp

--1-1-1-1-T-1-T-1-T-1-T-1-,-1-,-1-,-1-,-1-T-

0 30 60 90 120 150 180 210 240 270 300 330

Time (min)

AR - as-received (традиционная обработка); R - rolled (прокатанное состояние);

Q - quenched (закаленное состояние); T - tempered (отпущенное состояние).

Рисунок 1.2 - Схема традиционной термической и последующей термомеханической обработки стали Grade 91 [40].

Температура теплой прокатки должна быть выше температуры начала мартенситного превращения Mн, при этом необходимо избегать попадания в температурную область стабильности феррита, в которой аустенит превращается в феррит при медленном охлаждении. С другой стороны, эта температура должна быть достаточно низкой, чтобы предотвратить интенсивную аннигиляцию дислокаций при рекристаллизации или возврате. В работе [40], основываясь на вычислениях в программе MatCalc, установили, что температура прокатки должна находиться в интервале между 600 °С и 700 °С или вблизи 800 °С. Температура

финального отпуска не должна быть ниже 650 °С - предполагаемой рабочей температуры стали [40].

В состоянии после аустенизации при 1150 °С, прокатки при Т = 600 °С и закалки в воду стали Grade 9 наблюдается высокодефектная мартенситная структура с частицами МХ размерами от 10 до 150 нм (90 % этих частиц имеют размеры < 50 нм). Отметим, что по мнению авторов [40], они образуются не в процессе прокатки, а являются не растворившимися за время аустенизации частицами Nb(C, N).

В результате термомеханической обработки стали Grade 91 (теплая прокатка + отпуск) происходит, во-первых, измельчение мартенситной структуры по сравнению с состоянием после традиционной обработки - ширина пластин мартенсита уменьшается в ~ 1,7 раз (210 нм после ТМО, 370 нм после ТТО); во-вторых, уменьшение в несколько раз средних размеров частиц МХ (10 нм после ТМО, 50 нм после ТТО) (рисунок 1.3). При этом размеры (100-200 нм) карбидов М23С6 после термомеханической обработки сравнимы с таковыми после ТТО [40, 42].

Рисунок 1.3 - Микроструктура 9 % & ферритно-мартенситной стали после традиционной (а) и термомеханической обработки (б) [40, 42].

Таким образом, термомеханическая обработка является эффективным способом управления характеристиками дефектной и гетерофазной структуры высокохромистых сталей ферритно-мартенситного класса. С помощью правильно подобранных режимов ТМО к сталям данного элементного состава удается значительно повысить плотность дислокаций и эффективно закрепляющих их стабильных частиц МХ.

1.1.2 Закономерности структурно-фазовых превращений

1.1.2.1 Структурно-фазовые превращения при нагреве

Структурно-фазовые превращения, происходящие при нагреве хромистых ферритно-мартенситных сталей включают: распад мартенсита на ферритно-карбидную смесь; магнитное

превращение; а^-у-превращение; у^-5-превращение; плавление. При этом кинетика и температурные интервалы указанных превращений определяются элементным составом сталей. В зависимости от соотношения содержания в стали а- (Сг, V, Mo, №) и у-стабилизирующих (С, К, Mn, Ni) элементов изменяется положение линий и точек ее диаграммы состояния. Увеличение содержания хрома сужает у-область, увеличивает области 5 и 5+у, смещает эвтектоидную точку в сторону более низкого содержания углерода и переводит ее в область более высоких температур [30].

Для железо-углеродистых сталей приняты следующие обозначения критических точек фазовых превращений: А1 - температура начала превращения феррита в аустенит при весьма медленном нагреве или аустенита в феррит при медленном охлаждении; А3 - температура, отвечающая окончанию превращения феррита в аустенит при медленном нагреве или началу выделения феррита из аустенита при медленном охлаждении. Температуры указанных превращений при реальном нагреве обозначаются Ас1 и Ас3, а при охлаждении Аг1 и Аг3.

