Закономерности формирования и эволюции структурно-фазового состояния ферритно-мартенситной стали тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Вершинина, Татьяна Николаевна

• Вершинина, Татьяна Николаевна
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Вершинина, Татьяна Николаевна

Оглавление

Введение

1. Особенности структурно-фазового состояния и его влияние на жаропрочность ферритно-мартенситных высокохромистых сталей

1.1 Структурно-фазовый состав

1.2 Роль диффузионно-контролируемых процессов в формировании и эволюции структуры и свойств

1.2.1 Формирование механических свойств сталей легированием

1.2.2 Особенности дислокационных структур сталей и их влияние на высокотемпературную ползучесть

1.2.3 Зернограничная инженерия структуры

1.2.3.1 Влияние типа легирования и параметров зеренной структуры исходного аустенита на структуру закаленного мартенсита

1.2.3.2 Механизмы рекристаллизации

1.2.3.3 Структура границ зерен и закономерности развития зернограничного проскальзывания в процессе высокотемпературной ползучести

1.2.4 Закономерности дисперсионного упрочнения и жаропрочность

2. Постановка задачи исследования

3. Материал и методика эксперимента

4. Закономерности и механизмы эволюции структуры мартенсита в процессе термической обработки

5. Исследование параметров зернограничного ансамбля

6. Закономерности эволюции дислокационной структуры при термическом воздействии

7. Роль дисперсионного упрочнения в повышении сопротивления высокотемпературной деформации стали

7.1 Закономерности эволюции вторичных дисперсных фаз при воздействии температуры

7.2 Закономерности одновременного влияния температуры и нагрузки на фазовый состав и размеры частиц вторичных фаз

8. Анализ факторов, определяющих сопротивление высокотемпературной деформации (ползучести)

Выводы

Приложение: Акт об использовании результатов кандидатской диссертационной работы

Список использованной литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Закономерности формирования и эволюции структурно-фазового состояния ферритно-мартенситной стали»

Введение

В настоящее время в ведущих экономически развитых странах мира реализуются программы по разработке и последующему вводу в эксплуатацию новых атомных электростанций с реакторами на быстрых нейтронах. Одной из таких стран, активно развивающих деятельность в указанном направлении, является Российская Федерация. Согласно энергетической стратегии России на период до 2030 года в атомной энергетике будет расширено серийное производство и ввод в эксплуатацию реакторов на быстрых нейтронах (БН).

При создании реакторов повышенной мощности перед разработчиками ставится задача не только улучшения экономических показателей и повышения безопасности, но и необходимости учета экологического аспекта [1]. Для элементов конструкций, работающих в условиях активной зоны ректора, разрабатываются материалы, элементный состав которых обеспечивает быстрый спад наведенной активности вышедших из эксплуатации конструкционных элементов [2].

Высокохромистые стали ферритно-мартенситного класса, такие как например ЭП823, ЭП450, показали высокие физические, механические и радиационные свойства при их эксплуатации в качестве конструкционных материалов оболочек твэлов и чехлов тепловыделяющих систем реакторов типа БН. Существенным недостатком указанных сталей является чрезмерно высокий уровень и длительный период спада наведенной активности (до 1000 лет) [1]. Поэтому в ОАО «Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов имени академика A.A. Бочвара» была разработана жаропрочная сталь ЭК-181 ферритно-мартенситного класса, содержащая 12% хрома [3],из ее базового состава для обеспечения условия быстрого спада наведенной активности выведены наиболее активируемые элементы, такие как молибден, ниобий, никель и другие [2].

^ I »,

j t > j 1 j» J к ' d {

Сталь ЭК-181 по уровню длительной прочности превосходит зарубежные 89% хромистые стали (EUROFER, F82H) и не уступает дисперсно-упрочненной оксидами известной стали EUROFER ODS [4].

Достижение высокого уровня жаропрочности обеспечивается структурой матричной фазы, составом, распределением, морфологией вторичных фаз, состоянием границ зерен и другими структурными особенностями сталей. В связи с этим исследование закономерностей формирования и эволюции структурно-фазового состояния в условиях воздействия высоких температур и нагрузок, кратковременной и длительной прочности жаропрочных сталей с различным типом термической и термомеханической обработок является важным этапом в разработке новых и улучшении свойств существующих конструкционных материалов. Более того, полученные знания могут быть использованы в качестве фундаментальных основ в направлении создания материалов с заданными параметрами структуры, а следовательно обладающими определенным набором эксплуатационных характеристик. В настоящее время такие подходы в материаловедении получили широкое распространение. Показательными в этом отношении являются представления о возможностях так называемого "зернограничного дизайна" (Grain Boundary Engeneering), разработанные в работах Т. Ватанабе, который и предложил данный термин [5]. Эти представления заключаются в том, что структурно-чувствительные свойства индивидуальных границ и параметры зернограничного ансамбля во многом определяют объемные свойства поликристаллического материала в целом. То есть такие свойства металлов как прочность, сопротивление высокотемпературной ползучести, коррозионная стойкость и другие напрямую зависят от того, какие количественные соотношения между болыдеугловыми и малоугловыми границами, границами общего и специального типов наблюдаются в исследуемом материале и от того какая комбинация границ зерен наблюдается в тройном стыке. При этом развитие процессов пластической деформации и разрушения

связаны с развитием диффузионно-контролируемых процессов прежде всего на границах зерен [6].

Таким образом, изучение структурно-фазового состояния, его взаимосвязи с механическими свойствами, выявление физических механизмов и факторов, определяющих развитие пластической деформации и сопротивление разрушению стали при высокотемпературной ползучести в зависимости от режима предварительной механо-термической обработки, является важнейшим этапом дореакторных испытаний и позволяет намечать новые пути улучшения служебных характеристик обсуждаемых сталей.

Целью работы является установление закономерностей и физических механизмов эволюции структуры и фазового состава высокохромистой ферритно-мартенситной стали в условиях отжига при одновременном воздействии температуры и нагрузки (при ползучести).

Научная новизна. Впервые проведенный комплексный анализ закономерностей и физических механизмов эволюции структурно-фазового состояния высокохромистой ферритно-мартенситной стали (на примере стали ЭК-181) в процессе термической обработки и при одновременном воздействии температуры и нагрузки (при ползучести) позволил оценить роль параметров зеренной, дислокационной и зернограничной структуры, а также фазового состава вторичных дисперсных фаз в проявлении физических механизмов деформации. Проведены количественные оценки влияния параметров структуры на предел прочности стали и сопротивление высокотемпературной ползучести. Установлены факторы и механизмы, определяющие разрушение исследованной стали в процессе испытания на длительную прочность.

