1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 121, № 8, 2020

Физика металлов и металловедение, 2020, T. 121, № 8, стр. 884-891

Роль деформации в коагуляции частиц карбида M23C6 в 9% Cr стали

Е. С. Ткачёв a, *, А. Н. Беляков a, Р. О. Кайбышев a

a Белгородский государственный национальный исследовательский университет
308015 Белгород, ул. Победы, 85, Россия

* E-mail: Tkachev_e@bsu.edu.ru

Поступила в редакцию 22.01.2020
После доработки 12.02.2020
Принята к публикации 13.02.2020

Полный текст (PDF)

Аннотация

Проведено исследование кинетики укрупнения частиц карбида M23C6 в 9% Cr стали мартенситного класса с повышенным содержанием бора в процессе длительного старения и ползучести. Показано, что механизмом, контролирующим коагуляцию этих карбидов, в случае отжига является зернограничная диффузия. Деформация ускоряет укрупнение частиц при ползучести, что объясняется дополнительной диффузией вдоль линий дислокаций.

Ключевые слова: теплотехническая сталь, механизмы укрупнения частиц, ползучесть, структура

ВВЕДЕНИЕ

Увеличение содержания бора с одновременным понижением содержания азота позволяет повысить температуры эксплуатации высокохромистых сталей мартенситного класса [1–8]. Новые теплотехнические стали MARBN, P93, G115 были разработаны в Японии и Китае с использованием данного подхода к легированию для применения в качестве теплотехнических материалов нового поколения [3, 7]. Известно, что причиной снижения прочности высокохромистых сталей при ползучести является деградация исходной реечной структуры троостита отпуска, которая включает в себя укрупнение частиц, обеднение ферритной матрицы элементами, обеспечивающими твердорастворное упрочнение, а так же снижение плотности межкристаллитных границ из-за роста реечной структуры и еe трансформации в субзеренную. Вклад частиц вторых фаз в жаропрочность имеет особую важность, т.к. они, помимо обеспечения дисперсионного упрочнения, препятствуют миграции реечных/субзеренных границ [1, 2, 5, 6, 8–11]. Костка и др. [9] показали, что упрочнение частицами вторых фаз в мартенситной стали приводит к снижению скорости ползучести более чем на 2 порядка.

В настоящее время в высокохромистых сталях дисперсионное упрочнение обеспечивается за счет нескольких типов частиц (M23C6, Fe2W, MX, Z-фаза и др.) с различной морфологией, распределением и скоростью укрупнения [2, 5, 6, 9–12]. Введение в 9% Cr-сталь наночастиц карбонитридов MX позволило поднять температуру эксплуатации этих сталей до 580–600°C (P911, P92) [1, 10]. Частицы карбида M23C6 –выделяются в процессе термической обработки по границам исходных аустенитных зерен (ИАЗ), пакетов, блоков и реек [2, 5, 6, 11, 12] и обладают наибольшей объемной долей среди всех типов частиц. В высокохромистых сталях с повышенным содержанием бора они позволяют поднять температуру эксплуатации до ~630°С, поскольку оказывают значительное влияние на сопротивление ползучести. Данные частицы играют роль препятствий для движения дислокаций вдоль реек мартенсита и тормозят перераспределение дислокаций в границах реек и миграцию границ. Исходный размер и кинетика укрупнения данных частиц в процессе ползучести определяют долговременную прочность в сталях типа Р93 [2, 5, 6].

Ранее было установлено [2, 4–8, 13], что повышенное содержание бора приводит к замедлению процесса укрупнения частиц M23C6. Считается, что легирование бором приводит к снижению межфазной энергии карбида M23C6, позволяет повысить устойчивость против коагуляции и обеспечивает стабильность структуры за счет Зинеровской силы торможения [2, 5, 14, 15]. Это увеличивает стабильность реечной структуры и повышает характеристики жаропрочности [2, 4–8, 14, 16]. Положительное влияние бора на замедление коагуляции карбидов M23C6 позволяет стабилизировать частицы карбидов, расположенные на границах реек и блоков, что имеет принципиальное значение для долговременной прочности и способствует сохранению реечной структуры при длительной эксплуатации.