В таблице 1.2 приведены значения критических точек некоторых 11-13 % Сг ферритно-мартенситных сталей [30]. Как видно из этой таблицы, существенное влияние на положение этих точек оказывают легирование. Другим важным фактором, изменяющим положение точек Ас1 и Ас3 является скорость нагрева. В работе [43] показано, что с ростом скорости нагрева точки Ас1 и Ас3 смещаются в область более высоких температур на разную величину, вследствие чего имеет место расширение межкритического интервала (МКИ, Ас3-Ас1) температур (рисунок 1.4). Отметим также, что значения температур Ас1 и Ас3 для малоактивируемых ферритно-мартенситных сталей от их микроструктуры, напротив, практически не зависят [30, 43].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Полехина Надежда Александровна, 2016 год

Список литературы

1. Klueh R.L. Ferritic/martensitic steels for next-generation reactors / R.L. Klueh, A.T. Nelson // Journal of Nuclear Materials. - 2007. - № 371. - P. 37-52.

2. Воеводин В.Н. Проблемы радиационной стойкости конструкционных материалов ядерной энергетики / В.Н. Воеводин, И.М. Неклюдов // Вестник Харьковского университета. -2006. - № 746. - С. 3-22.

3. Компаниец Т.Н. К проблеме выбора сталей для реактора ДЕМО // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Термоядерный синтез. - 2009. - № 3. - С. 16-24.

4. Шкабура И. Время быстрых // Росэнергоатом. - 2009. - № 12. - С. 6-11.

5. Микроструктура и механические свойства малоактивируемой ферритно-мартенситной стали ЭК-181(RUSFER-EK-181) / М.В. Леонтьева-Смирнова [и др.] // Перспективные материалы. - 2006. - № 6. - С. 40-52.

6. Структурные особенности жаропрочных 12 %-ных хромистых сталей с быстрым спадом активности / М.В. Леонтьева-Смирнова [и др.] // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. - 2004. - Вып. 2(63). - С. 142-155.

7. Structural materials for fusion power reactors - the RF R&D activities / V.M. Chernov [et al.]. // Nuclear Fusion. - 2007. - Vol. 47. - P. 1-10.

8. Investigation of heat treatment conditions on the structure of 12% chromium reduced activation steels / M.V. Leonteva-Smirnova [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2002. - № 307-311. - P. 466-470.

9. Present status and future prospect of the Russian program for fusion low-activation materials / M.I. Solonin [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2000. - № 283-287. - P. 1468-1472.

10. Влияние термической обработки на структуру и фазовый состав жаропрочной стали ЭК-181 / Н.А. Шевяко (Полехина), Е.Г. Астафурова, А.Н. Тюменцев, М.В. Леонтьева-Смирнова, В.М. Чернов // Известия Высших учебных заведений. Физика. - 2009. - Т. 52. - № 12/2. - С. 137-141.

11. Особенности микроструктуры ферритно-мартенситной (12 %Cr) стали ЭК-181 после термообработок по разным режимам / А.Н. Тюменцев, В.М. Чернов, М.В. Леонтьева-Смирнова, Е.Г. Астафурова, Н.А. Шевяко (Полехина), И.Ю. Литовченко // Журнал технической физики. -2012. - Т. 82. - Вып. 1. - С. 52-58.

12. Влияние режимов термообработки на микроструктуру малоактивируемой ферритно-мартенситной стали ЭК-181 / Н.А. Шевяко (Полехина), И.Ю. Литовченко, А.Н. Тюменцев, Е.Г. Астафурова, М.В. Леонтьева-Смирнова, В.М. Чернов, А.В. Андреев // Известия Высших учебных заведений. Физика. - 2013. - Т. 56. - № 5. - С. 51-54.

13. Влияние температуры отпуска на закономерности фазовых превращений в ферритно-мартенситной стали ЭК-181 / Н.А. Полехина, И.Ю. Литовченко, А.Н. Тюменцев, Е.Г. Астафурова, В.М. Чернов, М.В. Леонтьева-Смирнова, А.В. Андреев // Вопросы атомной науки и техники. Серия термоядерный синтез. - 2014. - Т. 37. - Вып.1. - С. 34-40.

