Сопротивление ползучести и структура 10% Cr–3% Сo–2% W–0.29% Cu–0.17% Re стали с низким содержанием азота и высоким содержанием бора для изготовления элементов энергоблоков угольных тепловых электростанций Текст научной статьи по специальности «Физика»

УДК 539.3, 539.4

Сопротивление ползучести и структура 10% Cr-3% Со-2% W-0.29% Cu-0.17% Re стали с низким содержанием азота и высоким содержанием бора для изготовления элементов энергоблоков угольных тепловых электростанций

A. Федосеева

Белгородский государственный национальный исследовательский университет, Белгород, 308015, Россия

Сопротивление ползучести и структура 10% Cr-3% Со-2% W-0.29% Cu-0.17% Re стали с содержанием углерода 0.1 %, низким содержанием азота и высоким содержанием бора были исследованы при испытании на длительную прочность до разрушения при температуре 650 °С и приложенных напряжениях от 200 до 100 МПа с шагом 20 МПа. Для сравнения была использована 9% Cr сталь с содержанием углерода 0.1 %, азота 0.05 % и бора 0.005 %. Предварительно стали были термически обработаны по режиму: нормализация при 1050 °С в течение 1 ч с последующим отпуском при 750-770 °С в течение 3 ч, охлаждение на воздухе. Структуры обеих сталей после термической обработки представляли собой реечный мартенсит, границы которого закреплены карбидами М23С6, а перестройка дислокаций затруднена за счет частиц МХ. Существенным отличием 10% Cr стали от 9% Cr были дисперсии карбидов М23С6, характеризующиеся мелким размером и наличием ориентационных соотношений с ферритной матрицей, и карбонитридов МХ, объемная доля которых была в 6 раз ниже. Кратковременные испытания на растяжение при комнатной температуре не выявили различий между сталями, в то время как предел длительной прочности 10% Cr стали был на 13 % выше, чем для 9% Cr стали. Также была обнаружена разница в механизме деформации при ползучести. Анализ структуры 10% Cr стали после испытаний на ползучесть показал, что существенных изменений в реечной структуре этой стали не происходит: ширина реек увеличивается всего на 58 %, плотность дислокаций снижается в 2 раза. Сравнение с 9% Cr сталью выявило, что хорошая стабильность структуры 10% Cr стали в процессе ползучести вызвана высокой стойкостью к укрупнению частиц вторичных фаз, скорость укрупнения которых на 1-2 порядка ниже, чем наблюдалось в 9% Cr стали.

Ключевые слова: жаропрочные мартенситные стали, легирование, сопротивление ползучести, прочность, механизмы упрочнения, структура, укрупнение частиц

DOI 10.55652/1683-805X_2023_26_5_115

Creep resistance and structure of 10% Cr-3% Со-2% W-0.29% Cu-0.17% Re steel with low nitrogen and high boron contents used in unit components for coal power plants

A. Fedoseeva

Belgorod State University, Belgorod, 308015, Russia

The creep resistance and structure of 10% Cr-3% ^-2% W-0.29% Cu-0.17% Re steel with 0.1% carbon, low nitrogen content, and high boron content were investigated in a long-term fracture strength test at 650°C under loads from 200 to 100 MPa applied in increments of 20 MPa. For comparison, 9% Cr steel with 0.1% carbon, 0.05% nitrogen, and 0.005% boron was studied. The steels were subjected to preliminary heat treatment including normalization at 1050°C for 1 hour, tempering at 750-770°C for 3 hours, and cooling in air. The structures of both heat-treated steels exhibited martensite laths with boundaries pinned by М23С6 carbides, and the rearrangement of dislocations was retarded by MX particles. A significant difference between 10% Cr steel and 9% Cr steel was the presence of fine М23С6 carbide particles characterized by orientational relationships with the ferrite matrix and MX carbonitrides, whose volume fraction was 6 times lower. Short-term tensile tests at room temperature showed no differences between the steels, while the long-term tensile strength of 10% Cr steel was 13% higher compared to 9% Cr steel. The creep deformation mechanism of the steels was also different. Structural analysis of 10% Cr steel after creep tests revealed no substantial changes in its lath structure: the lath width increased by only 58% and the dislocation density was reduced by a factor of 2. Comparison with 9% Cr steel showed that the good structural stability of 10% Cr steel during creep is caused by the high coarsening resistance of second-phase particles, whose coarsening rate is 1-2 orders of magnitude lower than that in 9% Cr steel.

Keywords: heat-resistant martensitic steels, alloying, creep resistance, strength, strengthening mechanisms, structure, particle coarsening

© Федосеева A., 2023

1. Введение

Переход на энергоблоки нового поколения тепловых угольных электростанций, работающие при суперсверхкритических параметрах пара, обуславливает необходимость комплексной разработки новых конструкционных материалов [1]. При этом основной задачей является создание новых котельных материалов, обладающих необходимыми рабочими свойствами при суперсверх-критических параметрах пара. Основными требованиями, предъявляемыми к современным материалам для котлов, паропроводов, а также лопаток паровых турбин, работающих на суперсверх-критических параметрах пара, является предел длительной прочности при температуре 650 °С не менее 100 МПа, ударная вязкость при комнатной температуре не менее 59 Дж/см2, предел текучести и предел прочности при комнатной температуре не менее 500 и 700 МПа соответственно [1, 2]. Высокохромистые стали мартенситного класса являются перспективными кандидатами для изготовления элементов котлов, паропроводов, паро-нагревателей, элементов паровых турбин для энергоблоков, работающих при суперсверхкрити-ческих параметрах пара. Эти стали обладают хорошим комплексом механических характеристик и низким коэффициентом термического расширения [1, 3]. Более того, эти стали относительно недороги по сравнению с аустенитными сталями и никелевыми сплавами. Однако к их недостатку относится недостаточно высокое сопротивление ползучести при температурах 650 °С и выше [46]. Повышение сопротивления ползучести достигается за счет изменения легирования и подбора термической или термомеханической обработки [1, 6]. Так, рядом исследователей были выделены основные моменты в легировании, на которые в настоящее время делается основной упор при разработке высокохромистых мартенситных сталей и их исследовании:

- баланс содержания С, V, № и/или Та и N для получения стабильных частиц МХ;

- увеличение содержания Мо и W для твердо-растворного упрочнения и дисперсионного упрочнения за счет М23С6 и фазы Лавеса;

- добавление Со, Си, Мп для подавления 5-феррита;

- добавление Си для зарождения частиц фаз Лавеса на медных частицах;

- сплавы с В для стабилизации М23С6.

Структура высокохромистых сталей представляет собой сложную иерархическую систему, в

которой исходные аустенитные зерна делятся на пакеты, которые делятся на блоки, состоящие из мартенситных реек, при этом структура содержит высокую плотность дислокаций внутри реек [7]. Высокая плотность дислокаций ведет к неравновесности структуры и создает большие движущие силы рекристаллизации при нагреве [1, 5].