Дислокационная ползучесть в 9% Cr-сталях c повышенным содержанием бора при высоких температурах (~650°C) оказывает значительное влияние на кинетику укрупнения частиц M23C6, что хорошо заметно при сравнении средних размеров частиц в области захватов и рабочих частей образцов, испытанных на ползучесть [2, 4–6, 14]. К сожалению, механизмы коагуляции частиц карбида M23C6 при ползучести, а также причины их ускоренного укрупнения под воздействием деформации изучены недостаточно подробно.

В настоящей работе анализируется механизм укрупнения частиц карбида M23C6 при отжиге и ползучести в 9% Cr-стали c повышенным содержанием бора. Предложена теоретическая модель, объясняющая изменение кинетики укрупнения данных частиц под воздействием деформации при ползучести.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Химический состав используемой для анализа стали приведен в табл. 1 [5, 6, 17]. Сталь была получена выплавкой в вакуумно-индукционной печи, после чего была подвержена гомогенизирующему отжигу при температуре 1150°C и ковке в интервале температур 1150–1000°C. На следующем этапе была проведена окончательная термическая обработка (ТО), включающая нормализацию при 1060°C в течение 0.5 ч и последующий отпуск при 750°C в течение 3 ч.

Таблица 1.  

Химический состав исследуемой стали, вес. %

C Si Mn Cr W Mo Nb V Co Ni Cu Ti Al N B Fe
0.1 0.12 0.4 9.0 1.5 0.57 0.05 0.2 2.8 0.24 0.027 0.002 0.01 0.007 0.012 Oст.

Анализ фазового состава и исследование тонкой структуры осуществлялись методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) с использованием микроскопа Jeol “JEM-2100” при ускоряющем напряжении 200 кВ. Подготовка фольг осуществлялась методом двусторонней струйной электрохимической полировки на установке Struers “Tenupol-5”. В качестве электролита был использован 10%-ный раствор HClO4 в уксусной кислоте. Для фазового анализа с образцов были получены углеродные реплики, которые затем исследовались методом ПЭМ. Идентификация фаз проводилась как по определению химического состава, так и с помощью получения и расшифровки электронограмм. Для определения среднего размера частиц фаз для каждого состояния было проведено не менее 300 измерений.

Значения равновесной объемной доли карбидов и равновесной концентрации Cr в матрице, использованные в уравнениях укрупнения, были рассчитаны с использованием программного обеспечения ThermoCalc с базой данных, используемой для сталей, TCFE7.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Исходная структура, распределение дисперсных частиц вторых фаз и их эволюция при длительном старении и ползучести подробно рассмотрены в предыдущих работах [5, 6, 17]. В данной работе отметим, что структура исследуемой стали после термической обработки представляет собой троостит отпуска с наследованной структурой реечного мартенсита. Отпуск привел к двукратному уменьшению плотности дислокаций, размеры структурных параметров мартенсита увеличились незначительно [17]. Частицы карбида M23C6 располагаются преимущественно по границам ИАЗ, пакетов и блоков. По границам реек такие карбиды расположены более редко, однако, эти частицы играют ключевую роль в сопротивлении ползучести при больших временах эксплуатации [5]. Частицы карбонитридов (Nb,V)(C,N) однородно распределены в ферритной матрице. На переходной стадии ползучести при 650°C происходит выделение частиц фазы Лавеса Fe2(W,Mo) по границам элементов структуры, причем достаточно большое их количество выделяется по границам реек. При длительной ползучести, к моменту наступления стадии ускоренной ползучести, абсолютное большинство частиц карбида M23C6 и частиц фазы Лавеса, располагающихся по границам реек растворяются, что приводит к локализации пластического течений в шейке образцов, где реечная структура трансформируется в субзеренную [5]. Трансформация небольшого количества карбонитридов в нитрид Cr(V,Nb)N, известный как Z-фаза [18], наблюдается только при ползучести и приводит к значительному увеличению размера частиц. Тем не менее данная реакция, вызванная деформацией, не сказывается на долговременной прочности, что, вероятно, связано с небольшой объемной долей данных частиц в рассматриваемой стали [5].