14. Литовченко И.Ю. Влияние режимов термообработки на микроструктуру и механические свойства жаропрочной ферритно-мартенситной стали ЭК-181 / И.Ю. Литовченко, Н.А. Полехина, А.Н. Тюменцев, Е.Г. Астафурова, В.М. Чернов, М.В. Леонтьева-Смирнова // Вопросы атомной науки и техники. Серия термоядерный синтез. - 2014. - Т.37. - Вып.1. - С. 41-46.

15. The microstructural stability of low-activation 12 %-chromium ferritic-martensitic steel EK-181 during thermal aging / N.A. Polekhina, I.Yu. Litovchenko, A.N. Tyumentsev, E.G. Astafurova, M.V. Leontieva-Smirnova, V.M. ^ernov, E.G. Mironova, N.I. Budilkin // AIP Conference Proceedings. - 2014. - Vol. 1623. - P. 495-498.

16. The effect of annealing temperature on the features of structural phase transformations of the hardened ferritic-martensitic steel EK-181/ Polekhina N.A., Yu. Litovchenko, A.N. Tyumentsev, E.G. Astafurova, V.M. ^ernov, M.V. Leontieva-Smirnova // Journal of Nuclear Materials. - 2014. - Vol. 455. - P. 496-499.

17. The effect of heat treatment on the microstructure and mechanical properties of heat-resistant ferritic-martensitic steels EK-181 and Chs-139 / I.Yu. Litovchenko, N.A. Polekhina, A.N. Tyumentsev, E.G. Astafurova, V.M. ^ernov, M.V. Leontieva-Smirnova // Journal of Nuclear Materials. - 2014. - Vol. 455. - P. 665-668.

18. Abe F. Creep-resistant steels / F. Abe, T. Kern, R. Viswanathan. - Woodhead Publishing Limited and CRC Press LLC, 2008. - 679 p.

19. Recent progress of R&D activities on reduced activation ferritic/martensitic steels / Q. Huang [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2013. - № 442. - P. S2-S8.

20. Klueh R.L. High-chromium ferritic and martensitic steels for nuclear applications / R.L. Klueh, D R. Harries. - ASTM Stock Number MONO3, 2001. - 221 p.

21. Klueh R.L. Elevated-temperature ferritic and martensitic steels and their application to future nuclear reactors. - Oak Ridge National Laboratory, 2004. - 56 p.

22. Measurement of transformation temperatures and specific heat capacity of tungsten added reduced activation ferritic-martensitic steel / S. Raju [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2009. -Vol. 389. - P. 385-393.

23. Microstructure control for high strength 9 % Cr ferritic-martensitic steels / L. Tan [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2012. - № 422. - P. 45-50.

24. Исследование структурно-фазового состояния и его роли в формировании жаропрочных свойств 12 %-й хромистой стали / Т.Н. Вершинина [и др.] // Известия вузов. Физика. - 2007. - № 11. - С. 36-42.

25. Вершинина Т.Н. Исследование дислокационной структуры ферритно-мартенситной стали ЭК-181 методом рентгеноструктурного анализа / Т.Н. Вершинина, Ю.Р. Колобов, М.В. Леонтьева-Смирнова // Деформация и разрушение материалов. - 2013. - № 5. - С. 32-37.

26. Вершинина Т.Н. Анализ характеристик зернограничного ансамбля в хромистой ферритно-мартенситной стали ЭК-181 / Т.Н. Вершинина, Ю.Р. Колобов, М.В. Леонтьева-Смирнова // Известия вузов. Черная металлургия. - 2012. - № 8. - С. 57-60.

27. Томографическое атомно-зондовое исследование жаропрочной 12 %-ной феррито-мартенситной хромистой стали ЭК-181 / С.В. Рогожкин [и др.] // Физика металлов и металловедение. - 2009. - Т. 108 - № 6. - С. 612-618.

28. Исследование наномасштабного состояния ферритно-мартенситной стали ЭК-181 после различных термических обработок / С.В. Рогожкин [и др.] // Перспективные материалы. -2011. - № 5. - С. 29-36.