Практическая значимость работы.

Установленные закономерности эволюции структурно-фазового состояния могут быть использованы в качестве основы формирования заданных параметров структуры, и, следовательно, для обеспечения требуемых эксплуатационных характеристик сталей ферритно-мартенситного класса.

Результаты диссертационной работы были использованы в ОАО «ВНИИНМ» при разработке режимов термической обработки изделий атомной техники из ферритно-мартенситной стали ЭК181 применительно к реакторам на быстрых нейтронах, при выполнении НИОКР по теме: «Разработка технологии изготовления трубы холоднодеформированной 0 9,3 х 0,6 мм из ферритно-мартенситных сталей ЧС139, ЭК181. Опробование разработанной технологии с изготовлением пробных партий труб из этих сталей», № гос. регистрации 01201176275.

Положения, выносимые на защиту.

1. Физические механизмы эволюции структуры закаленного мартенсита в высокохромистой ферритно-мартенситной стали в процессах термической обработки и высокотемпературной ползучести.

2. Закономерности эволюции зернограничного ансамбля и дислокационной структуры стали в процессах свободного высокотемпературного отжига и одновременного влияния температуры и нагрузки (при ползучести).

3. Факторы и механизмы, определяющие разрушение стали в процессе испытания на длительную прочность.

Апробация работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях: Материаловедение, технологии и экология в III тысячелетии, г. Томск, 2003; Ультрадисперсные (нано-) материалы, научная сессия МИФИ-2005, г. Москва, 2005; XVI Международная конференция "Физика прочности и пластичности материалов", г. Самара, 2006; Вторая международная конференция "Деформация и разрушение материалов и наноматериалов", г. Москва, 2007.

Публикации. Основное содержание диссертации отражено в 8 печатных работах, опубликованных в научных и научно-технических журналах, сборниках трудов конференций (из них 3 статьи в журналах, рекомендованных ВАК).

* < 1

I Ч ' !

Г «И

I

и

!

1 п* у

I 1

! '

Л

ч ^ ».

1 ( <

>1' Л;

'И

, V'"

I 1 I 1 ^ I М IV ' • '

'/ к > 1 * 1

1 ^ ' Ч

I \ \ К \

IР/ ' 1 .

> I

I

I " < I» |

,1 *

.Г'"

I 1

Личный вклад автора в проведение исследований и получение результатов является определяющим. Все результаты, приведенные в диссертации, получены либо самим автором, либо при его непосредственном участии.

Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, восьми глав, выводов, и списка цитируемой литературы, включающего 122 наименования. Диссертация содержит 116 страниц, 55 рисунков и 5 таблиц, 1 приложение.

1. Особенности структурно-фазового состояния и его влияние на

жаропрочность ферритно-мартеиситных высокохромистых сталей

1.1 Структурно-фазовый состав

Как известно [7], основными структурными составляющими 12%-ных хромистых сталей, определяющими их свойства, являются: мартенсит, структурно свободный феррит и карбиды М2зСб, М7С3, VC и др. В процессе длительных выдержек при высоких температурах могут выделяться интерметаллидные фазы, которым чаще всего бывают фазы Лавеса типа АВ2: Fe2Mo, FeW2. Выделение фаз Лавеса также определяется химическим составом стали.

Основными видами фазовых превращений, протекающих в сталях, в том числе и высокохромистых, является [7]:

1. Полиморфное превращение, в частности происходящее при охлаждении -превращение мартенситного типа;

2. Распад пересыщенных твердых растворов и растворение выделившихся фаз в твердом растворе.

При больших скоростях охлаждения аустенита, когда диффузионное перераспределение компонентов стали не успевает осуществиться, аустенит не распадается, а испытывает сдвиговое аллотропическое превращение без изменения состава, так называемое мартенситное превращение. Мартенсит -пересыщенный твердый раствор углерода в a-Fe. Его решетка близка к решетке a-феррита, но из-за большого содержания углерода представляет собой объемно центрированный тетраэдр. Мартенсит является неравновесной фазой и при нагреве распадается на a-феррит и карбиды.

Основной признак мартенситного превращения, определяющий все его особенности - своеобразный механизм образования кристаллов новой фазы [8]. Этот механизм заключается в кооперативном и закономерном перемещении

атомов, при котором они смещаются относительно друг друга на расстояния, не превышающие межатомные, в результате перестройки атомов получается микроскопический сдвиг. Внешним признаком такого механизма является рельеф на полированной поверхности, образующийся в результате превращения. Кооперативность, т.е. взаимосвязанность и упорядоченность атомных перемещений при перестройке, обуславливает возможность превращения при низких температурах, при которых диффузионные перемещения атомов весьма редки. Упорядоченность атомных перемещений объясняет и тормозящее влияние, которое оказывает на зарождение и рост кристаллов мартенситной фазы возникновение высокой плотности дефектов кристаллической структуры.

На рисунке 1.1 приведены диаграммы состояния сплавов в зависимости от содержания хрома и углерода. Как следует из диаграммы, увеличение содержания хрома сужает у-область, увеличивает области 8 и 8+у, смещает эвтектоидную точку в сторону более низкого содержания углерода и переводит ее в область более высоких температур.

Согласно этой диаграмме, последовательность образования фаз при охлаждении от жидкого состояния до 600°С в интересующей нас 12%-ной нелегированной хромистой стали при содержании углерода 0,1-0,2%, следующая: Ь -» Ь+8 8+у -» у а+у+Сг23С6 -» а+Сг23С6 В первую очередь начинают выкристаллизовываться высокотемпературная ферритная фаза-8-феррит, однако далее он претерпевает превращение в у- фазу (аустенит). Аустенит в свою очередь с понижением температуры распадается на феррит. Последний в отличие от 8-феррита принято называть а-ферритом. Рентгенографическими исследованиями было показано, что структура 8-железа та же, что и а-железа, а именно ОЦК структура.

Испытания жаропрочности, а так же анализ свойств, применяемых в промышленности 9-12%-ных легированных хромистых сталей, свидетельствуют, что основной структурной составляющей, обеспечивающей жаропрочность,

является мартенсит (после соответствующего отпуска). Наличие в структуре стали более 10-15% 5-феррита снижает жаропрочные свойства, пластичность стали как кратковременную, так и длительную, а так же ударную вязкость [9].