Повышенная жаропрочность рассматриваемой стали по сравнению со сталью типа P92 дополнительно легированной 3% Co [1] обусловлена меньшим размером частиц карбида M23C6 (рис. 1) [5–7, 12, 20], что, в сочетании с выделением частиц фазы Лавеса по границам реек, обеспечивает низкую скорость ползучести на установившейся стадии ползучести [5]. Растворение частиц M23C6, расположенных по реечным границам с увеличением времени ползучести наблюдается во всех 9–12% Cr сталях [2, 5, 6, 11, 12, 20, 21]. При этом только те стали, в которых при ползучести сохраняется достаточно большое количество частиц карбида M23C6 по границам реек, демонстрируют сверхвысокую долговременную прочность [2, 5].

Рис. 1.

Кривые длительной прочности для рассматриваемой стали и стали P92 + 3% Co при 650°C.

Следует отметить, что в сталях с повышенным содержанием бора выделение частиц M23C6 не завершается в процессе отпуска [5, 21]. Приближение удельного объема этих карбидов к термодинамически равновесному происходит в дальнейшем, при температуре ползучести [5]. Было установлено, что увеличение объемной доли частиц при ползучести происходит за счет увеличения размеров частиц M23C6, без значительного увеличения их количества.

При долговременном старении скорость укрупнения частиц карбида M23C6 относительно невелика, что связано с низким значением межфазной энергии данных частиц, особенно в сталях с повышенным содержанием бора [5, 21, 22]. Без вызванных деформацией изменений в распределении частиц вторых фаз высокохромистые стали сохраняют реечную структуру неизменной в течение длительного времени [2, 5, 6, 11, 12, 20, 21]. Однако воздействие деформации при ползучести приводит к значительному увеличению кинетики роста частиц вторых фаз, в особенности частиц M23C6. При этом в настоящее время механизм вызванной деформацией ускоренной коагуляции карбидов M23C6 достоверно не установлен.

Существуют две возможные причины ускорения коагуляции карбидов M23C6 за счет деформации при ползучести. Во-первых, деформация может приводить к увеличению межфазной энергии в связи с потерей когерентности межфазных границ карбидов M23C6 [23, 24], что обуславливает увеличение их скорости коагуляции при ползучести.

Во-вторых, причиной ускоренного укрупнения частиц при ползучести может служить дополнительный диффузионный поток вдоль линий дислокаций, которые задерживаются на частицах M23C6 и различных межкристаллитных границах при скольжении и/или переползании [2, 5, 6, 20, 21]. Дислокации ускоряют коагуляцию по двум причинам. Во-первых, если дислокация соединяет межфазную поверхность с границей или другой частицей то образуется дополнительный диффузионный поток легирующих элементов от растворяемой частицы к растущей, поскольку энергия активации трубочной диффузии значительно меньше, чем объемной (рис. 2). Во-вторых, движущиеся дислокации взаимодействуют с растворенными атомами легирующих элементов путем упругого взаимодействия, что приводит к формированию атмосфер атомов вдоль ядра дислокации. При этом легирующие элементы, сегрегировавшие на ядре дислокации, переносятся трубочной диффузией к частице, на которой затормозилась дислокация [25].

Рис. 2.

Схематическое изображение, иллюстрирующее возникновение дополнительного диффузионного притока к частицам M23C6 при изменении конфигурации дислокаций под воздействием деформации при ползучести.