29. Maruyama K. Strengthening Mechanisms of Creep Resistant Tempered Martensitic Steel / K. Maruyama, K. Sawada, J. Koike. // ISIJ International. - 2001. - № 6. - P. 641-653.

30. Ланская К.А. Высокохромистые жаропрочные стали / К.А. Ланская. - М.: Металлургия, 1967. - 216 с.

31. Jara D.R. 9-12 % Cr heat resistant steels: alloy design, TEM characterization of microstructure evolution and creep response at 650 °C: dissertation for the degree of doctor of engineering / D.R. Jara. - Bochum, 2011. - 133 p.

32. Колотов В.П. Теоретические и экспериментальные подходы к решению задач активационного анализа, гамма-спектрометрии и создания малоактивируемых материалов: автореф. дис. ... д-ра хим. наук / В.П. Колотов. - М., 2007. - 48 с.

33. Пат. 2211878 Российская Федерация. Малоактивируемая жаропрочная радиационностойкая сталь / М.И. Солонин, А.Г. Иолтуховский, М.В. Леонтьева-Смирнова [и др.]. - заявлено 07.06.2001; опубл. 10.09.2003.

34. Применение ЯГР-спектроскопии для оценки структурной стабильности 12 % хромистых сталей / А.Г. Иолтуховский [и др.] // Инженерная физика. - 2001. - № 452-55. - С. 55-60.

35. Повышение прочностных характеристик конструкционной стали ЭК-181 на основе многоуровневого подхода физической мезомеханики / А.В. Панин [и др.] // Физическая мезомеханика. - 2007. - Т. 10. - № 4. - С. 73-86.

36. Закономерности деформации и разрушения малоактивируемой стали ЭК-181 при одноосном растяжении / А.В. Панин [и др.] // Вопросы атомной науки и техники. Серия Материаловедение и новые материалы. - 2009. - Вып. 2(75). - С. 66-74.

37. Strengthening of the RAFMS RUSFER-EK-181 through nanostructuring surface layers / A.V. Panin [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2009. - Vol. 386-388. - P. 466-470.

38. О природе низкотемпературной хрупкости сталей с ОЦК-структурой / В.Е. Панин [и др.] // Физическая мезомеханика. - 2013. - Т. 16. - № 6. - С. 5-12.

39. Металловедение и термическая обработка стали: справочник: в 3 т. / под ред. М.Л. Бернштейна и А.Г. Рахштадта. - М.: Металлургия, 1983. - Т. 3. - 215 с.

40. High-temperature mechanical properties improvement on modified 9Cr-1Mo martensitic steel through thermomechanical treatments / S. Hollner [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2010. - № 405. - P. 101-105.

41. Klueh R.L. New nano-particle-strengthened ferritic/martensitic steels by conventional thermo-mechanical treatment / R.L. Klueh, N. Hashimoto, P.J. Maziasz // Journal of Nuclear Materials. - 2007. - № 367-370. - P. 48-53.

42. Characterization of a boron alloyed 9Cr3W3CoVNbBN steel and further improvement of its high-temperature mechanical properties by thermomechanical treatments / S. Hollner [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2013. - № 441. - P. 15-23.

43. Differential scanning calorimetry study of diffusional and martensitic phase transformations in some 9 wt-%Cr low carbon ferritic steels / B. Jeya Ganesh [et al.] // Materials Science and Technology. - 2011. - Vol. 27. - № 2. - P. 500-512.

44. Effect of isothermal heat treatment on microstructure and mechanical properties of reduced activation ferritic martensitic steel / K. S. Chandravathi [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2013. - Vol. 435. - P. 128-136.

45. Martensitic transformation in Eurofer-97 and ODS-Eurofer steels: A comparative study / K.D. Zilnyk [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2015. - Vol. 462. - P. 360-367.

46. A study on martensitic phase transformation in 9Cr-1W-0,23V-0,063Ta-0,56Mn-0,09C-0,02N (wt.%) reduced activation steel using differential scanning calorimetry / S. Raju [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2010. - № 405. - P. 59-69.