Следует отметить несколько неблагоприятных факторов, сопутствующих образование в структуре сталей мартенситного класса 5-феррита. Во-первых, в зернах 8-феррита при закалке и последующем отпуске не протекают полиморфные превращения, а выделение карбидной фазы значительно затруднено. То есть, 5-феррит является субструктурно- и дисперсно-неупрочненной фазой, снижающей уровень механических свойств стали. Во-вторых, даже незначительное количество 5-феррита снижает пластичность материала, в особенности при длительных испытаниях на ползучесть при повышенных температурах [9]. Это связано с образованием в процессе отпуска или эксплуатации на границе 8-феррита и ферритной матрицы мартенситного происхождения охрупчивающих интерметаллидных фаз.

Таким образом, для обеспечения высокой жаропрочности необходим подбор режима термообработки, который обеспечивал бы формирование мартенситной структуры, выделение дисперсной фазы и низкое содержание 5-феррита в стали.

А

N

то

то

то с

$00

600

/ / > / V / г* ^нвс!^ г

ч / / \ (г-г? /Г^ / -

Г «'« Р 1—1—I........... I..... || Ь I............Г $ а*р/Г 1 I .......... р-а ос*/Г ' I........«... » •

о ол ом ор о,8с;/,о о,г ол о,б о,$с,%о ол о,к о,б мс,%

Рисунок 1.1 Диаграмма состояния сплавов железа, содержащих до 1%С: а-0%Сг; б-6%Сг; в-12%Сг. Пунктирной линией отмечена исследуемая сталь (Ь-жидкость, К - карбиды, а-феррит, у-аустенит, 5-высокотемпературный феррит) [7]

ЙЛ/'^ \г"С^^А'Л 'Л й

^ -и ' * / '¿н1 и' • гл V ^ 1, 1 ^ *

ыо,»:' к.

к (• ' ', II ' I™ I,

I „ГV VI/ ¿"«'Л >

1 л

ч » , Ар» И'Ч] \ « »>1. ^ I

¡>,/на1

/„

1 { л1" И, | ,( 4 1 IV

1.2 Роль диффузионно-контролируемых процессов в формировании и эволюции структуры и свойств

Свойства металлов и сплавов, эксплуатирующихся при высоких температурах (7>0.4 Тпл), напрямую связаны со стабильностью их структуры [10]. Последняя в свою очередь непосредственно зависит от скорости протекания диффузионно-контролируемых процессов: с повышением температуры роль диффузионных процессов возрастает по сравнению со всеми другими механизмами структурообразования и пластической деформации [11]. Снижение активности структурно-фазовых превращений в сплавах под действием внешних факторов (температуры, напряжения) обеспечивает сохранение высокого уровня механических свойств жаропрочных сплавов.

В твердом теле в обычных условиях в соответствии с законами термодинамики развиваются процессы, обеспечивающие переход сплава как термодинамической системы в равновесное состояние. При температурах эксплуатации жаропрочных материалов (более 0,5 Гпл) процессы релаксации в основном осуществляются путем диффузионного переноса массы. К ним можно отнести: собственно диффузию примесей; диффузию точечных дефектов и их сток на дислокации и границы зерен; рекомбинацию дефектов и образование скоплений; перераспределение дислокаций переползанием, приводящее к изменению дислокационных сеток; миграцию границ зерен (в деформированной матрице) с попутным поглощением дефектов, укрупнением зерен (рекристаллизацией); рост частиц второй фазы и другие процессы.

Рассмотрим более подробно влияние диффузионно-контролируемых процессов на эволюцию элементов микроструктуры и как следствие на изменение прочностные характеристик жаропрочных высокохромистых сталей ферритно-мартенситного класса.

' , , м I

1IV1 ,

*1 *

I V

1.2.1 Формирование механических свойств сталей легированием

Чистые металлы обладают низким сопротивлением пластической деформации. Увеличивая количество легирующих элементов в металле, можно в десятки раз повысить критическое скалывающее напряжение [12]. Данный вид упрочнения носит название твердорастворного упрочнения. Его можно объяснить действием внутренних напряжений, возникающих в результате внедрения в упругую матрицу растворенных атомов [13]. Согласно теории Мотта-Набарро [13-15], деформированные области вокруг атомов растворенного элемента, находящиеся в плоскости скольжения, затрудняют продвижение дислокаций из-за взаимодействия полей напряжения вокруг примесного атома с полем напряжения скользящей дислокации. Искажения кристаллической решетки матрицы зависит от параметра размерного несоответствия атомов легирующего элемента и основы.

В высокохромистых сталях твердорастворное упрочнение реализуется путем легирования такими элементами как хром, вольфрам, молибден и так далее. Поскольку данные элементы входят в состав карбидов и интерметаллидов, которые выделяются при термической обработке и в процессе эксплуатации при высоких температурах, то их концентрация в материале в целом должна быть подобрана таким образом, чтобы обеспечивалась минимально возможная контролируемая диффузией скорость роста частиц вторичных фаз.

1.2.2 Особенности дислокационных структур сталей и их влияние на

высокотемпературную ползучесть

В результате пластической деформации или протекания мартенситного превращения возникает деформированная или сильно искаженная структура, на несколько порядков возрастает плотность дислокаций. Это приводит к возрастанию внутренней энергии кристаллической решетки [13].

Упрочнение металлических материалов, возникающее в результате увеличения плотности свободных дислокаций, связано с двумя явлениями [16]. Во-первых, это упругое торможение, обусловленное совокупным упругим полем всех дислокаций в материале. Во-вторых, это контактное торможение, обусловленное взаимодействием скользящих дислокаций с конкретными дислокациями (междислокационные реакции).

Предел текучести, обусловленный наличием свободных дислокаций рассчитывается согласно следующему выражению [17]:

ар = 0,5МСЬ (1)

где М =2,75 - фактор Тейлора, £ - модуль сдвига, Ь - вектор Бюргерса, -плотность свободных дислокаций.

Если в результате предварительной обработки (например закалки или термомеханической обработки) кристалл пересыщается вакансиями, в результате этого формируются достаточно большая по величине осмотическая сила. Под действием этой силы дислокации могут преодолевать любые барьеры. Уменьшение подвижности дислокации, связанное с препятствующими ее движению барьерами, происходит лишь после значительного уменьшения пересыщения кристалла вакансиями [13].