Укрупнение дисперсных частиц на поздней стадии диффузионного распада, происходящее при сохранении объемной доли частиц происходит путем диффузионного переноса вещества от частиц с меньшим размерам к более крупным, и известно как “созревание оствальдского типа”, последовательная теория которого впервые была построена в работах [26, 27]. Кинетика укрупнения частиц в каждом частном случае зависит от преобладающего механизма массопереноса, который является контролирующим, что подробно представлено в работах [26–31]. Преимущественное расположение частиц M23C6 по межкристаллитным границам позволяет предположить, что контролирующим механизмом массопереноса будет зернограничная диффузия. Для точного определения контролирующего механизма массопереноса экспериментальные данные были построены как ${{r}^{n}} - r_{0}^{n}$ от времени отжига, где n = 3, 4, 5 соответствуют контролирующему массопереносу путем объемной, зернограничной и трубочной диффузии соответственно (рис. 3). Наилучшее совпадение экспериментальных данных наблюдается для зависимости ${{r}^{4}} - r_{0}^{4}$, что подтверждает зернограничный механизм укрупнения частиц M23C6. В случае, когда зернограничная диффузия является контролирующей, изменение среднего радиуса частиц в зависимости от времени описывается как [28]:

(1)
${{\left\langle r \right\rangle }^{4}} - {{\left\langle {{{r}_{0}}} \right\rangle }^{4}} = {{K}_{{{\text{gb}}}}}t,$
(2)
${{K}_{{{\text{gb}}}}} = \frac{{8\gamma {{c}_{{\text{e}}}}{{D}_{{{\text{gb}}}}}\omega {{\Omega }^{2}}}}{{3GRT}}\frac{{u{{{\left( \varphi \right)}}^{4}}}}{{v\left( \varphi \right)}}~,$
где $\gamma $ – межфазная энергия, ${{c}_{{\text{e}}}}$ – равновесная концентрация элемента в матрице, ${{D}_{{{\text{gb}}}}}$ коэффициент зернограничной диффузии с шириной ω, Ω это мольный объем фазы, $~u\left( \varphi \right)$ и $v\left( \varphi \right)$ параметры, зависящие от объемной доли частиц φ (табл. 2). Зависимость, полученная с использованием данного уравнения, хорошо описывает наблюдаемые изменения в размере частиц в процессе отжига (рис. 4).

Рис. 3.

Экспериментальные данные кинетики укрупнения частиц M23C6 построенные для n = 3, 4, 5 соответствующие объемной, зернограничной и трубочной диффузии соответственно.

Таблица 2.  

Параметры, используемые в уравнениях, описывающих укрупнение частиц M23C6 в исследуемой стали

Параметр Значение Источник
Межфазная энергия, γ 0.12 Дж/м2 [22]
Равновесная концентрация Cr в матрице, ce 11.79 × 103 моль/м3 Рассчитано в ThermoCalc
Молярный объемM23C6, Ω 6.53 × 10–6 м3/моль Рассчитано в ThermoCalc
ωDgb/G 4.66 × 10–25 см2 с–1 Подобранное значение
Объемная доля M23C6, φ 0.021670 Рассчитано в ThermoCalc
v 10.0 [28]
η 0.3 [28]
u 1.02 [28]
Коэффициент трубочной диффузии, Dp 5.0 × 10–14 м2 с–1 [32]
Площадь поперечного сечения дислокационной трубки, q 7.2 × 10–19 м2 [32]
Рис. 4.

Изменение среднего радиуса частиц M23C6 при отжиге рассматриваемой стали. Пунктирная линия – расчетная зависимость по (1), (2).

Однако стандартная модель укрупнения не способна объяснить ускоренное укрупнение частиц в условиях ползучести. Как было указано ранее, ускоренное укрупнение частиц под воздействием напряжения/деформации может быть вызвано увеличением межфазной энергии при нарушении их когерентности, или возникновением дополнительных путей массопереноса.

Исследования структуры рассматриваемой стали [5] не выявили существенных различий в ориентационных соотношениях частиц M23C6 с ферритной матрицей при отжиге и ползучести. Можно сделать вывод, что ползучесть не приводит к значительному изменению межфазной энергии данных частиц.

На рис. 5 представлена зависимость разницы в среднем размере частиц M23C6 при ползучести и отжиге в сравнении со сталью P92 + 3% Co.

Рис. 5.

Изменение разницы в среднем размере частиц M23C6 при ползучести и отжиге в рассматриваемой стали в сравнении со сталью P92 + 3% Co.