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

48. Physical metallurgy and mechanical behaviour of FeCrWTaV low activation martensitic steels: Effects of chemical composition / A. Alamo [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 1998. - № 258-263. - P. 1228-1235.

49. Гуляев А.П. Металловедение / А.П. Гуляев. - М. Металлургия, 1986. - 544 с.

50. Термическая обработка в машиностроении: справочник / под ред. Ю.М. Лахтина и А.Г. Рахштадта. - М.: Машиностроение, 1980. - 782 с.

51. Гольдштейн М.И. Металлофизика высокопрочных сплавов / М.И. Гольдштейн, В.С. Литвинов, Б.М. Бронфин. - М.: Металлургия, 1986. - 312 с.

52. Бернштейн М.Л. Механические свойства металлов / М.Л. Бернштейн, В.А. Займовский. - М.: Металлургия, 1979. - 496 с.

53. Химушин Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы / Ф.Ф. Химушин. - М.: Металлургия, 1969. - 750 с.

54. Lindau R. First results on the characterization of the reduced-activation-ferritic-martensitic steel EUROFER / R. Lindau, M. Schirra // Journal of Nuclear Materials. - 2001. - № 58-59. - P. 781785.

55. Continuous cooling transformation behaviors of CLAM steel / Wu Q. [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2013. - № 442. - P. S67-S70.

56. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей / Пикеринг Ф.Б. - М.: Металлургия, 1982. - 184 с.

57. Физическое материаловедение: учебник для вузов / под ред. Б.А. Калина. - М.: МИФИ, 2008. - Т.6. - 672 с.

58. Recent developments in stainless steel / K.H. Lo [et al.] // Material Science and Engineering R. - 2009. - № 65. - P. 39-104.

59. Investigation on the precipitation behavior of M3C phase in T91 ferritic steels / C. Liu [et al.] // Nuclear engineering and design. - 2011. - № 241. - P. 2411-2415.

60. Characterization of carbides at different boundaries of 9 Cr-steel / K. Kaneko [et al.] // Materials Science and Engineering. - 2004. - № A374. - P. 82-89.

61. Influence of tempering temperature upon precipitate phases in a 11 % Cr ferritic/martensitic steel / Yin Zhong Shen [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2010. - № 400. - P. 94-102.

62. Hong S.G. The effects of tungsten addition on the microstructural stability of 9Cr-Mo steels / S.G. Hong, W.B. Lee, C.G. Park. // Journal of Nuclear Materials. - 2001. - № 288. - P. 202-207.

63. Перспективы создания высокохромистых сталей повышенной жаропрочности / Г.П. Карзов [и др.] // Вопросы материаловедения. - 2009. - № 2 (58). - С. 5-23.

64. Влияние закалки на структуру и фазовый состав литой конструкционной стали 30ХН3МФА / Э.В. Козлов [и др.] // Ползуновский вестник. - 2005. - № 2. - Ч. 2. - С. 153-158.

65. Abe F. The effect of tungsten on creep behavior of tempered martensitic 9 % Cr steel / F. Abe, S. Nakazawa // Metallurgical Transactions A. - 1992. - Vol. 23A. - P. 3025-3034.

66. Metallurgical properties of reduced activation martensitic steel Eurofer97 in the as-received condition and after thermal ageing / P. Fernandez [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2002. - № 307-311. - P. 495-499.

67. Japanese contribution to the DEMO-R&D program under the Broader Approach activities / T. Nishitani [et al.] // Fusion engineering. - 2011. - № 86. - P. 2924-2927.

68. Huang Q. Development status of CLAM steel for fusion application // Journal of Nuclear Materials. - 2014. - № 455. - P. 649-654.

69. Progress in development of China low activation martensitic steel for fusion application / Q. Huang // Journal of Nuclear Materials. - 2007. - № 367-370. - P. 142-146.

70. Status and key issues of reduced activation ferritic/martensitic steels as the structural material for a DEMO blanket / H. Tanigawa [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2011. - № 417. - P. 9-15.