Основной вклад в стабилизацию неравновесной структуры троостомартенсита в процессе ползучести вносят твердый раствор, содержащий такие элементы, как кобальт, вольфрам и молибден, которые значительно уменьшают скорость диффузии, и частицы карбидов М23С6, карбонит-ридов МХ и фазы Лавеса (Бе2^, Мо)). Уменьшение скорости диффузии при высоких температурах приводит к замедлению процессов перераспределения дислокаций за счет переползания. Соответственно, скорость трансформации дислокационных границ мартенситных реек с разориен-тировкой <2°, которые являются источниками дальнодействующих полей упругих напряжений, в субзеренные границы, в которых дальнодейст-вующие поля напряжений либо отсутствуют, либо незначительны, существенно снижается [1, 5, 8]. Кроме того, присутствие кобальта, вольфрама, молибдена в твердом растворе и особенно бора по границам структуры подавляет укрупнение частиц карбидов М23С6, что также предотвращает образование субзеренной структуры [3, 8-10]. Однако содержание W и Мо в твердом растворе превышает их равновесное содержание при температурах эксплуатации ~630-650 °С, что приводит к выделению из твердого раствора W и Мо до равновесных концентраций с образованием частиц фаз Лавеса типа Мо) в процессе длительного старения и ползучести [11, 12]. Это приводит к ускорению переползания дислокаций и укрупнению карбидов М23С6, что провоцирует трансформацию реечной структуры троостита отпуска в субзеренную структуру [6, 8]. Эта трансформация является причиной потери высокохромистыми сталями своего уникального сопротивления ползучести и резкого уменьшения величин долговременной прочности в результате перехода от кратковременной ползучести к долговременной ползучести [13]. Необходимо отметить, что процессы обеднения твердого раствора W и Мо и укрупнения карбидов М23С6 являются взаимосвязанными. Обеднение твердого раствора такими элементами замещения, как W и Мо, неизбежно ведет к ускорению диффузионных процессов, в том числе и укрупнению частиц при долговре-

менном старении и ползучести. И если укрупнение частиц карбидов М23С6 можно попытаться замедлить путем дополнительного легирования бором [1, 14-16], что снижает межфазную энергию карбидов, то укрупнение частиц фазы Лавеса и ускорение переползания дислокаций из-за обеднения твердого раствора вольфрамом и молибденом не решаются этими методами. Рений, как отмечалось в [17, 18], должен был помочь решить эту задачу, расширяя растворимость вольфрама в твердом растворе при 650 °C. Однако исследования не подтвердили эту теорию [19]. С другой стороны, было обнаружено, что добавление рения и увеличение содержания вольфрама до 3 % обеспечивают когерентность границ раздела частиц/матрица и замедляют скорость диффузии, предотвращая растворение цепочек частиц карбидов М23С6 и фазы Лавеса вдоль границ мар-тенситных реек при ползучести. Эти цепочки стабилизируют реечную структуру троостомартен-сита в течение ~11 000 ч ползучести под высоким приложенным напряжением [20]. Настоящее исследование входит в цикл работ, посвященный исследованию 10% Cr сталей, содержащих рений, и направленный на увеличение сопротивления ползучести этих сталей и сдерживание структурной деградации в процессе ползучести [6, 19-22]. Цель настоящего исследования — исследовать структуру и сопротивление ползучести Re-содер-жащей 10% Cr стали с низким содержанием азота и высоким содержанием бора, выявить отличительные черты, обеспечивающие высокое сопротивление ползучести по сравнению с 9% Cr сталью с содержанием углерода 0.1 %, азота 0.05 % и бора 0.005 %, не содержащей рений.

2. Материал и методики

Исследуемая 10% Cr сталь была выплавлена в вакуумно-индукционной печи. Для сравнения была использована 9% Cr сталь, структура и свойства которой достаточно подробно изложены в работе [8]. Химические составы сталей представлены в табл. 1 и были определены с использованием методов оптико-эмиссионной спектрометрии (FOUNDRY-MASTER UVR) и газоанализа (МЕТЭК-300/МЕТЭК-600).

Предварительно обе стали были подвергнуты гомогенизационному отжигу при температуре 1150 °С в течение 16 ч с последующей двухсторонней ковкой при этой же температуре до истинной степени деформации ~1, охлаждению на воздухе. Затем обе стали были подвергнуты нормализации при температуре 1050 °С в течение 1 ч, охлаждению на воздухе, с последующим отпуском при температуре 750 °С для 9% Cr стали, используемой для сравнения, и 770 °С для исследуемой 10% Cr стали в течение 3 ч с охлаждением на воздухе. Более высокая температура отпуска 10% Cr стали была выбрана для обеспечения хорошей ударной вязкости.

Испытания на одноосное растяжение проводили при комнатной температуре на 3 плоских образцах с длиной рабочей части 27 мм и поперечным сечением 7 х 3 мм2 со скоростью деформации 10-3 с-1 с помощью универсальной испытательной машины Instron 5882 согласно стандарту ГОСТ 1497-84. Испытание на твердость проводилось при комнатной температуре на плоскопараллельном образце с размерами 10 х 15 х 15 мм с шлифованной рабочей поверхностью с использованием цифрового твердомера по Бринеллю модели Wolpert 3000BLD согласно стандарту ГОСТ 901259 (диаметр шарика D = 5 мм, нагрузка 750 кгс). Испытания на длительную прочность проводили при температуре 650 °С и номинальных напряжениях от 200 до 100 МПа с шагом 20 МПа до разрушения на плоских образцах с длиной базы 25 мм и поперечным сечением 7 х 3 мм2 с использованием машины рычажного типа ATS2330 согласно стандарту ASTME139-00.

Структура материала была исследована с использованием методов оптической микроскопии (Olympus GX70), просвечивающей электронной микроскопии (JE0L-2100 с энергодисперсионной приставкой INCA) и растровой электронной микроскопии (Quanta 600 с приставкой EBSD). Для оптической металлографии были использованы образцы, протравленные в водном растворе 2% азотной кислоты и 1% фтороводородной кислоты в течение 30 с. Для просвечивающей и растровой электронной микроскопии были использованы тонкие фольги, электролитически утоненные в

Таблица 1. Химический состав исследуемых сталей (в вес. %)

Fe C Cr Co W Mo V Nb Cu Re N B Ni Si Mn Al

10 % Cr бал. 0.1 9.4 3.1 2.1 0.6 0.16 0.05 0.29 0.17 0.001 0.015 0.2 0.1 0.03 0.04

9 % Cr бал. 0.1 9.1 3.0 1.8 0.5 0.23 0.05 - - 0.05 0.05 0.2 0.1 0.2 0.01

растворе 10% хлорной кислоты в уксусной кислоте при напряжении 23 В с использованием прибора TenuPol-5. Размер исходных аустенитных зерен, ширина мартенситных реек, а также расстояние между высокоугловыми границами были определены методом случайных секущих. Плотность дислокаций оценивалась как количество точек выхода дислокаций на верхнюю и нижнюю поверхности фольги. Тип частиц был определен комбинацией методов идентификации картин микродифракций электронов и локальным химическим составом частиц с использованием просвечивающей электронной микроскопии. Объемные доли равновесных фаз были вычислены методом математического моделирования с использованием программного обеспечения Thermo-Cale (Version 5.0.4 75) с термодинамической базой данных для сталей TCFE7. Больше информации о методиках можно найти в [6, 8, 13, 19-22].