Как известно, в ОЦК металлах особую роль при пластической деформации играют винтовые дислокации [18]. Связано это с тем, что соответствующий им барьер Пайерлса существенно выше, чем для дислокаций краевого типа. Как следствие подвижность винтовых дислокаций значительно ниже, чем у краевых [19-21]. Подвижность краевых дислокаций пропорционально приложенному напряжению сдвига, в то время как движение винтовых дислокаций является термически активируемым процессом и осуществляется путем образования пары дислокационных ступенек [22]. Для винтовых дислокаций неконсервативное движение ступенек вместе с дислокационной линией должно приводить к образованию вакансий или межузельных атомов. Поскольку энергия образования

"А'ммЧ М^'М^у ь; • IV

вакансий значительно меньше, чем энергия образования межузельных атомов, то движение ступенек в основном контролируется диффузией вакансий [13, 23, 24].

В работе 25 было показано, что для ОЦК материалов при температурах вплоть до 0,5 Тпл сопротивление ползучести может быть повышено за счет увеличения доли винтовых дислокаций. Таким образом, посредством управления данной характеристикой, например путем подбора термической или термомеханической обработки, можно влиять на механические свойства материалов на основе ОЦК металлов и важной характеристикой структуры стали помимо значения плотности дислокаций также является то, какой тип дислокаций преобладает в материале.

Существует несколько работ, посвященных исследованию дислокационной структуры в сталях ферритно-мартенситного класса с помощью модифицированных методов Уильямсона-Холла (MWH) и Уоррена-Авербаха (М\¥А) [26 - 29]. Лишь в некоторых из них приведен сравнительный анализ данных ПЭМ и РСА. В частности на примере сталей Х20 и Р91 было показано, что в случаях свободного отжига и отжига под нагрузкой (при ползучести) происходит снижение плотности дислокаций со значений 9.4-1010 до ~0.1-Ю10 см"2, тем не менее, она остается достаточно высокой [28]. В данной работе величины скалярной плотности дислокаций, полученные методами ПЭМ, практически полностью совпадали с данными метода М\¥А.

В работе 26 значения р, полученные с помощью модифицированного метода Уоррена-Авербаха, были в 1.6-4.8 раза выше, чем те, которые были получены методом просвечивающей электронной микроскопии. Так плотность дислокаций, рассчитанная методом Уильямсона-Холла для мартенситной Бе-С стали в состояниях после закалки от 880°С и последующего отпуска при 650°С составила 2,ОТО16 м"2 и 3,5Т014 м"2, в то время как методом М\№А были получены значения 6,3-1015 м"2 и 3-Ю14 м"2 соответственно.

Разница между количественными значениями величин плотностей дислокаций, полученными методами ПЭМ и РСА, может быть связана с целым

рядом причин. Во-первых, вследствие выхода дислокаций на поверхность в процессе подготовки тонких фольг. Во-вторых, из-за отличия в анализируемых объемах: РСА является интегральным методом, при котором исследуется достаточно большой объем в приповерхностном слое материала; ПЭМ -локальным, поскольку анализ ведется по нескольким отдельным областям в тонкой фольге.

Последнее предположение подтверждается исследованиями, проведенными в работе [30] на просвечивающем электронном микроскопе с использованием методики измерения величины непрерывного перемещения контура экстинкции при наклоне гониометра. Они показали, что в микроструктуре стали ЭК-181 в состоянии после штатной термообработки существуют области с различной плотностью дислокаций, которая варьируется в пределах 0.3-1.0-1015 м"2.

1.2.3 Зернограничная инженерия структуры

Наличие в поликристалле границ зерен, которые являются барьерами для движения дислокаций, препятствует развитию процессов скольжения дислокаций. Экспериментально установлена следующая зависимость предела текучести от размера зерна £) (соотношение Холла-Петча) [31]:

Ъ-кО-1'2,

где к - постоянная величина, характеристика материала.

Накопление в ходе термической обработки или деформации дислокаций приводит к формированию субструктур в объеме зерна. В случае, если в материале формируется субзерна, можно рассчитать значение субструктурного вклада в значение предела текучести по следующей формуле [17]:

ай = ЮвЬ/й, (2)

где с1 - средний размер субзерен (в случае вытянутой субзеренной структуры — средний поперечный размер).

1.2.3.1 Влияние типа легирования и параметров зеренной структуры исходного аустенита на структуру закаленного мартенсита.

Основной структурной составляющей 12%-ных хромистых сталей является пакетный мартенсит, формирующийся при закалке из высокотемпературной области и обладающий дисперсной и дефектной структурой, которая может быть стабилизирована выделением частиц карбидов и карбонитридов при отпуске.

В ряде работ [32, 33] посвященных анализу структуры пакетного мартенсита в твердых растворах замещения на основе железа путем последовательного микродифракционного анализа реек показано, что в сплавах железа с небольшими (<0,2 вес.%) добавками углерода (то есть относящиеся к системе с элементами внедрения) пакет представляет собой набор параллельных кристаллов-реек, разделенных малоугловыми границами. Рейки в пакете организованы в блоки, между которыми формируется болынеугловая граница (Рисунок 1.2).

С другой стороны, на примере стали 10Х2ГЗМ показано, что в материале может наблюдаться несколько видов пакетов. А именно, наряду с пакетами, содержащими только лишь малоугловые границы, присутствуют пакеты с болыпеугловыми границами. В микрообъеме данных пакетов число различных ориентаций реек доходит до четырех, в пакете в целом - до шести. Эти факты согласуются с результатами работы [33], проведенной на низкоуглеродистых сталях (02Х2Н4, 03X8, 06Х2Н4), где было установлено, что в пакете практически всегда наблюдается до шести ориентаций реек, и границы реек, в основном, являются болыпеугловыми. Авторам работы [33] было сделано заключение, что пакет - это единая конструкция, состоящая из шести вариантов кристаллов мартенсита, взаимокомпенсирующих искажения, связанные с бейновской и сдвиговой деформацией.

В качестве параметра, определяющего степень разориентированности структуры в работе [32] предложено использовать параметр р=С/М где С-

ч' , ,'ii lit , 1 ¡J Si'*' ,1 > »><is <v ihi. • • > « * [ i ,>л ' i 11 * ,»'>4i "К V» "i« « l> v i ■, < ( ' i V . i V'l i' < I I'II*'*») v >t

f r v, "'V'f'' r! I1 i ' 11'¡'t ''* i и \ .и j I ^ ■ ' 'Ч1 i ' ' ' "V i'

суммарная концентрация атомов внедрения (углерод, азот), М — суммарная концентрация атомов замещения (никель, хром, марганец). Таким образом, параметр Р характеризует степень легирования железа. С его увеличением наблюдается рост степени разориентированности структуры пакета от малоугловых разориентаций реек к преимущественно болыиеугловым разориентациям (Рисунок 1.3).

Влияние среднего размера исходного аустенита на структуру пакета мартенсита изучали на примере стали З8ХНЗМФА, закаленной от температуры 820-1200°С (2,5 час) [32]. Вариация температуры аустенизации позволила получить образцы со средним размером зерен исходного аустенита от 25 до 615 мкм.

Структура стали 38ХНЗМФА независимо от среднего зерна исходного аустенита, представляет собой смесь пакетного и пластинчатого мартенсита и высокотемпературного пластинчатого мартенсита. В мелкозернистой стали (£)3=25 мкм) наблюдается преимущественно пакетный мартенсит (доля пластин составляет =0,13 структуры), в крупнозернистой стали (£>3=615 мкм) доля пластинчатого мартенсита заметно возрастает и составляет =0,35 структуры мартенситной фазы.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Вершинина, Татьяна Николаевна, 2013 год

Список использованной литературы:

1 Иолтуховский А.Г., Леонтьева-Смирнова М.В., Чернов В.М., Цвелев В.В. Разработка жаропрочной 12% хромистой стали 16Х12В2ФТаР нового поколения с быстрым спадом наведенной активности для нужд атомной энергетики России // Вопросы атомной науки и техники. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. - 2003. - №6. - С. 60-64.

2 Solonin M.I., Chernov V.M., Gorokhov V.A. et.al.. Present status and future prospect of the Russian program for fusion lowactivation materials // Journal of Nuclear Materials. -2000. -№ 283-287. -P. 1468 - 1472.

3 Ioltukhovskiy A.G., Leonteva - Smirnova M.V., Solonin M.I. et.al. Heat resistant reduced activation 12% Cr steel of 16Crl2W2VTaB type-advanced structural material for fusion and fast breeder power reactors // Journal of Nuclear Materials. - 2002. - № 307-311. P. 532-535.

4 Леонтьева - Смирнова M.B., Агафонов A.H., Ермолаев Г.Н. и др. Микроструктура и механические свойства малоактивируемой ферритно-мартенситной стали ЭК-181 (RUSFER-EK-181) // Перспективные материалы. -2006. - №6. - С.40 - 52.

5 Watanabe Т., Tsurekawa S., Zhao X., Zuo L. The Coming of Grain Boundary Engineering in the 21st Century// Proceedings of the International Conference on Microstructure and Texture in Steels and Other Materials. - 2009. - P. 43-82.

6 Колобов, Ю.Р. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зерен и пластичность металлических поликристаллов. - Новосибирск: Наука. Сиб. предприятие РАН, 1998. — 184 с. ISBN 5-02-031462-5.

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

8 Металловедение и термическая обработка. / под. ред. М.JI. Бернштейна, т. 1. - М: Металлургиздат, 1961.-747с.

9 Mayr P. Evolution of microstructure and mechanical properties of the heat affected zone in B-containing 9% chromium steels: Dissertation for Doctor of technical sciences. - Austria, Graz, July 2007.

10 Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах.- М.: Металлургия, 1978. -249 с.

11 Федоров Г.Б., Смирнов Е.А. Взаимная диффузия и диффузионно-термодинамический критерий жаропрочности // Структура и свойства жаропрочных металлических материалов: сб. науч. тр. -М.: Наука, 1973. -С. 171178.

12 Кишкин С.Т. Структура сплавов и их прочность // МиТОМ. -2006. - №8. - С. 9-18.

13 Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций - М.: Атомиздат, 1972. -600 с.

14 Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. - М.:Мир, 1972. -408 с.

15 Симе Т.Ч., Столофф Н.С., Хагель К.У. Суперсплавы II: Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок: в 2 т. - М.: Металлургия, 1995. -т.1. -384 с. ISBN 5-229-00

16 Конева Н.А. Физика прочности металлов и сплавов // Соросовский образовательный журнал. - 1997. -№7. -С. 95-102.

17 Maruyama К., Sawada К., Koike J.-I. Strengthening Mechanisms of Creep Resistant Tempered Martensitic Steel // ISIJ International. - 2001. - Vol. 41. - N6. - P. 641-653.

18 Полухин П.И. Горелик С.С., Воронцов В.К. Физические основы пластической деформации. - М.: Металлургия, 1982. -с. 584.

19 Cai W., Bulatov V.V., Chang J.-P. et.al. Dislocation Core Effects on Mobility // Dislocations in Solids - Amsterdam: Elsevier, 2004. - Vol.12. P. 1-80. - ISBN 044451483X.

20 Huang L., Li Q.-J., Shan Z.-W. et.al. A new regime for mechanical annealing and strong sample-size strengthening in body centred cubic molybdenum // Nature Communications. - 2011. - 2. - Article number: 547.

21 Argon A. S. Strengthening Mechanisms in Crystal Plasticity. - Oxford university press, 2008. - .p. 404. -ISBN 978-0-19-851600-2

22 Caillard, D. Thermally activated mechanisms in crystal plasticity / D. Caillard, J.L. Martin. - Oxford: Pergamon Press; 2003. - 452 p. - ISBN 0-08-0427013-0.

23 Трефилов, В.И. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов / В.И. Трефилов, В.Ф. Моисеев, Э.П.Печковский и др.; 2-е изд., перераб. и доп. - Киев: Наукова думка, 1989. - 256 с. - ISBN 5-12001128-4.

24 Nichols F. A. Dislocation -Activation Analysis of Diffusion-Controlled Creep Processes // Metallurgical Transactions. - 1974. - Vol.5. - P.1967-1972.

25 Павлов В.А. Влияние винтовых дислокаций на механические свойства металлов с ОЦК решеткой // ФММ. -1978. -Т.45. -№4. -С. 815-839.

26 Takebayashi S., Kunieda Т., Yoshinaga N. et. al. Comparison of the Dislocation Density in Martensitic Steels Evaluated by Some X-ray Diffraction Methods // ISIJ International. - 2010. - Vol.50. -N6. - P. 875-882.

27 Kunieda Т., Nakai M., Murata Y. et.al.Kunieda, T. Estimation of the system free energie of martensite phase in an Fe-Cr-C ternary alloy // ISIJ International. - 2005. -Vol.45.-N12.-P. 1909-1914.

28 Pesicka J., Kuzel R., Dronhofer A., Eggeler G. The evolution of dislocation density during heat treatment and creep of tempered martensite ferritic steels // Acta Materialia. - 2003. -N51.- P.4847-4862.

29 Renzetti R.A., Sandim H.R.Z., Bolmaro R.E. et.al. X-ray evaluation of dislocation density in ODS-Eurofer steel // Materials Science and Engineering A. - 2012. - A534. -P.142-146.

30 Тюменцев А.Н., Чернов В.М., Леонтьева-Смирнова М.В. и др. Особенности микроструктуры ферритно-мартенситной (12% Сг) стали ЭК-181 после термообработок по разным режимам // Журнал технической физики. 2012. Т.82. вып. 1. С. 52-58.

31 Bhadeshia H.K.D.H., Honeycombe R.W.K. Steels: microstructure and properties /. -Elsevier Ltd., 2006 -344 p. - ISBN 978-0-750-68084-4.

32 Иванов Ю.Ф. Роль размерного и химического факторов в формировании пакета мартенсита //Вестник горно-металлургической секции Российской Академии Естественных Наук отделения металлургия. - 1996. -Вып.З. - 1996.-С. 110-119.

33 Счастливцев В.М., Блинд Л.Б., Родионов Д.П., Яковлева И.Л. Счастливцев, В.М. Структура пакета мартенсита в конструкционных сталях // ФММ. - 1988. -Т.66.-Вып.-4.-С.759-769.

34 Morito S., Yoshida Н., Maki Т. and Huang X. Effect of block size on the strength of lath martensite in low carbon steels / // Materials Science and Engineering. - 2006. - A 438^40. - P. 237-240.

35 Котречко C.A., Мешков Ю.Я., Телевич P.B. Влияние размеров мартенситных пакетов и карбидных частиц на «хрупкую» прочность низкоуглеродистых мартенситных сталей /. - МиТОМ. - 2006. - №9. - С. 28-34.

36 Morito S., Huang X., Furuhara Т. et.al. The morphology and crystallography of lath martensite in alloy steels // Acta Materialia. -2006. -54. -P.5323-5331

37 Abe F. Precipitate design for creep strengthening of 9% Cr tempered martensitic steel for ultrasupercritical power plants // Sci. Technol. Adv. Mater. - 2008. -Vol.9. -N1. -http://iopscience.iop.org/1468-6996/9/1 /013002.

38 Fischer F. D. Moving interfaces in crystalline solids. - Birkhauser, 2004 .- 256 p. -ISBN 3-211-23899-9.

39 Горелик, C.C. Рекристаллизация металлов и сплавов. -. М.: Металлургия, 1978. - 568 с.

40 Humphreys F. J., Hatherly M. Recrystallization and related annealing phenomena /. - Elsevier, 2004 - 628 p. ISBN 0-08-044164-5.

41 Machlin E. S. An introduction to aspects of thermodynamics and kinetics relevant to materials science. - Elsevier, 2007 -461 p. - ISBN 978-0-08-046615-6.

42 Winning M. Grain boundary mechanics: interactions between mechanical stresses and grain boundaries: new approaches to microstructure control and materials design. -Cuvillier Verlag, 2005 -372 p. - ISBN 978-3-86727-186-8.

43 Гляйтер Г., Чалмерс Б. Болыиеугловые границы зерен. - М.: Мир, 1975. - 376 с.

44 Маклин Д. Границы зерен в металлах. - М.: ГНТИ литературы по черной и цветной металлургии, 1960.-323 с.

45 Страумал Б.Б., Швиндлерман JI.C. Термическая стабильность и области существования специальных границ зерен // Поверхность. Физика. Химия. Механика. - 1986. - №10. - С. 5-14.

46 Титоров, Д.Б. Прогнозирование текстуры рекристаллизации. - Физика металлов и металловедение. - 1973. - Т.36. - №1. - С.91-96.

47 Tsuchiyama Т., Natori М., Nakada N., Takaki S. Conditions for Grain Boundary Bulging during Tempering of Lath Martensite in Ultra-low Carbon Steel // ISIJ International. - 2010. -Vol. 50. - No. 5. - P. 771-773.

48 Abe F. Coarsening behavior of lath and its effect on creep rates in tempered martensitic 9Cr-W steels // Materials Science and Engineering A. -2004. - N387-389. -P. 565-569

49 Бельченко Г.И., Губенко С.И. Основы металлографии и пластической деформации стали.— К.; Донецк : Вища школа, 1987. — 240 с.

50 Advanced Steels: The Recent Scenario in Steel Science and Technology / Ed. Y. Weng, H. Dong, Y. Gan. - Springer-Verlag Berlin and Heidelberg Metallurgical Industry Press, 2011. - 511 p. -ISBN 978-3-642-17665-4.

51 Браун М.П. Микролегирование стали.- Киев: Наукова думка, 1982.-302 с.

52 Watanabe Т. Grain boundary design for desirable mechanical properties 11 Journal de physique. - 1988. -V.49.-N.10. - P.507-516.

53 Гольдштейн М.И., Фарбер B.M. Диспресионное упрочнение стали. - М.: Металлургия, 1979. - 208 с.

54 Хачатурян, А.Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. -М.: Наука, 1974.-384 с.

55 Cloet Е., Garruchet S., Nguen Н. et.al. Dislocation interaction with С in a-Fe: а comparison between atomic simulations and elasticity theory // Acta materialia. - 2008. -N56.-P. 3450-3460.

56 Tapasa K., Osetsky Yu.N., Bacon D.J. Computer simulation of interaction of an edge dislocation with a carbon interstitial in a-iron and effects on glide // Acta Materialia. -2007. -Y.55. - P. 93-104.

57 Bacon D.J. On the carbon-dislocation interaction in iron // Scripta metallurgica. -1969. - Vol. 3. - P. 735-740.

58 Hanlumyuang Y., Gordon P.A., Neeraj T. and Chrzan D.C. Interactions between carbon solutes and dislocations in bcc iron // Acta Materialia. - 2010. - Vol.58. - P. 5481-5490.

59 Bonny G., Terentyev D., Maleba L. Interaction of screw and edge dislocations with chromium precipitates in ferritic iron: An atomic study // Journal of Nuclear Materials. -2011.-Vol. 416.-P. 70-74.

60 Larche F.C. Nucleation and precipitation on dislocations // Dislocations in solids, Amsterdam: North Holland, 1979- Vol. 4. - P. 135-154.

61 Balluffi R.W., Allen S. M., Carter W. C. Kinetics of Materials - John Wiley & Sons, 2005 - p. 672. - ISBN-978-0-471-24689-3

62 Shima Y., Ishikawa Y., Nitta H. et.al. Self-diffusion along dislocations in ultra high purity iron / Materials transactions. - 2002. - Vol. 43. -N2. - P. 173-177.

63 Kolobov Yu.R., Valiev R.Z. Grain Boundary Diffusion And Properties Of Nanostructured Materials - Cambridge International Science Publishing, 2008. - p. 248. -ISBN: 8-130-90832-8.

64 Jackson, K.A. Kinetic Processes: Crystal Growth, Diffusion, and Phase Transitions in Materials / K.A. Jackson. - Wiley-VCH, 2010. - p. 453. - ISBN:978-3-527-32736-2/

65 Heitjans P., Kärger. J. Diffusion in condensed matter: methods, materials, models / -Springer, 2005. - p. 965. - ISBN: 3-540-20043-6.

66 Mehrer H. Diffusion in solids: fundamentals, methods, materials, diffusion-controlled processes / H. Mehrer. - Springer, 2007. - p. 651. - ISBN: 978-3-540-714866.

67 Horänyi G. Radiotracer studies of interfaces. - Academic Press, 2004 - p. 435. -ISBN: 0-12-088495-x

68 Atkinson A. Grain-boundary diffusion: an historical perspective // Journal of the Chemical Society, Faraday Transactions. - 1990. - Issue 8. - P. 1307-1310.

69 Fujita Т., Horita Z., Langdon T.G. Diffusion in fine-grained Al alloys having low and high grain boundaries // Materials Science Forum. - 2002. - V. 396-402. - P. 10611066.

70 Бокштейн Б.С., Копецкий Ч.В., Швиндлерман JI.C. Термодинамика и кинетика границ зерен в металлах. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.

71 Lorenz R., Peter W. Lorenz, R. Voorhees Growth and coarsening: Ostwald ripening in material processing. - Springer, 2002 -295 p. - ISBN - 3-540-42563-2.

72 Martin J.W., Doherty R.D., Cantor В. Stability of microstructure in metallic systems. - Cambridge University Press, 1997 - 426 p. - ISBN 0-521-41160-2.

73 Мартин Дж., Доэрти P. Стабильность микроструктуры металлических систем. -М.: Атомиздат.-1978.- 280 с.

74 Симе Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы. - М.: Металлургия, 1976. - 568 с.

75 Gladman Т. Precipitation hardening in metals // Materials Science and Technology. -1999.-Vol. 15.-P. 30-36.

76 Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали: Учебник для ВУЗов. - М.: Металлургия, 1985. - 408 с.

77 Andren Н.-О., Cai G., Svensson L.-E. Microstructure of high resistant chromium steel weld metal // Applied surface science. - 1995.- N87/88.- P. 200-206.

78 Abe F. Creep rates and strengthening mechanisms in tungsten-strengthened 9Cr steels // Materials Science and Engineering. - 2001. - A319-321. - P.770-773.

79 Berkane R., Gachon J.C., Charles J., Hertz J. Calphad: Comput. Coupling Phase Diagrams // Thermochem. - 1987. - N 11. - P. 375-382.

80 Askarova L.K., Zhilyaev V.A. High-Temperature Oxidation of Carbides of Vanadium and Niobium at Reduced Air Pressures // Russian Journal of Inorganic Chemistry.- 1994. -Vol. 39. - P. 1054-1056

81 Bhadeshia H.K.D.H. Design of ferritic creep-resistant steels // ISIJ International. -2001. - Vol. 41. - No. 6. - P. 626-640.

82 Robson J.D., Bhadeshia H.K.D.H. Kinetics of precipitation in power plant steels // Calphad. -1996. - Vol. 20. - №4. - P.447-460.

83 Liu Q.D., Liu W.Q., Zhao S.J. Solute behavior in the initial nucliation of V- and Nb containing carbide // Metallurgical and materials transactions A. - 2011. -Vol. 42A. -P.3952-3960.

84 Abe F., Horiuchi Т., Taneike M. and Sawada K. Stabilization of martensitic microstructure in advanced 9Cr steel during creep at high temperature // Materials Science and Engineering A. -2004. - N378. - P.299-303.

85 de Carlan Y., Murugananth M., Sourmail Т., Bhadeshia H.K.D.H. Design of new Fe-9CrWV reduced-activation martensitic steels for creep properties at 650°C // Journal of Nuclear Materials. -2004. - N329-333. - P.23 8-242.

86 Hattestand M., Andren H.-O. Influence of strain on precipitation reaction during creep of an advanced 9% chromium steel // Acta mater. - 2001. - N49. - P. 2123-2128.

87 Robson J.D., Bhadeshia H.K.D.H. Modeling precipitation sequences in power plant steels. Part 1 - kinetic theory // Materials science and technology. -1997. -Vol.13. -P.631-639.

88 Abe F. Metallurgy for long-term stabilization of ferritic steels for thick section boiler components in USC power plant at 650°C // 8th Liège Conference Materials for Advanced Power Engineering: Proc. of conf. - Jülich, 2006. - P. 965-980. - ISBN 389336-312-2.

89 Denielsen H., Haid J. Z-phase in 9-12% Cr steels // International Conference Advances in materials technology for fossil power plants: Proc. of conf. / Hilton Head Island, South California, 2004 - P.999-1012. - ISBN 0-87170-818-3.

90 Haid J., Danielsen H.K. Z-phase strengthened Martensitic 9-12%Cr steels // Proceedings of 3rd Symposium on Heat Resistant Steels and Alloys for High Efficiency USC Power Plants 2009 June 2 - 4, 2009. - Tsukuba, Japan, 2009.

91 Golpayegani A., Andrén H.-O., Danielsen H., Haid J. A study on Z-phase nucleation in martensitic chromium steels // Materials Science and Engineering A. - 2008. - N489. -P. 310-318.

92 Danielsen H.K., Haid J. Influence of Z-phase on Long-term Creep Stability // VGB PowerTech. -2009. -N 5. - P. 68-73.

93 Abe T., Kocer C., Sawada K. and Toda Y. Combined ab initio-CALPHAD analysis of the Z phase stability in high Cr steels // Proceedings of 3rd Symposium on Heat Resistant Steels and Alloys for High Efficiency USC Power Plants 2009 June 2 - 4, 2009. - Tsukuba, Japan, 2009.

94 Sawada K., Kushima H., Kimura K. and Tabuchi M. Effect of Z-phase formation on creep strength and fracture of 9-12%Cr steels // Proceedings of 3rd Symposium on Heat Resistant Steels and Alloys for High Efficiency USC Power Plants 2009 June 2 - 4, 2009. - Tsukuba, Japan, 2009.

95 Cipolla L., Danielsen H.K., Venditti D. et. al. Formation of Z-phase in a 12%Cr Model Alloy // Proceedings of 3rd Symposium on Heat Resistant Steels and Alloys for High Efficiency USC Power Plants 2009 June 2 - 4, 2009. - Tsukuba, Japan, 2009.

96 Dimmer G., Weinert P., Cerjak P. Extrapolation of short-term creep rupture data -the potential risk of over estimation // Creep & Fracture in High Temperature Components: Design & Life Assessment Issues: Proc. of ECCC creep conference / London, 2005 - P. 165-176.

97 Rojas D., Garcia J., Prat O. Design and characterization of microstructure evolution during creep of 12% Cr heat resistant steels // Materials Science and Engineering A. -2010. - Vol. 527. - P. 3864-3876

98 Kocer C., Abe Т., Soon A. The Z-phase in 9-12% Cr ferritic steels: A phase stability analysis // Materials Science and Engineering A. - 2009. - N 505. -P. 1-5.

99 Sklenicka V., Kucharova K., Svoboda M. et. al. Long-term creep behavior of 9-12%Cr power plant steels // Materials Characterization. -2003. - N51 - P.35-48.

100 Korcakova L., Hald J., Somers M.A.J. Quantification of Laves phase particles size in 9CrW steel // Materials Characterisation. - 2001. - N47. - P. 111-117.

101 Ennis P.J., Czyrska-Filemonovicz A. Recent advances in creep-resistant steels for power plant applications // Sadhana. - 2003. - N28. - P.709-730.

102 Колобов Ю.Р., Найденкин E.B., Иванов М.Б. и др. Зернограничные диффузионно-контролируемые процессы и ползучесть материалов с ОЦК и ГЦК кристаллическими решетками // Вопросы атомной науки и техники. Серия: Материаловедение и новые материалы. - 2004. - Вып. 2(63). - С. 156-162.

103 Салтыков С.А. Стереометрическая металлография . - М.: Металлургия, 1976. -с. 272.

104 Гоулдстейн Дж., Ньюбери Д., Эчлин П. и др. Растровая электронная микроскопия и рентгеновский микроанализ, //в 2 т. - М.: Мир, 1984. - т. 1. -303 с.

105 Jedrychowski М., Tarasiuk J., Bacroix В. and Wronski S. Electron backscatter diffraction investigation of local misorientation and orientation gradients in connection

with evolution of grain boundary structures in deformed and annealed zirconium. A new approach in grain boundary analysis // Applied Crystallography. - 2012. - V.46. - P. 4655.

106 Thermo Fisher Scientific: [сайт] URL: http://www.thermoscientific.com/ecomm/servlet/productsdetail_l 1152_11962381 -1.

107 Ungar Т., Dragomir I., Revesz A., Borbely A. The dislocation model of strain anisotropy in whole powder-pattern fitting: the case of an Li-Mn cubic spinel // J. Appl. Cryst. - 1999. - V. 32. - N 2. - P. 290-295.

108 Balzar D., Audebrand N., Daymond M.R. et.al. Size-strain line-broadening analysis of the ceria round-robin sample // J. Appl. Cryst. - 2004. -N 37. - N 6. - P. 911924.

109 Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев JI.H. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. - М.: МИСИС, 2002. - 360 с. - ISBN 5-87623-096-0.

110 Ungar Т. Strain broadening caused by dislocations // Advanced in X-ray Analysis: Proc. Denver X-ray conf. XRD, XRF, X-ray methods and much more. - 1997. - V. 40. -P. 612-625.

111 Williamson G.K., Hall W.H. X-ray line broadening from filed aluminium and wolfram // Acta metallurgies - 1953. - V.l. -I. 1. -P. 22-31.

112 Lutterotti L., Matthies S., Wenk H.-R. Lutterotti, L. MAUD: a friendly Java program for material analysis using diffraction // IUCr: Newsletter of the CPD. - 1999. N21 .:URL http://www.mx.iucr.org/iucr-top/comm/cpd/Newsletters/no2 lmayl 999/ artl7/artl 7.htm

113 Отраслевой руководящий документ РД 34.17.414-95. Методические указания по химическому и физико-химическому фазовому анализам металла энергооборудования тепловых электростанций. - Введ. 1996-01-01.

114 Рекристаллизация металлических материалов/ Ред. Ф. Хесснер. - М.: Металлургия, 1982. - 352 с.

115 Вершинина Т.Н., Иванов М.Б., Колобов Ю.Р. и др. Исследования структурно-фазового состояния и его роли в формировании жаропрочных свойств 12%-й хромистой стали // Известия вузов. Физика. -2007.- №1.- С. 36-42.

116 Bulk nanostructured materials / Edited by Zehenbauer M.J. and Zhu Y.T. Weinheim: WILEY-VCH Verlag GmbH&Co. 2009. P. 736. ISBN: 978-3-527-31524-6

117 Компьютерная программа для расчета фактора дислокационного контраста: [сайт] URL http://metal.elte.hu/anizc/help.html

118 Yan W., Wang W., Shan Y.-Y., Yang K. Microstructural stability of 9-12% Cr ferrite/martensite heat-resistant steels // Front. Mater. Sci. - 2013. - N7(1). - P. 1-27.

119 Armaki H.G., Chen R., Muruyama K. and Igarashi M. Creep behavior and degradation of subgrain structure pinned by nanoscale precipitates in strength-enhanced 5 to 12 pet Cr ferritic steels // Metallurgical and materials transactions A. - 2011.- Vol. 42a. - P. 3084-3094.

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

121 Aghajani A., Somsem Ch., Eggeler G. On the effect of long-term creep on the microstructure of a 12% chromium tempered martensite ferritic steel // Acta Materialia. - 2009. - Vol. 57. - P. 5093-5106.

122 Chattopadhyay R. Surface Wear: Analysis, Treatment, and Prevention.- ASM International, 2001 - p. 307. - ISBN 0-87170-702-0.