71. Klueh R.L. Mechanical properties of irradiated 9Cr-2WVTa steel with and without nickel / R.L. Klueh, M.A. Sokolov // Journal of Nuclear Materials. - 2011. - № 367-370. - P. 102-106.

72. Nitride-strengthened reduced activation ferritic/martensitic steels / P. Hu [et al.] // Fusion Engineering and Design. - 2010. - № 85. - P. 1632-1637.

73. Mechanical properties and microstructure of three Russian ferritic/martensitic steels irradiated in BN-350 reactor to 50 dpa at 490 °C / A.M. Dvoriashin [et al.] // Journal of Nuclear Materials. -2007. - № 367-370. - P. 92-96.

74. Microstructural stability of 9-12 % Cr ferrite/martensite heat-resistant steels / W. Yan [et al.] // Front. Mater. Science. - 2013. - № 7. - Vol. 1. - P. 1-27.

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

76. 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 Materialia. - 2009 -Vol. 57. - № 17. - P. 5093-5106.

77. Creep behavior and degradation of subgrain structures pinned by nanoscale precipitates in strength-enhanced 5 to 12 % Cr ferritic steels / G. Armaki [et al.] // Metallurgical and Materials Transactions A. - 2011. - Vol. 42. - № 10. - P. 3084-3094.

78. Influence of thermal aging on microstructure and mechanical properties of CLAM steel / L. Huang [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2013. - № 443. - P. 479-483.

79. Causes of breakdown of creep strength in 9Cr-1.8W-0.5Mo-V-Nb steel / J. S. Lee [et al.] // Materials Science and Engineering A. - 2006. - Vol. 428. - № 1-2. - P. 270-275.

80. Дудко В.А. Роль дислокационной структуры мартенсита и вторичных фаз в жаропрочности стали 10Х9В2МФБР: автореф. дис. ... канд. физ.-мат. наук / В.А. Дудко. - М., 2014. - 22 с.

81. Effect of N on the precipitation behaviours of the reduced activation ferritic/martensitic steel CLF-1 after thermal ageing / P. Wang [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2013. - № 442. - P. S9-S12.

82. Long-term properties of reduced activation ferritic/martensitic steels for fusion reactor blanket system / K. Shiba [et al.] // Fusion engineering. - 2011. - № 86. - P. 2895-2899.

83. Chemical segregation behavior under thermal aging of the low-activation F82H-modified steel / J. Lapena [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2000. - № 283-287. - P. 662-666.

84. Hald J. Microstructure and long-term creep properties of 9-12 % Cr steels // International Journal of Pressure Vessels and Piping. - 2008. - № 85. - P. 30-37.

85. TEM investigations of MN nitride phases in a 9 % chromium ferritic/martensitic steel with normalization conditions for nuclear reactors / Yin Zhong Shen [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2014. - № 384. - P. 48-55.

86. Stability of MX-type strengthening nanoprecipitates in ferritic steels under thermal aging, stress and ion irradiation / L. Tan [et al.] // Acta Materialia. - 2014. - № 71. - P. 11-19.

87. Effect of thermal ageing on tensile and creep properties of JLF-1 and CLAM steels / Y.F. Li [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2009. - № 386-388. - P. 495-498.

88. Hadraba H. Effect of thermal ageing on the impact fracture behaviour of Eurofer'97 steel / H. Hadraba, I. Dlouhy. // Journal of Nuclear Materials. - 2009. - № 386-388. - P. 564-568.

89. Grain boundary microchemistry and metallurgical characterization of Eurofer'97 after simulated service conditions / P. Fernandez [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2004. - № 329333. - P. 274-277.

90. Effects of precipitation morphology on toughness of reduced activation ferritic/martensitic steels / H. Sakasegawa [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2002. - № 307-311. - P. 490-494.

91. Kocer C. The Z-phase in 9-12 % Cr steels A phase stability analysis / C. Kocer, T. Abe, A. Soon // Materials science and engineering. - 2009. - № 505. - P. 1-5.