3. Результаты и обсуждение

3.1. Исходное состояние после термической обработки

Изображения макроструктуры исследуемой 10% Сг стали и 9% Cr стали для сравнения после термической обработки, полученные методом оптической металлографии, представлены на рис. 1. Размер исходных аустенитных зерен в исследуемой 10% Cr стали составил около 60 мкм, что намного больше, чем в 9% Сг стали со стандартным содержанием углерода, азота и бора (табл. 1). Ô-феррит не обнаружен в обеих сталях (рис. 1, табл. 1).

Известно, что размер исходных аустенитных зерен определяется содержанием карбонитридов МХ, которые остаются нерастворенными при аус-тенитизации стали при высокой температуре и

выступают источниками тормозящих сил рекристаллизации [23]. Значительное снижение содержания азота в 10% Сг стали снижает долю карбо-нитридов МХ (табл. 2), что приводит к увеличению размера исходных аустенитных зерен.

Изображения микроструктуры исследуемой 10% Сг стали после термической обработки, полученные методами просвечивающей и растровой электронной микроскопии, методом дифракции отраженных электронов (ЕВББ) фольг, вместе с распределениями субзерен/зерен по размерам и разориентировкам представлены на рис. 2 и 3. В

Таблица 2. Параметры структуры 10% Сг и 9 % Сг сталей после термической обработки

Параметры структуры 10% Cr сталь 9% Cr сталь

Размер ИАЗ, мкм 65 ± 5 10 ± 5

Доля 5-феррита, % 0 0

Размер реек, нм 380 ± 30 380 ± 30

Плотность дислокаций, 1014 м-2 1.44 ± 0.1 2.0 ± 0.1

Расстояние между ВУГ, мкм 2.60 1.76

Доля ВУГ, % 52 63

Доля МУГ, % 48 37

Средний размер М23С6, нм 70 ± 7 90 ± 7

Объемная доля* М23С6, % 2.35 2.27

Средний размер обогащенных W частиц, нм 40 ± 4 -

Средний размер М(С, К), нм 30 ± 3 40 ± 3

Объемная доля* М(С, К), % 0.054 0,.34

Плотность частиц по ВУГ, мкм-1 5.69 1.41

Плотность частиц по МУГ, мкм-1 2.01 0.94

* Рассчитано с использованием программы Thermo-Calc. ВУГ — высокоугловые границы, МУГ — малоугловые границы, ИАЗ — исходное аустенитное зерно.

Рис. 2. Изображения микроструктуры исследуемой 10% Сг стали после термической обработки, полученные методами просвечивающей (а) и растровой электронной микроскопии (б), ЕБББ (в) тонких фольг (цветной в онлайн-версии)

результате термической обработки в 10% Сг стали формируется довольно однородная структура тро-остита отпуска (рис. 2, в). Средний поперечный размер реек пакетного мартенсита составил 380 ± 30 нм в обеих сталях (табл. 2). Плотность дислокаций внутри реек высокая в обеих сталях (табл. 2). Анализ микроструктуры методом растровой электронной микроскопии фольг 10% Сг стали (рис. 2, б) выявил небольшое количество крупных частиц, обогащенных вольфрамом, предположительно W2B [24], оставшихся нераство-ренными при нормализации. ЕБББ-анализ показал (рис. 2, в), что доли высокоугловых и малоугловых границ составили 52 и 48 % соответственно в 10% Сг стали, при этом среднее расстояние

между высокоугловыми границами составляет 2.6 мкм (рис. 3, а, табл. 2). Напротив, в 9% Сг стали обнаружены более высокая доля высокоугловых границ на 21 % и меньшая доля малоугловых границ на 23 %, что приводит к снижению расстоянию между высокоугловыми границами на 32 % (табл. 2). Распределение субзерен/зерен по раз-ориентировкам (рис. 3, б) показало бинарное распределение в 10% Сг стали с пиками при 2°-5° и 55°-60°, которые соответствуют границам мар-тенситных реек и границам исходных аустенит-ных зерен соответственно. Отметим, что многие дислокационныеграницы мартенситных реек имеют разориентировку менее 2°, что не учитывается методом ЕБББ-анализа. Также в 10% Сг стали

Рис. 3. Распределение высокоугловых зерен по размеру (а) и распределение субзерен/зерен по разориентировке (б), полученные методом ЕБББ фольги 10% Сг стали

Рис. 4. Изображения частиц вторичных фаз в 10% Сг стали (а) с характерными микродифракциями электронов для карбидов М23С6 (б), карбонитридов КЬХ (в) и карбидов М6С (г) после термической обработки. Просвечивающая электронная микроскопия углеродных реплик

наблюдается небольшой пик при разориентиров-ке около 30° (рис. 3, б), который соответствует границам пакетов.

Химический состав матрицы 10% Cr стали, полученный усреднением десяти измерений химического состава твердого раствора феррита в разных точках фольги вдали от возможных частиц энергодисперсионным анализатором INCA с использованием просвечивающего электронного микроскопа JEOL-2100, соответствует (в вес. %) 84 % Fe-9 % Cr-3.6 % Co-2.45 % W-0.57 % Mo-0.2 % Re-0.2 % V. Таким образом, видно, что содержание таких элементов замещения, как кобальт, вольфрам, молибден и рений, а также карбидооб-разующего элемента — ванадия, практически не меняется с учетом погрешности измерения, что говорит о том, что эти элементы остаются в твер-

дом растворе феррита. В то же время содержание хрома снижается с 9.4 до 9.0 %, что связано с выделением фаз/фазы, содержащей хром, а также из твердого раствора полностью уходит ниобий, что связано с выделением фаз/фазы, содержащей ниобий.