Видно, что, несмотря на значительную разницу в среднем размере частиц, изменение разницы в размере частиц при ползучести происходит с приблизительно одинаковой скоростью, что указывает на то, что уменьшение межфазной энергии не оказывает значительного влияния на спровоцированное деформацией ускоренное укрупнение.

Известно, что скорость укрупнения частиц пропорциональна плотности диффузионного потока атомов направленных к частице

(3)
$\frac{{dr}}{{dt}} = \sum\limits_i {{{J}_{i}}} ,$
где Ji это плотность диффузионного потока i-го механизма массопереноса. В случае объемной диффузии скорость укрупнения определяется как [26]:

(4)
${{r}^{2}}\frac{{dr}}{{dt}} = \frac{{8\gamma {{c}_{{\text{e}}}}D{{\Omega }^{2}}}}{{27RT}} = {{K}_{{\text{V}}}}.$

В соответствии с моделями укрупнения, предложенными Арделлом [28], при действии зернограничной диффузии скорость укрупнения составляет:

(5)
${{r}^{3}}\frac{{dr}}{{dt}} = \frac{{2\gamma {{c}_{{\text{e}}}}w{{D}_{{{\text{gb}}}}}{{\Omega }^{2}}}}{{3GRT}}\frac{{\left( {u - 1} \right)}}{{{\text{ln}}[\left( {1 + {{\eta u} \mathord{\left/ {\vphantom {{\eta u} {\eta u}}} \right. \kern-0em} {\eta u}}} \right]}} = {{K}_{{{\text{GB}}}}}.$

А в случае, когда массоперенос осуществляется вдоль дислокаций:

(6)
${{r}^{4}}\frac{{dr}}{{dt}} = N\frac{{q{{c}_{{\text{e}}}}{{D}_{{\text{p}}}}{{\Omega }^{2}}}}{{2\pi RT}}\eta u\left( {u - 1} \right) = N{{K}_{{\text{p}}}},$
где $\eta $ и $u$ это параметры, зависящие от объемной доли частиц φ (табл. 2), $N$ – среднее количество дислокаций находящихся в контакте с каждой частицей, $q$ – площадь поперечного сечения дислокационной трубки.

Для объяснения разницы в кинетике укрупнения частиц предположим, что укрупнение частиц M23C6 в условиях ползучести происходит при одновременном действии зернограничного и дислокационного механизма массопереноса, тогда как вкладом объемной диффузии на прогнозируемые времена можно пренебречь. Такое предположение хорошо согласуется с наблюдаемой микроструктурой стали после ползучести (рис. 6), в которой множество дислокаций находятся в контакте с частицами, расположенными на различных границах.

Рис. 6.

Частицы карбида M23C6, находящиеся в контакте с множеством дислокаций после 17  863 ч ползучести при 650°С.

Исходя из аддитивности скоростей укрупнения частиц можно получить следующее уравнение, объединяющее зависимости t1/4 и t1/5:

(7)
$\frac{{dr}}{{dt}} = \frac{{{{K}_{{{\text{GB}}}}}}}{{{{r}^{3}}}} + \frac{{\bar {N}{{K}_{{\text{p}}}}}}{{{{r}^{4}}}}.$

Уравнение (7) правильно описывает процесс укрупнения в случае массопереноса только по границам зерен $\left( {{{K}_{{\text{p}}}} = 0} \right)$ и дислокационным трубкам (KGB = 0). На рис. 7 приведены результаты вычисления кинетики укрупнения частиц, полученные с использованием уравнения (7).

Рис. 7.

Изменение среднего радиуса частиц M23C6 от времени отжига/ползучести при 650°С в рассматриваемой стали. Штриховыми линиями обозначены зависимости, полученные с использованием уравнения (7).