92. Чернов В.М. Вязкость разрушения хромистой (12 %) ферритно-мартенситной стали ЭК-181 при нагружении на сосредоточенный изгиб / В.М. Чернов, Г.Н. Ермолаев, М.В. Леонтьева-Смирнова // Журнал технической физики. - 2010. - Т. 2. - Вып. 7. - С. 72-77.

93. Klueh R.L. Embrittlement of irradiated ferritic/martensitic steels in the absence of irradiation hardening / R.L. Klueh, K. Shiba, M.A. Sokolov // Journal of Nuclear Materials. - 2008. - № 377. - P. 427-437.

94. Irradiation effects on precipitation and its impact on the mechanical properties of reduced-activation ferritic/martensitic steels / H. Tanigawa [et al.] // Journal of Nuclear Materials. - 2007. - № 367-370. - P. 42-47.

95. Klueh R.L. The effect of tantalum on the mechanical properties of a 9Cr-2W-0,25V-0,07Ta-0,1C steel / R.L. Klueh, D.J. Alexander, M. Rieth. // Journal of Nuclear Materials. - 1999. - № 273. -P. 146-154.

96. Термическая стабильность микроструктуры 12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей в процессе длительного старения при высоких температурах / В.М. Чернов, М.В. Леонтьева-Смирнова, Е.М. Можанов, Н.С. Николаева, А.Н. Тюменцев, Н.А. Полехина, И.Ю. Литовченко, Е.Г. Астафурова // Журнал технической физики. - 2016. - Т. 86. - В. 2. - С. 53-58.

97. Савицкая Л.К. Рентгеноструктурный анализ / Л.К. Савицкая. - Томск: Изд-во Том. гос. ун-та, 1982. - 172 с.

98. Горелик С.С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ / С.С. Горелик, Ю.А. Скаков, Л.Н. Расторгуев. - М.: МИСИС, 1994. - 328 с.

99. Русаков А.А. Рентгенография металлов / А.А.Русаков. - М.: Атомиздат, 1977. - 479 с.

100. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении / Л.М. Утевский. - М.: Металлургия, 1973. - 583 с.

101. Электронная микроскопия тонких кристаллов / Хирш П. [и др.]. - М.: Мир, 1968. -574 c.

102. Эндрюс К. Электронограммы и их интерпретация / К. Эндрюс, Д. Дайсон, С. Киоун. -М.: Мир, 1971. - 256 c.

103. Тюменцев А.Н. Высокодефектные структурные состояния, поля локальных внутренних напряжений и кооперативные механизмы мезоуровня деформации и переориентации кристалла в наноструктурных металлических материалах / А.Н. Тюменцев,

A.Д. Коротаев, Ю.П. Пинжин. // Физическая мезомеханика. - 2004. - № 4. - С. 35-53.

104. Журавлев Л.Г. Физические методы исследования металлов и сплавов / Л.Г. Журавлев,

B.И.Филатов. - Челябинск: Изд-во ЮУрГУ, 2004. - 165 c.

105. Китаева Л.П. Рекомендации по оценке погрешностей измерений в физическом практикуме / Л.П. Китаева. - Томск: Изд-во Том. ун-та, 1983. 70 с.

106. Структурно-фазовые состояния и механические свойства жаропрочных сталей ферритно-мартенситного класса после различных режимов термической обработки / Н.А. Шевяко (Полехина), А.Н. Тюменцев, Е.Г. Астафурова, И.Ю. Литовченко, В.М. Чернов, М.В. Леонтьева-Смирнова // XX Петербургские чтения по проблемам прочности: сборник материалов. Санкт-Петербург, 10-12 апреля 2012 г. - СПб., 2012. - Ч. 1. - С. 294-296.

107. Коротаев А.Д. Синтез и свойства нанокристаллических и субструктурных материалов / Коротаев А.Д. - Томск: Изд-во Том. гос. ун-та, 2007. - 368 с.

108. Коротаев А.Д. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов / А.Д. Коротаев, А.Н. Тюменцев, В.Ф. Суховаров. - Новосибирск: Наука, Сиб. отд-ние, 1989. - 211 с.

109. Приходько В.М. Металлофизические основы разработки упрочняющих технологий / В.М. Приходько, Л.Г. Петрова, О.В. Чудина. - М.: Машиностроение, 2003. - 381 с.