Анализ реплик (рис. 4) показал, что в процессе термической обработки выделяются частицы карбидов М23С6, обогащенные хромом (рис. 4, б), частицы карбонитридов МХ, обогащенные ниобием (рис. 4, в), а также очень малое количество частиц карбидов М6С, обогащенных вольфрамом (рис. 4, г). Частицы карбидов М23С6 и карбонитри-дов МХ также были обнаружены и в 9% Сг стали [6, 8], однако размер частиц карбидов М23С6 был существенно крупнее и их численная плотность как по высокоугловым, так и по малоугловым

Рис. 5. Распределение частиц карбидов М23С6 в структуре троостита отпуска 10% Сг (а) и 9% Сг сталей (б) после термической обработки

(220)М*ЗС6 <011)а

' W ' (600)^110)о

[001]

М23С6

Рис. 6. Изображения частиц карбидов М23С6 на малоугловых границах мартенситной рейки (цифрами обозначены раз-ориентировки границ) с соответствующей микродифракцией электронов от матрицы (a-Fe в оси зоны [111]) и карбида М23С6 в 10% Cr стали

границам мартенситных реек значительно ниже, а также объемная доля карбонитридов МХ в 6 раз выше (табл. 2).

Исследование структуры методами просвечивающей электронной микроскопии фольг и углеродных реплик показало, что для обеих 9% и 10% Сг сталей карбиды М23С6 являются доминантной фазой с преимущественным расположением по границам исходных аустенитных зерен, пакетов, блоков и мартенситных реек (рис. 2, а и 4, а). Эти частицы обогащены Сг, Бе и Ш в обеих сталях, и их усредненный химический состав соответствует (в вес. %) 43 % Сг-17 % Бе-0.5 % Мо-40 % Ш в 10% Сг стали.

На рис. 5 представлены гистограммы распределения частиц М23С6 по размерам в структуре троостита отпуска 10% Сг и 9% Сг сталей после термической обработки.

Из рис. 5 видно, что для 10% Сг стали характерен мелкий размер карбидов М23С6, что вызвано частичной заменой атомов углерода на атомы бора и образованием частиц М23(С, В)6 при отпуске [6, 14, 16]. Так, основной пик распределения карбидов М23С6 по размерам в 10% Сг стали соответствует размерам частиц от 50 до 75 нм, при этом более 80 % частиц лежит в интервале размеров до 100 нм (рис. 5, а). Доля очень крупных частиц с размерами более 200 нм не превышает 1 % (рис. 5, а). Напротив, для 9% Сг стали основной пик распределения карбидов М23С6 по размерам смещен в сторону больших размеров по сравнению с 10% Сг сталью и лежит в интервале от 75

до 100 нм (рис. 5, б). Доля частиц с размерами до 100 нм составляет 60 %. Более того доля частиц с размерами от 100 до 200 нм в 2.3 раза больше, чем для 10% Сг стали (рис. 5, б). Доля очень крупных частиц с размерами более 200 нм составляет 3 % (рис. 5, б). Измельчение карбидов М23С6 в 10% Сг стали приводит к увеличению их численной плотности по высокоугловым и малоугловым границам при одинаковой объемной доле этих частиц в 9% Сг и 10% Сг сталях (табл. 2).

После термической обработки в 10% Сг стали между карбидами М23С6 и ферритной матрицей по малоугловым границам мартенситных реек были обнаружены ориентационные соотношения (рис. 6), соответствующие хорошо известным соотношениям Питча и Курдюмова-Загса [25].

Полученные ориентационные соотношения между карбидами М23С6 и ферритной матрицей 10% Сг стали после термической обработки показывают, что эти частицы сильно связаны с фер-ритной матрицей. Карбиды М23С6 эффективны в сдерживании миграции малоугловых границ мар-тенситных реек. Так, в ранее исследуемой 10% Сг стали с рением частицы карбидов М23С6, расположенные по границам мартенситных реек, сохраняют свои ориентационные соотношения как минимум в течение 10 000 ч испытания на ползучесть и являются основной причиной (вместе с фазой Лавеса) высокого сопротивления ползучести при кратковременных испытаниях [20].

Помимо карбидов М23С6 в струкутре 10% Сг стали после термической обработки были обна-

Деформация, %

Рис. 7. Инженерные кривые (напряжение от степени деформации), полученные при одноосном растяжении исследуемой 10% Сг стали в сравнении с 9% Сг сталью при комнатной температуре и при 650 °С (а); вклады различных механизмов упрочнения в предел текучести при комнатной температуре для обеих сталей после термической обработки (б) (цветной в онлайн-версии)

ружены два других типа частиц вторичных фаз. Во-первых, частицы карбонитридов №Х округлой формы со средним размером 30 нм (рис. 4, а, в). Усредненный химический состав таких частиц представляет собой (в вес. %): 41 % №-46 % Сг-12 % Бе-1 % V. Высокое содержание хрома в таких частицах вызвано близким расположением карбонитридов №Х к карбидам М23С6. Объемная доля карбонитридов №Х составила 0.054 % согласно математическому моделированию с использованием программного обеспечения ТИегшо-Са1с (табл. 1). Во-вторых, округлые карбиды М6С, выделившиеся на карбидах М23С6, как было ранее рассмотрено в работе [22], со средним размером 40 нм (рис. 4, а, г). Усредненный химический состав таких частиц (в вес. %): 72 % W-22 % Сг-6 % Бе. Количество таких частиц было пренебрежимо мало. Как было показано ранее [22], частицы М6С преимущественно выделяются при ползучести или отжиге при 650 °С и служат промежуточной фазой для образования фазы Лавеса (Бе2^, Мо)).

3.2. Свойства при растяжении и твердость. Анализ вкладов от различных механизмов упрочнения

На рис. 7 представлено поведение 10% Сг стали в сравнении с 9% Сг сталью при растяжении при комнатной температуре совместно с вкладами различных механизмов упрочнения в предел текучести. Расчет вкладов различных механизмов

упрочнения производился по аналогии с ранее опубликованными работами [26, 27] путем линейного сложения следующих составляющих:

- упрочнение за счет сил трения решетки (сил Пайерлса) (о0),

- дислокационное упрочнение (о^О,

- дисперсионное упрочнение от карбидов М23С6 и карбонитридов МХ (ораг1),

- твердорастворное упрочнение за счет элементов замещения (о8о1),

- субструктурное упрочнение от субзерен с малоугловыми границами (о1а^).

Прочностные характеристики при одноосном растяжении при комнатной температуре и при температуре 650 °С 10% Сг и 9% Сг сталей близки. Предел текучести при 20 °С составил 560 и 520 МПа для 9% Сг и 10% Сг стали соответственно, в то время как предел прочности при 20 °С на 20 МПа выше для 10% Сг стали (рис. 7, а). При 650 °С предел текучести 9% Сг стали в 1.5 раза выше, в то время как предел прочности одинаковый для обеих сталей и составляет 315 МПа. Величины относительного удлинения также близки для обеих сталей при обеих температурах испытания.