При неизменном значении межфазной энергии, дополнительный вклад диффузионного потока в среднем от трех дислокаций на каждую частицу объясняет наблюдаемую разницу в кинетике укрупнения частиц M23C6 при отжиге и ползучести. При этом следует учитывать, что представленная упрощенная модель укрупнения для смешанного механизма массопереноса не учитывает разброс в размерах частиц на границах различного типа в исходном состоянии, а так же изменение в химическом составе частиц с увеличением времени ползучести/отжига.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Проведен анализ кинетики укрупнения частиц карбида M23C6 в процессе длительного отжига и ползучести в 9% Cr мартенситной стали. Установлено, что, несмотря на уменьшение исходного размера частиц и снижение скорости их укрупнения, легирование бором не оказывает значительного влияния на прирост скорости укрупнения частиц под воздействием деформации при ползучести.

Ускоренное укрупнение частиц при ползучести можно объяснить их взаимодействием с дислокациями, что приводит к одновременному действию двух механизмов массопереноса – зернограничной и трубочной диффузии, и в общем случае может быть описано уравнением, включающим зависимости t1/4 и t1/5.

Список литературы

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

  2. Dudova N., Mishnev R., Kaibyshev R. Creep behavior of a 10% Cr heat-resistant martensitic steel with low nitrogen and high boron contents at 650°C // Mater. Sci. Eng. A. 2019. V. 766. P. 138353.

  3. Matsunaga T., Hongo H., Tabuchi M., Souissi M., Sahara R., Whitt C., Mills M.J. Creep lifetime and microstructure evolution in boron-added 9Cr–1Mo heat-resistant steel // Mater. Sci. Eng. A. 2019. V. 760. P. 267–276.

  4. Fedorova I., Grumsen F.B., Hald J., Andrén H.O., Liu F. Analyzing Boron in 9–12% Chromium Steels Using Atom Probe Tomography // Microscopy and Microanalysis. 2019. V. 25. № 2. P. 462–469.

  5. Tkachev E., Belyakov A., Kaibyshev R. Creep strength breakdown and microstructure in a 9% Cr steel with high B and low N contents // Mater. Sci. Eng. A. 2020. V. 720. P. 138821.

  6. Tkachev E., Belyakov A., Kaibyshev R. Creep behavior and microstructural evolution of a 9% Cr steel with high B and low N contents // Mater. Sci. Eng. A. 2018. V. 725. P. 228–241.

  7. Abe F. New martensitic steels // Materials for ultra-supercritical and advanced ultra-supercritical power plants. Woodhead publishing, 2017. P. 323–374.

  8. Akhtar M., Khajuria A., Kumar V.S., Gupta R. K, Albert S.K. Evolution of Microstructure during Welding Simulation of Boron Modified P91 Steel // Phys. Met. Metall. 2019. V. 120. № 7. P. 672–685.

  9. Kostka A., Tak K.G., Hellmig R.J., Estrin Y., Eggeler G. On the contribution of carbides and micrograin boundaries to the creep strength of tempered martensite ferritic steels // Acta Mater. 2007. V. 55. № 2. P. 539–550.

  10. Сагарадзе В.В., Кочеткова Т.Н., Катаева Н.В., Козлов К.А., Завалишин В.А., Вильданова Н.Ф. и др. Структура и ползучесть российских реакторных сталей с ОЦК-решеткой // ФММ. 2017. Т. 118. № 5. С. 522–534.

  11. Borisova Yu.I., Dudko V.A., Skorobogatykh V.N., Shchenkova I.A., Kaibyshev R.O. Microstructural Changes in Cast Martensitic Steel after Creep at 620°C // Phys. Met. Metall. 2017. V. 118. № 10. P. 1022–1030.

  12. Fedoseeva A.E., Dudova N.R., Kaibyshev R.O. Effect of Stresses on the Structural Changes in High-Chromium Steel upon Creep, Phys. Met. Metall. 2017. V. 118. № 6. P. 591–600.

  13. Sahara R., Matsunaga T., Hongo H., Tabuchi M. Theoretical investigation of stabilizing mechanism by boron in body-centered cubic iron through (Fe,Cr)23(C,B)6 precipitates // Metall. Mater. Trans. A. 2016. V. 47. № 5. P. 2487–2497.

  14. Abe F., Horiuchi, T., Taneike, M., Sawada, K. Stabilization of martensitic microstructure in advanced 9Cr steel during creep at high temperature // Mater. Sci. Eng. A. 2004. V. 378. № 1. P. 299–303.