110. Смагоринский М.Е. Справочник по термомеханической и термоциклической обработке металлов / М.Е. Смагоринский, А.А. Булянда, С.В. Кудряшов. - СПб.: Политехника, 2003. - 381 с.

111. Гребеньков С.К. Деформационное упрочнение и структура термоупрочненных низкоуглеродистых мартенситных сталей: дис. ... канд. техн. наук / С.К. Гребеньков. - Пермь, 2014. - 167 с.

112. Курдюмов Г.В. Превращения в железе и стали / Г.В. Курдюмов, Л.М. Утевский, Р.И. Энтин. - М.: Наука, 1977. - 238 с.

113. Структурно-фазовые превращения и физические свойства ферритно-мартенситных 12 %-ных хромистых сталей ЭК-181 и ЧС-139 / В.М. Чернов, М.В. Леонтьева-Смирнова, М.М. Потапенко, Н.А. Полехина, И.Ю. Литовченко, А.Н. Тюменцев, Е.Г. Астафурова, Л.П. Хромова // Журнал технической физики. - 2016. - Т. 86. - В. 1. - С. 99-104.

114. Структурно-фазовые превращения при нагреве и охлаждении малоактивируемой ферритно-мартенситной стали ЭК-181 / Н.А. Полехина, А.Н. Тюменцев, И.Ю. Литовченко, Е.Г. Астафурова, В.М. Чернов, М.В. Леонтьева-Смирнова // Деформация и разрушение материалов и наноматериалов: сборник материалов V Международной конференции. Москва, 26-29 ноября 2013 г. - М., 2013. - С. 344-346.

115. Microstructure and mechanical properties of heat-resistant ferritic-martensitic 12% Cr steels / N.A. Polekhina, I.Yu. Litovchenko, A.N. Tyumentsev, E.G. Astafurova, V.M. ^ernov, M.V. Leontieva-Smirnova // The 28th Symposium on Fusion Technology (SOFT 2014): Book of Abstracts. Spain, San Sebastián, September 29-October 4, 2014. - San Sebastián, 2014. - P. 409.

116. Особенности структурно-фазовых превращений при нагреве и охлаждении малоактивируемой ферритно-мартенситной стали ЭК-181 / Н.А. Полехина, И.Ю. Литовченко, А.Н. Тюменцев, Е.Г. Астафурова, В.М. Чернов, М.В. Леонтьева-Смирнова // Физика прочности и пластичности металлов: сборник тезисов XIX Международной конференции. Самара, 8-11 июня 2015 г. - Самара, 2015. - С. 47.

117. Микроструктура и механические свойства 12 %-ной хромистой ферритно-мартенситной стали ЭК-181 после термомеханической обработки / Н.А. Полехина, И.Ю. Литовченко, А.Н. Тюменцев, Е.Г. Астафурова, В.М. Чернов, М.В. Леонтьева-Смирнова // Современные

металлические материалы и технологии: сборник материалов XXI Международной научно-технической конференции. Санкт-Петербург, 23-27 июня 2015 г. - СПб., 2015. - С. 1798-1809.

118. Microstructure and mechanical properties of heat-resistant 12 % Cr ferritic-martensitic steel EK-181 after thermomechanical treatment / N.A. Polekhina, I.Yu. Litovchenko, A.N. Tyumentsev, E.G. Astafurova, V.M. Chernov, M.V. Leontieva-Smirnova // AIP Conference Proceedings. - 2015. -V. 1683. - P. 020182-1-020182-4.

119. Термическая стабильность микроструктуры 12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей в процессе длительных отжигов при высоких температурах / Н.А. Полехина, И.Ю. Литовченко, А.Н. Тюменцев, Е.Г. Астафурова, В.М. Чернов, М.В. Леонтьева-Смирнова // Физическая мезомеханика многоуровневых систем-2014. Моделирование, эксперимент, приложения: материалы Международной конференции. Томск, 3-5 сентября 2014 г. - Томск, 2014. - С. 280-281.