Рассчитанные вклады упрочнений имеют хорошее согласие с экспериментальным пределом текучести. Отклонение теоретически рассчитанного значения прочности от экспериментального значения составляет менее 10 % для обеих сталей, что сопоставимо с величиной погрешности изме-

Рис. 8. Кривые зависимостей скорости деформации от времени (а) и скорости деформации от степени деформации (б) для завершенных испытаний на длительную прочность до разрушения при приложенных напряжениях 200, 180, 160, 140 и 120 МПа для 10% Сг стали (цветной в онлайн-версии)

рений как структурных параметров, так и предела текучести. Поскольку такие параметры структуры, как ширина мартенситных реек, плотность дислокаций, содержание Сг, Ш, Мо и Со в матрице, практически одинаковые для обеих сталей, а рений в 10% Сг сталях, как было установлено ранее в [19], не дает вклада в твердорастворное упрочнение, то и вклады упрочнений от этих структурных элементов оказываются сопоставимыми для 9% Сг и 10% Сг сталей. Наибольший вклад в предел текучести вносит дисперсионное упрочнение от частиц вторичных фаз для обеих сталей, величина которого составляет 180 МПа для 9% Сг стали и 200 МПа для 10% Сг стали, несмотря на существенные различия в дисперсиях вторичных фаз между 9% Сг и 10% Сг сталями. К ним относятся:

- снижение среднего размера карбидов М23С6 на 23 % в 10% Сг стали при сохранении одинаковой объемной доли этих частиц в 9% Сг и 10% Сг сталях;

- существенное снижение объемной доли кар-бонитридов МХ в 6 раз в 10% Сг стали по сравнению с 9% Сг сталью путем снижения содержания азота до 0.001 %. Высокий вклад в дисперсионное упрочнение из-за пониженного размера карбидов М23С6 в 10% Сг стали компенсируется большой объемной долей карбонитридов МХ в 9% Сг стали.

Твердость исследуемой 10% Сг и 9% Сг стали для сравнения составила 225 ± 5 Нв. Такие величины твердости свидетельствуют об удовлетворительной свариваемости стали, а также о том, что предварительный подогрев для процесса сварки и последующий отпуск не требуются [1].

3.3. Сопротивление ползучести

На рис. 8 представлены кривые зависимостей «скорость деформации - время» и «скорость деформации - степень деформации» для завершенных испытаний на длительную прочность до разрушения при приложенных напряжениях 200, 180, 160, 140 и 120 МПа для 10% Сг стали.

Поведение при ползучести исследуемой 10% Сг стали типично для жаропрочных сталей мартен-ситного класса, содержащих дисперсные частицы вторичных фаз. 10% Сг сталь с Яе содержит 3 стадии ползучести: первичную, установившуюся и ускоренную (третичную) стадии, при этом установившаяся стадия ползучести выражена в виде точки достижения минимальной скорости ползучести. Скорость деформации уменьшается до минимального значения на начальных степенях деформации и затем постепенно увеличивается с увеличением степени деформации. Необходимо отметить, что для меньших приложенных номинальных напряжений требуется больше времени для достижения минимальной скорости ползучести. Минимальная скорость ползучести увеличивается с 10-10 до 10-6 с-1, когда приложенные напряжения растут от 120 до 200 МПа для обеих сталей.

На рис. 9 приведено сравнение кривых ползучести 10% Сг и 9% Сг сталей при температуре 650 °С и приложенных напряжениях 160, 140 и 120 МПа.

При приложенном напряжении 160 МПа существенное 6-кратное повышение времени до разрушения 9% Сг стали обусловлено более продолжительной первичной стадией ползучести и сниже-

Рис. 9. Сравнение кривых ползучести — скорости деформации от времени (а-в) и скорости деформации от степени деформации (г-е) для 10% Сг и 9% Сг сталей при приложенных напряжениях 160 (а, в), 140 (б, д) и 120 МПа (в, е) (цветной в онлайн-версии)

нием минимальной скорости ползучести более чем на порядок по сравнению с 10% Сг сталью (рис. 9, а). При этом удлинение до разрушения 9% Сг стали в 2 раза ниже, чем для 10% Сг стали, а также наклоны первичной и третичной стадий ползучести более крутые, что свидетельствует об активном протекании процессов как упрочнения на первичной стадии, так и разупрочнения на третичной стадии в 9% Сг стали (рис. 9, г). При снижении приложенного напряжения до 140 МПа разница во времени до разрушения между сталями снижается до 2 раз, что также связано с более продолжительной первичной стадией ползучести, минимальная скорость ползучести 9% Сг стали всего в 2 раза ниже, чем для 10% Сг (рис. 9, б). Удлинение до разрушения 9% Сг стали также в 2 раза ниже, чем для 10% Сг стали, наклоны третичных стадий одинаковые для обеих сталей (рис. 9, д). При приложенном напряжении 120 МПа поведение при ползучести обеих сталей становится одинаковым: совпадают время до разрушения, минимальная скорость ползучести, наклоны кривых на первичной и третичной стадиях ползучести (рис. 9, в, е). К отличиям можно отнести то, что

удлинение до разрушения и до минимальной скорости ползучести в 9% Сг стали в 2 раза ниже, как было и при более высоких приложенных напряжениях (рис. 9, е).

На рис. 10 представлена зависимость приложенных напряжений от времени до разрушения для испытаний на длительную прочность для исследуемой 10% Сг стали в сравнении с 9% Сг сталью.

Из рис. 10 видно, что при высоких приложенных напряжениях, новая 9% Сг сталь имеет существенный прирост во времени до разрушения. Так, при напряжениях от 200 до 160 МПа разница по времени до разрушения между сталями составила около 6 раз в пользу 9% Сг стали. При этом отметим, что наклоны кривых длительной прочности 9% Сг и 10% Сг сталей в области высоких приложенных напряжений близки (рис. 10, а). При приложенном напряжении 140 МПа для 9% Сг стали наблюдается ярко выраженный перегиб кривой длительной прочности, что приводит к увеличению наклона кривой в 2.1 раза и снижению сопротивления ползучести. В то время как для 10% Сг стали такого перегиба кривой дли-

Время до разрушения, ч Приложенное напряжение, МПа

Рис. 10. Зависимость приложенного напряжения от времени до разрушения (а) и минимальной скорости ползучести от приложенного напряжения (б) для исследуемой 10% Сг стали в сравнении с 9% Сг сталью при температуре испытания 650 °С. Стрелкой обозначено незавершенное испытание на длительную прочность при 100 МПа, которое продолжается на момент написания статьи (цветной в онлайн-версии)

тельной прочности не обнаружено, все точки для завершенных испытаний лежат на одной прямой с коэффициентом корреляции 99 % (рис. 10, а). Несмотря на то что исследуемая 10% Сг сталь показывает низкое сопротивление ползучести при кратковременной ползучести, это не свидетельствует о том, что сопротивление длительной ползучести также будет низким. Незавершенное испытание при 100 МПа явлется определяюще важным для понимания природы возникновения перелома на кривой длительной прочности новой 10% Сг стали.

По кривым на рис. 8 и 9 можно определить минимальную скорость ползучести для испытаний в условиях температуры 650 °С и приложенных напряжений 200, 180, 160, 140 и 120 МПа для исследуемой 10% Сг стали с Яе в сравнении с 9% Сг сталью. Зависимость минимальной скорости ползучести от напряжения представлена на рис. 10, б. На рис. 10, б видно, что зависимость между минимальной скоростью ползучести и приложенным напряжением является линейной. Экспериментальные данные подчиняются степенному закону ползучести во всем интервале приложенных напряжений в форме [1, 28]:

Г гл Л

^тш _ Аа

ехр

0_

ЯТ у

(1)

где втЬ — минимальная скорость ползучести; а — приложенное напряжение; Q — энергия активации для пластической деформации; Я — газовая постоянная; Т — температура; А — конс-

*

танта; п — «кажущийся» показатель степени.

Для исследуемой 10% Сг стали кривая на рис. 10, б обеспечивает наилучшее линейное соответствие для «кажущегося» показателя степени в уравнении пластической деформации п = 21 с коэффициентом корреляции 0.98 при всех приложенных напряжениях в интервале 200-120 МПа без переломов. Оценка пороговых напряжений методом простой экстраполяции кривой до оси абсцисс, соответствующей минимальной скорости ползучести 10-11 с-1 по оси ординат, показывает, что 98 МПа соответствует величине пороговых напряжений в исследуемой 10% Сг стали. Для сравнения 9% Сг сталь демонстрирует «кажущийся» показатель степени в уравнении пластической деформации п = 12, и величина пороговых напряжений составляет 85 МПа (рис. 10, б). Чтобы установить механизм деформации при ползучести на рис. 10, б также была представлена зависимость минимальной скорости ползучести от эффективного напряжения, определенного как разница между приложенным напряжением и пороговым напряжением (аарр1 - ацт). Известны четыре хорошо задокументированных случая, касающихся ползучести материалов: п = 3 для ползучести, контролируемой процессом вязкого скольжения, п = 5 для ползучести, контролируемой высокотемпературным переползанием дислокаций (объемная диффузия), п = 7 для ползучести, контролируемой низкотемпературным переползанием дислокаций (трубочная диффузия), п = 8 для ползучести, контролируемой решеточной диффузией, с постоянной структурой [28]. Показатель истинного напряжения п для исследуемой 10% Сг

а 10%Сг ° 9%Сг

33 34 35 36 37 Параметр Ларсона-Миллера

Рис. 11. Зависимости напряжения от параметра Ларсона-Миллера при температуре 650°С для определения предела длительной прочности на базе 100 000 ч (цветной в онлайн-версии)

стали составил 6.3 для всего диапазона приложенных напряжений, что близко к п = 7 и указывает на ползучесть, контролируемую низкотемпературным переползанием дислокаций под действием трубочной диффузии без какого-либо изменения в механизме деформации длительной ползучести, в то время как для 9% Сг стали показатель истинного напряжения п = 4.1 свидельствует о том, что ползучесть в этой стали контролируется высокотемпературным переползанием дислокаций под действием объемной диффузии.

Для оценки предела длительной прочности исследуемой 10% Сг стали в сравнении с 9% Сг ста-

лью использовалась эмпирическая зависимость между напряжением и временем до разрушения (уравнение Ларсона-Миллера):

Р = Т (^ т + 36)-10"3, (2)

где Т — температура испытания, К; т — время до разрушения. На рис. 11 представлены зависимости между приложенным напряжением и параметром Ларсона-Миллера.

Так, предел длительной прочности а6(55) на базе 100000 ч, который характеризует сопротивление материала разрушению при длительном воздействии температуры и напряжения, для исследуемой 10% Сг стали с Яе составил 96 МПа, что на 13 % больше, чем для 9% Сг стали. Более того, предел длительной прочности коммерческой стали Р92 составляет 72 МПа [29], что почти на 25 % меньше, чем для исследуемой 10% Сг стали с Яе.

3.4. Микроструктура после ползучести

На рис. 12 приведены структуры исследуемой 10% Сг стали после испытаний на длительную прочность в области равномерного удлинения методами просвечивающей и растровой электронной микроскопии тонких фольг. В табл. 3 просуммированы параметры структуры исследуемой 10% Сг стали в сравнении с 9% Сг сталью в области равномерной деформации (рабочая часть). В обеих сталях происходит выделение частиц фазы

Рис. 12. Эволюция структуры исследуемой 10% Сг стали после испытаний на длительную прочность в области равномерного удлинения. Просвечивающая (а-в) и растровая электронная микроскопия (г-е)

Таблица 3. Параметры структуры исследуемой 10% Сг стали в сравнении с 9% Сг сталью после испытаний на длительную прочность в области равномерного удлинения

Приложенное напряжение, МПа 160 140 120

Сталь 10% Сг 9% Сг 10% Сг 9% Сг 10% Сг 9% Сг

Время до разрушения, ч 80 487 934 1828 4306 4869

Размер реек, нм 657 720 600 930 539 -

Размер субзерен, нм - 610 631 1450 500 1500

Плотность дислокаций, 1014 м-2 1.7 0.4 1.13 0.2 1.1 0.1

Размер М23С6, нм 53 120 79 150 87 200

Размер фазы Лавеса, нм 70 170 78 245 163 280

Размер №>(С, Ы), нм 37 70 40 70 40 70

Лавеса (Бе2(^ Мо)) по высокоугловым границам исходных аустенитных зерен, блоков и пакетов, а также на малоугловых границах мартенситных реек, которые хорошо выявляются в 2-контрасте изображений растровой электронной микроскопии как белые частицы на сером фоне матрицы (рис. 12, г-е).

В работах [6, 8] показано, что существенное увеличение размеров реек, образование крупных субзерен и снижение плотности дислокаций, а также значительное укрупнение зернограничных частиц карбидов М23С6 и фазы Лавеса (Бе2(^ Мо)) для 9% Сг стали в области равномерной деформации наблюдаются при приложенных напряжениях ниже 140 МПа, что коррелирует с появлением перелома на кривой длительной прочности (рис. 10, а). Так, ширина мартенситных реек возрастает с 400 нм после отпуска до около 1 мкм в области низких приложенных напряжений, что сопровождается двукратным увеличением средних размеров частиц вторичных фаз (табл. 3). Плотность дислокаций снижается на порядок по сравнению с исходным состоянием (табл. 2 и 3). Напротив, для 10% Сг стали структура остается практически неизменной при всех приложенных напряжениях: ширина мартенсит-ных реек возрастает вдвое до 600 нм, плотность дислокаций снижается в 2 раза до 1.1 ■ 1014 м-2 (рис. 12, а-в, табл. 3). Более того, в исследуемой 10% Сг стали частицы фазы Лавеса и карбиды М23С6 сохраняются достаточно мелкими даже после испытания на ползучесть при 120 МПа (рис. 12, табл. 3). Более мелкий размер карбидов М23С6 после испытания при 160 МПа вызван дополнительным выделением частиц в процессе ползучести, что снижает средний размер этой фазы. Таким образом, реечная структура 10% Сг стали демонстрирует высокую стабильность при

ползучести в широком интервале приложенных напряжений, что вызвано высокими пороговыми напряжениями (рис. 10, б).

Согласно полученным данным (рис. 12, табл. 3), можно установить, что в области равномерного удлинения идут процессы укрупнения частиц вторичных фаз по механизму Оствальда, который описывается уравнением Лифшица-Слезова-Ваг-нера [30, 31]:

йт - ^ = Щ - О, (3)

где й0 и й — средние диаметры частиц за время t0 и t соответственно; К — постоянная скорости укрупнения; коэффициент п зависит от механизма укрупнения.

Был проведен анализ укрупнения мартенсит-ных реек совместно с различными частицами вторичных фаз (карбиды М23С6, фазы Лавеса, карбо-нитриды ЫЬХ) в обеих сталях. На рис. 13 представлены графики изменения размеров мартен-ситных реек, а также частиц вторичных фаз в области равномерного удлинения. Были рассчитаны постоянные скорости укрупнения частиц вторичных фаз, предполагая, что контролирующим процессом укрупнения мартенситных реек будет объемная диффузия т = 3, зернограничных частиц карбидов М23С6 и фазы Лавеса — зерногра-ничная диффузия т = 4, а карбонитридов ЫЬХ — трубочная диффузия т = 5.

Из рис. 13 видно, что скорость укрупнения всех структурных элементов в 10% Сг стали значительно медленнее, чем в 9% Сг стали. Так, скорость укрупнения мартенситных реек в 5.7 раз ниже в 10% Сг стали, что сопровождается снижением скорости укрупнения карбидов М23С6 на 2 порядка, частиц фазы Лавеса и карбонитридов ЫЬХ на порядок. Несмотря на одинаковый уровень кратковременных прочностных свойств и

Рис. 13. Изменения размеров мартенситных реек (а), а также частиц вторичных фаз: М23С6 (б), фазы Лавеса (в) и карбо-нитридов ЫЬХ (г) в области равномерного удлинения. Кр — постоянные скорости укрупнения (цветной в онлайн-вер-сии)

преимущества 9% Сг стали при высоких приложенных напряжениях, уровень сопротивления ползучести высокохромистых сталей определяется уровнем внутренних пороговых напряжений [13, 28, 32]. Пороговые напряжения в сталях с низким содержанием азота вызваны когерентными частицами карбидов М23С6, расположенными по малоугловым границам мартенситных реек, что предотвращает их миграцию в процессе ползучести [13]. Таким образом, более высокий предел длительной прочности исследуемой 10% Сг стали определяется стабильностью реечной структуры, границы которой эффективно удерживаются от миграции частицами карбидов М23С6, средний размер которых сохраняется менее 100 нм даже после длительных испытаний на ползучесть.

4. Заключение

Проведен сравнительный анализ механический свойств и структуры 10% Сг стали, дополнительно легированной кобальтом, вольфрамом, молибденом и рением, с низким содержанием азота и высоким содержанием бора, с 9% Сг сталью с содержанием углерода 0.1 %, азота 0.05 % и бора 0.005 %. Установлено, что стабильность реечной структуры, малоугловые границы которой закреплены мелкими частицами карбидов М23С6, имеющими ориентационные соотношения с матрицей, в течение длительного времени под действием высокой температуры и напряжения становится залогом высокого сопротивления ползучести. Вклад дисперсионного упрочнения в предел текучести 10% Сг стали является доминирующим

среди механизмов упрочнения. Снижение вклада от карбонитридов МХ компенсируется карбидами М23С6 более мелкого размера, которые играют определяющую роль в стабильности реечной структуры при ползучести. Предел длительной прочности 10% Cr стали на базе 100 000 ч при температуре 650 °С составляет 96 МПа, что на 13 % больше, чем для 9% Cr стали. При этом ползучесть 10% Cr стали контролируется низкотемпературным переползанием дислокаций под действием трубочной диффузии. Комплекс кратковременных свойств на растяжение и сопротивления ползучести 10% Cr стали удовлетворяет требованиям, предъявляемым к элементам энергоблоков тепловых электростанций.

Финансирование

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского научного фонда (соглашение № 19-73-10089-П), https://rscf.ru/project/22-73-41001/.

Благодарности

Автор выражает благодарность Центру коллективного пользования «Технологии и материалы» НИУ «БелГУ» за предоставленное оборудование.

Литература

1. Abe F., Kern T.-U., Viswanathan R. Creep-Resistant Steels. - Cambridge: Woodhead Publishing, 2008.

2. Kern T. U., Staubli M., Scarlin B. The European efforts in material development for 6508C USC power plants—COST522 // ISIJ Int. - 2002. - V. 242. -P. 1515-1519.

3. Klueh R.L. Elevated-temperature ferritic and martensi-tic steels and their application to future nuclear reactors // Int. Mater. Rev. - 2005. - V. 50. - P. 287310. - https://doi.org/10.1179/174328005X41140

4. Bladesha H.K.D.H. Design of ferritic creep-resistant steels // ISIJ Int. - 2001. - V. 41. - P. 626-640. -https://doi.org/10.2355/isijinternational.41.626

5. Кайбышев Р. О., Скоробогатых В.Н., Щенкова И.А. Новые стали мартенситного класса для тепловой энергетики // ФММ. - 2010. - Т. 109. - № 2. -C. 200-215. - https://doi.org/10.1134/S0031918X10 020110

6. Fedoseeva A., Nikitin I., Tkachev E., Mishnev R., Du-dova N., Kaibyshev R. Effect of alloying on the nuclea-tion and growth of Laves phase in the 9-10% Cr-3% Co martensitic steels during creep // Metals. -2021. - V. 11. - P. 60. - https://doi.org/10.3390/met11 010060

7. Maruyama K., Sawada K., Koike J. Strengthening mechanisms of creep resistant tempered martensitic steel // ISIJ Int. - 2001. - V. 41. - P. 641-653. - https://doi. org/10.2355/isij international.41.641

8. 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. - https://doi.org/10.1016Zj.msea. 2015.12.027

9. Dronhofer A., Pesicka J., Dlouhy A., Eggeler G. On the nature of internal interfaces in tempered martensite ferritic steels // Mater. Res. Adv. Tech. - 2003. -V. 94. - P. 511-520. - https://doi.org/10.1515/ijmr-2003-0091

10. Kostka A., Tak K.-G., Hellmig R.J., Estrin Y., Egge-ler G. On the contribution of carbides and micrograin boundaries to the creep strength of tempered martensite ferritic steels // Acta Mater. - 2007. - V. 55. -P. 539-550. - https://doi.org/ 10.1016/j.actamat.2006. 08.046

11. Abe F. Effect of fine precipitation and subsequent coarsening of Fe2W Laves phase on the creep deformation behavior of tempered martensitic 9Cr-W steels // Metall. Trans. A. - 2005. - V. 36. - P. 321-332. -http://doi.org/10.1007/s11661-005-0305-y

12. Prat O., Garcia J., Rojas D., Sauthoff G., Inden G. The role of Laves phase on microstructure evolution and creep strength of novel 9% Cr heat resistant steels // Intermetallics. - 2013. - V. 32. - P. 362-372. -https://doi.org/10.1016/jintermet.2012.08.016

13. Fedoseeva A., Tkachev E., Kaibyshev R. Advanced heat-resistant martensitic steels: Long-term creep deformation and fracture mechanisms // Mater. Sci. Eng. A. - 2023. - V. 862. - P. 144438. - https://doi.org/ 10.1016/j.msea.2022.144438

14. Abe F., Taneike M., Sawada K. Alloy design of creep resistant 9Cr steel using a dispersion of nano-sized car-bonitrides // Int. J. Press. Vessel. Pip. - 2007. -V. 84. - P. 3-12. - https://doi.org/10.1016/jijpvp. 2006.09.003

15. Horiuchi T., Igarashi M., Abe F. Improved utilization of added B in 9Cr heat-resistant steels containing W // ISIJ Int. - 2002. - V. 42. - P. 67-71. - https:// doi.org/10.2355/isijinternational.42.Suppl_S67

16. Abe F. Effect of boron on microstructure and creep strength of advanced ferritic power plant steels // Proc. Eng. - 2011. - V. 10. - P. 94-99. - https://doi.org/ 10.1016/j.proeng.2011.04.018

17. Viswanathan R., Bakker W. Materials for ultrasupercri-tical coal power plants—Turbine materials: Part 2 // J. Mater. Eng. Perform. - 2001. - V. 10. - P. 96-101. -https://doi.org/10.1361/105994901770345394

18. Fukuda M., Tsuda Y., Yamashita K., Shinozaki Y., Ta-kanashi T. Materials and design for advanced high temperature steam turbines // Conf. Proc. Advances in Materials Technology for Fossil Power Plants, 25-28 Oct. 2004, Hilton Head Island, South Carolina / Ed. by

R. Viswanathan, D. Gandy, K. Coleman. - Materials Park: ASM Int., 2005. - P. 491-505.

19. Fedoseeva A., Nikitin I., Dudova N., Kaibyshev R. On effect of rhenium on mechanical properties of a high-Cr creep resistant steel // Mater. Lett. - 2019. - V. 269. -P. 81-84. - https://doi.org/10.1016Zj.matlet.2018.10.081

20. Fedoseeva A., Nikitin I., Dudova N., Kaibyshev R. Superior creep resistance of a high-Cr steel with Re additives // Mater. Lett. - 2020. - V. 262. - P. 127183. -https://doi.org/10.1016/j.matlet.2019.127183

21. Fedoseeva A., Nikitin I., Dudova N., Kaibyshev R. Strain and temperature contributions to structural evolution in a Re-containing 10% Cr-3% Co-3% W steel during creep // Mater. High Temp. - 2021. - V. 38. -P. 237-246. - https://doi.org/10.1080/09603409.2021. 1924548

22. Fedoseeva A., Nikitin I., Dudova N., Kaibyshev R. Nu-cleation of W-rich carbides and Laves phase in a re-containing 10% Cr steel during creep at 650°C // Mater. Char. - 2020. - V. 169. - P. 110651. - https://doi. org/10.1016/j.matchar.2020.110651

23. Humphreys F.J., HatherlyM. Reaystallization and related annealing phenomena. - New York: Elsevier, 2004.

24. Fedoseeva A., Dolzhenko A., Kaibyshev R. Thermo-mechanical processing as method decreasing delta-ferrite and improving the impact toughness of the novel 12% Cr steels with low N and high B contents // Materials. - 2022. - V. 15. - P. 8861. - https://doi.org/10. 3390/ma15248861

25. Kipelova A., Odnobokova M., Belyakov A., Kaiby-shev R. Effect of Co on creep behavior of a P911 steel // Metall. Mater. Trans A. - 2013. - V. 44. - P. 577583. - https://doi.org/10.1007/s11661-012-1390-3

26. Fedoseeva A., Dudko V., Dudova N., Kaibyshev R. Effect of Co on the strengthening mechanisms of the creep-resistant 9% Cr-2% W-MoVNb steel // J. Mater. Sci. - 2022. - V. 57. - P. 21491-21501. - https://doi. org/10.1007/s10853-022-07940-z

27. Nikitin I., Fedoseeva A., Kaibyshev R. Strengthening mechanisms of creep-resistant 12% Cr-3% Co steel with low N and high B contents // J. Mater. Sci. -2020. - V. 55. - P. 7530-7545. - https://doi.org/ 10.1007/s10853-020-04508-7.

28. Spigarelli S., Cerri E., Bianchi P., Evangelista E. Interpretation of creep behavior of a 9Cr-Mo-Nb-V-N (T91) steel using threshold stress concept // Mater. Sci. Technol. - 1999. - V. 15. - P. 1433-1440. - https:// doi.org/10.1179/026708399101505428

29. Vallourec & Mannesmann Tubes // T92/P92 steel Handbook. (Ultra-) Supercritical Boiler Steel and Welding Technical Symposium, 2005. - V. 3. -P. 285-304.

30. Wagner C. Theorie der Alterung von Niederschlaegen durch Umlosen (Ostwald Reifung) // Phys. Chem. Chem. Phys. - 2010. - V. 65. - P. 581-591. - https:// doi.org/10.1002/BBPC.19610650704

31. Lifshitz M., Slyozov V.V. The kinetics of precipitation from supersaturated solid solutions // J. Phys. Chem. Solids. - 1961. - V. 19. - P. 35-50. - https://doi.org/ 10.1016/0022-3697(61)90054-3

32. 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. - https:// doi.org/10.1016/j.msea.2019.138353

Поступила в редакцию 14.02.2023 г., после доработки 07.03.2023 г., принята к публикации 15.03.2023 г.

Сведения об авторе

Федосеева Александра Эдуардовна, к.т.н., снс НИУ «БелГУ», fedoseeva@bsu.edu.ru, alexandra_plot@mail.ru