  15. Gorbachev I.I., Pasynkov A.Yu., Popov V.V., Prediction of the Austenite Grain Size of Microalloyed Steels Based on the Simulation of the Evolution of Carbonitride Precipitates // Phys. Met. Metall. 2015. V. 116. № 11. P. 1127–1134.

  16. Golański G., Merda A., Klimaszewska K. Microstructural aspects of long-term ageing of martensitic 9% Cr steel with and without boron addition // J. Metallic Materials. 2019. T. 71. P. 27–33.

  17. Fedorova I., Kostka A., Tkachev E., Belyakov A., Kaibyshev R. Tempering behavior of a low nitrogen boron-added 9% Cr steel // Mater. Sci. Eng. A 2016. V. 662. P. 443–455.

  18. Danielsen H.K. Review of Z phase precipitation in 9–12 wt % Cr steels // Mater. Sci. Technol. 2016. V. 32. P. 126–137.

  19. Fedoseeva A., Nikitin I., Dudova N., Kaibyshev R. Strain-induced Z-phase formation in a 9% Cr–3% Co martensitic steel during creep at elevated temperature // Mater. Sci. Eng. A. 2018. V. 724. P. 29–36.

  20. Fedoseeva A., Dudova N., Kaibyshev R. Creep strength breakdown and microstructure evolution in a 3% Co modified P92 steel // Mater. Sci. Eng. A. 2016. V. 654. P. 1–12.

  21. Mishnev R., Dudova N., Kaibyshev R., On the origin of the superior long-term creep resistance of a 10% Cr steel // Mater. Sci. Eng. A. 2018. V. 713. P. 161–173.

  22. Fedoseeva A., Tkachev E., Dudko V., Dudova N., Kaibyshev R. Effect of alloying on interfacial energy of precipitation/matrix in high-chromium martensitic steels // J. Mater. Sci. 2017. V. 52. № 8. P. 4197–4209.

  23. Kipelova A., Belyakov A., Kaibyshev R. The crystallography of M23C6 carbides in a martensitic 9% Cr steel after tempering, aging and creep // Phil. Mag. 2013. V. 93. № 18. P. 2259–2268.

  24. Deschamps A., Brechet Y. Influence of Predeformation and Ageing of an Al–Zn–Mg Alloy. II Modeling of Precipitation Kinetics and Yield Stress // Acta Mater. 1999. V. 47. № 1. P. 293–305.

  25. Nakajima T., Spigarelli S., Evangelista E., Endo T. Strain enhanced growth of precipitates during creep of T91 // Mater. Trans. 2003. T. 44 № 9. C. 1802–1808.

  26. Лифшиц И.М., Слезов В.В. О кинетике диффузионного распада пересыщенных твердых растворов // ЖЭТФ, 1958. Т. 35. № 2. С. 479.

  27. Лифшиц И.М., Слезов В.В. К теории коалесценции твердых растворов // ФТТ. 1959. Т. 1. С. 1401–1410.

  28. Ardell A. . On the coarsening of grain boundary precipitates // Acta Metal. 1972. T. 20. № 4. C. 601–609.

  29. Венгренович Р.Д., Москалюк А.В., Ярема С.В. Оствальдовское созревание в условиях смешанного типа диффузии // ФТТ. 2007. Т. 49 № 1. С. 13–18.

  30. Кондратьев В.В., Устюгов Ю.М. Кинетика распада пересыщенных твердых растворов при различных механизмах массопереноса. I. Стадия коалесценции // ФММ. 1993. Т. 76. № 5. С. 40–50.

  31. Устюгов Ю.М. Распад пересыщенных твердых растворов на стадии коалесценции в условиях перехода от дислокационно-контролируемой к объемной диффузии // ФММ. 2007. Т. 104. № 5. С. 471–478.

  32. Mehrer H., Lübbehusen M. Self-diffusion along dislocations and in the lattice of alpha-iron // Defect and Diffusion Forum. 1990. № 66. C. 591–604.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал