ОГЛАВЛЕНИЕ
2
Стр.
ВВЕДЕНИЕ
ГЛАВА 1. РАДИАЦИОННЫЕ ЭФФЕКТЫ И РОЛЬ ГЕЛИЯ В РАДИАЦИОННОЙ СТОЙКОСТИ РЕАКТОРНЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ 7
1.1. Радиационные дефекты, создаваемые при облучении нейтронами и ионами 7
1.2. Радиационное распухание 9
1.2.1. Влияние типа кристаллической решетки на распухание 10
1.2.2. Влияние химического состава на распухание 11
1.2.3. Влияние структурного состояния на распухание 16
1.3. Другие эффекты, вызванные облучением 18
1.4. Роль гелия в радиационной стойкости конструкционных материалов ядерных и термоядерных реакторов 21
1.4.1. Накопление гелия в конструкционных материалах 21
1.4.2. Роль гелия в радиационном распухании констру кционных матери ал ов 24
1.4.3. Роль гелия в радиационном упрочнении и охрупчивании 25
1.4.4. Влияние гелия на структурно-фазовую стабильность конструкционных материалов 28
1.5. Поведение гелия в материалах 30
ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ 37
2.1. Материалы и приготовление образцов 37
2.2 Облучение ионами гелия 40
2.3 Электронно-микроскопические исследования 40
2.4. Измерение микротвердости 42
2.5. Термодесорбционпые исследования 42
2.6. Анализ исходной структуры сплавов 46
2.6.1. Анализ исходной структуры никелевых сплавов и промышленных материалов 46
2.6.2 Анализ исходной структуры ванадиевых сплавов 49
2.6.3 Анализ исходной структуры сплавов ¥е-С 51
2.6.4 Выводы 53
ГЛАВА 3. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ НА ФОРМИРОВАНИЕ 54
ГЕЛИЕВОЙ ПОРИСТОСТИ ПРИ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОМ ОБЛУЧЕНИИ
3.1. Сплавы в закаленном состоянии 54
3.2. Сплавы в состоянии отжига (старения) 59
3.3. Обсуждение результатов 65
3.4. Возможность использования облучения легкими ионами 69 для оценки стойкости материалов к радиационному распуханию
3.5. Выводы 71
ГЛАВА 4. ФОРМИРОВАНИЕ ГЕЛИЕВОЙ ПОРИСТОСТИ 72
ПРИ ПОСЛЕРАДИАЦИОННЫХ ОТЖИГАХ
4.1. Сплавы в состоянии закалки 72
4.2. Сплавы в состоянии отжига (старения) 76
4.3 Обсуждение результатов 81
4.4. Выводы 85
ГЛАВА 5.
5.1.
5.1.1.
5.1.2.
5.2.
5.2.1.
5.2.2. 5.3. 5.4
5.4.1.
5.4.2. 5.4.3 5.5.
ОСОБЕННОСТИ ПОВЕДЕНИЯ ГЕЛИЯ И ФОРМИРОВАНИЕ ГАЗОВОЙ ПОРИСТОСТИ В ГЦК И ОЦК МАТЕРИАЛАХ
Система сплавов Ре-С Термодесорбционное исследование Электронно-микроскопическое исследование Системы сплавов №-А1 и У-П Электронно-микроскопическое исследование Термодесорбционное исследование Промышленные материалы Обсуждение результатов Сплавы внедрения Сплавы замещения Промышленные материалы Выводы
87
87
87
89
91
91
93
95
96 96 99 102 103
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
105
ЛИТЕРАТУРА
107
ВВЕДЕНИЕ
4
Актуальность проблемы.
В конструкционных материалах активной зоны реакторов на быстрых нейтронах и, особенно, первой стенки и других узлов разрядной камеры реакторов синтеза наряду с высокой степенью радиационных повреждений структуры будет происходить накопление значительного количества гелия и изотопов водорода, которые образуются в результате различных ядерных реакций при бомбардировке быстрыми нейтронами, а также могут быть внедрены непосредственно излучением из плазмы в термоядерных реакторах (ТЯР).
Гелий оказывает существенное влияние на радиационную повреждаемость материалов и часто может быть причиной катастрофического ухудшения свойств и сокращения срока службы конструктивных элементов ядерных реакторов и ТЯР. В связи с этим проблеме гелия в различных материалах уделялось большое внимание. Изучение структуры и свойств материалов, содержащих гелий, выявило его отрицательное влияние на радиационную стойкость конструкционных материалов. К таким эффектам относятся: роль гелия в радиационном распухании, высокотемпературном и низкотемпературном радиационном упрочнении и охрупчивании, радиационноускоренной ползучести и др. Подавляющее большинство таких исследований были выполнены на промышленных конструкционных материалах или чистых металлах. Вместе с тем известно, что химический состав и структурнофазовое состояние материалов оказывает существенное, а часто решающее влияние на радиационные эффекты в твердых телах. Однако экспериментальных работ по поведению гелия и развитию газовой пористости в материалах в зависимости от легирования, примесного состава и структурного состояния недостаточно.
В этой связи изучение поведения гелия и формирования газовой пористости в зависимости от содержания примесей и легирующих элементов в металлах и сплавов различных систем, исходного структурно-фазового состояния материалов, условий ионного облучения и нослерадиационной обработки является актуальным направлением исследований.
Цель работы.
Основной целью настоящей работы явилось выявление закономерностей влияния легирования на формирование газовой пористости и поведение ионно-внедренного гелия в модельных сплавах на основе никеля, железа и ванадия, а также промышленных материалах различного класса.
Научная новизна и практическая значимость работы .
Впервые установлены закономерности влияния легирования и исходною состояния на характер развития гелиевой пористости в модельных спла-
5
вах на основе никеля при высокотемпературном облучении и послерадиаци-онных отжигах.
Показана возможность использования облучения ионами гелия для оценки стойкости материалов к радиационному распуханию.
Впервые установлено, что ферритно-мартенситные стали более подвержены газовому распуханию, чем стали аустенитного класса.
С использованием модельных сплавов системы Ре-С показано, что при высокотемпературном облучении ионами гелия распухание ферритных сталей и ферритных зерен ферритно-мартенситных сталей существенно превосходит распухание мартенситных сталей и мартенситных зерен.
Установлены закономерности и особенности влияния легирования и структурных факторов на поведение ионно-внедренного гелия и формирование газовой пористости в ГЦК и ОЦК сплавах.
Результаты исследования представлены в удобной форме и позволяют дать ряд обоснованных рекомендаций экспериментаторам и специалистам-разработчикам конструкционных материалов ядерных и термоядерных реакторов по созданию радиационно-стойких и структурно-стабильных сплавов, выбору оптимального состава легирующих элементов, примесей и структурно-фазового состояния материалов, а также представляют интерес для исследователей, работающих в области физики твердого тела и фундаментальных проблем взаимодействия излучения с твердым телом.
Объем и структура работы.
Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и библиографии. Диссертация изложена на 122 страницах, содержит 60 рисунков, 18 таблиц и список цитируемой литературы из 215 наименований.
Во введении обосновывается актуальность работы, формулируются цели и основные задачи исследования, кратко описываются основные полученные результаты.
В главе 1 дан обзор по влиянию легирования на радиационную стойкость материалов в зависимости от условий облучения и структурнофазового состава сплавов.
В главе 2 приведены исследованные материалы и использованные экспериментальные методики.
В главах 3 и 4 представлены и обсуждены экспериментальные результаты по влиянию различных элементов замещения на развитие гелиевой пористости модельных сплавах на основе никеля.
В главе 5 представлены и обсуждены экспериментальные результаты по влиянию элеметггов замещения и внедрения на особенности развития газовой пористости и поведение ионно-внедренного гелия в ОЦК и ГЦК сплавах.
На зашиту выносятся следующие положения.
6
На защиту выносятся следующие результаты, полученные в процессе решения поставленной задачи:
1. Закономерности формирования гелиевой пористости в модельных сплавах систем Ni-X (X = Be, Si, Mo, W, Al, Ti, Ta, Sn, Zr) при высокотемпературном облучении и послерадиационных отжигах.
2. Особенности влияния исходного состояния (закалка от 1100 °С, 1 ч; закалка + отжиг/старение при 750 °С, 1 ч) модельных сплавов Ni-X на развитие гелиевой пузырьковой структуры.
3. Закономерности поведения ионно-внедренного гелия и формирования газовой пористости в зависимости от концентрации легирующего элемента в ГЦК (модельные сплавы системы Ni-Al) и ОЦК (модельные сплавы систем V-Ti и Fe-C) металлах, а также и аустенитных и ферритно-мартенситных сталях.
Апробация работы и публикации.
Основные положения работы доложены и обсуждены на следующих научных семинарах, совещаниях и конференциях: научная сессия МИФИ-99 (Москва, 1999 г.), МИФИ-2000 (Москва, 2000 г.), МИФИ-2001 (Москва, 2001 г.), МИФИ-2002 (Москва, 2002 г.); X (Севастополь, 2000 г.), XI (Севастополь, 2001 г.), XII (Севастополь, 2002 г.) Международное совещание «Радиационная физика твердого тела»; XIV (Алушта, 2000 г.), XV (Алушта, 2002 г.) Международная конференция по физике радиационных явлений и радиационному материаловедению; IV Международный Уральский семинар по радиационной физике металлов и сплавов (Снежинск, 2001 г.); 10th International Conference «Fusion Reactor Materials» (Baden-Baden, Germany, 2001); 1 Российская конференция молодых ученых по физическому материаловедению (Калуга, 2001 г.); Всероссийская Школа-Конференция молодых ученых «Современные проблемы радиационной физики твердого тела» (Томск, 2001 г.)
По теме диссертации опубликовано 20 работ в научных журналах и сборниках и выпущен 1 научно-технический отчет.
7
ГЛАВА 1. РАДИАЦИОННЫЕ ЭФФЕКТЫ II РОЛЬ ГЕЛИЯ В РАДИАЦИОННОЙ СТОЙКОСТИ РЕАКТОРНЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ
1.1. Радиационные дефекты, создаваемые при облучении
нейтронами и ионами
Взаимодействие излучений с твердым телом сводится к фем первичным процессам [1-7].
Возбуждение электронной и ядерной подсистем. Этот процесс играет роль в создании радиационных дефектов в ионных кристаллах и полупроводниках; металлы после подобного возбуждения быстро возвращаются в равновесное состояние.
Ядерные реакции. При ядерных реакциях в облученном материале образуются атомы примеси - трансмутанты, изменяющие химический сосгав, структуру и свойства материала. Влияние данного процесса начинает проявляться при облучении частицами высоких энергий и достаточно больших флюенсах.
Смещение атомов из первоначальных положений. В основе большинства явлений радиационной повреждаемости материалов лежит смешение атомов из узлов кристаллической решетки, что происходит при передаче атомам энергии, превышающей пороговую энергию Ед (для большинства металлов = 25-30 эВ).
Наиболее важной харакгеристикой атомов, смещенных со своих мест в результате взаимодействия с бомбардирующей частицей, является переданная им энергия В приближении упругого соударения энергия первично-выбитых атомов (ПВА) определяется выражением:
Г = Е [4 М\ Мг / (7И, Ш2)2] sin2 (9/2), (1.1)
где Е - энергия бомбардирующей частицы, М\ и М2 - масса частицы и атома кристалла, & - угол рассеяния частицы в системе центра масс.
Кроме ПВА, образующихся в результате упругих соударений бомбардирующих частиц с атомами кристалла, в облучаемом металле возможно возникновение атомов отдачи вследствие неупрутих взаимодействий атомов. При этом с повышением энергии бомбардирующих частиц неуклонно возрастает вклад неупругих процессов в полное число смещаемых атомов и при высоких энергиях становится определяющим.
Каждый ПВА или атом отдачи в зависимости от своей начальной энергии и кристаллографического направления передает сообщенную ему энергию атомам металла, инициируя каскадный процесс смещений, при котором в процесс вовлекаются вторично выбитые атомы, в результате чего образуются пары Френкеля и комплексы, состоящие из нескольких вакансий или междоузельных атомов.
8
Таким образом, при облучении нейтронами и высокоэнергетическими заряженными частицами в кристалле происходят довольно сложные процессы дефектообразования, в результате чего возникают различные радиационные нарушения. Число, размер и конфигурация последних определяются условиями облучения, структурой и свойствами облучаемого материала. Однако основным процессом радиационного повреждения материалов является создание точечных дефектов, т е. вакансий и междоузельных атомов и атомов примесей (трансмутантов), которые, взаимодействуя друг с другом и с имеющимися несовершенствами кристаллического строения, могут превращаться в более сложные образования, например, кластеры, дислокационные петли, вакансионные поры и газовые пузырьки.
При возникновении точечных дефектов в решетке кристалла атомы, расположенные в непосредственной близости к ним, перестраиваются в конфигурацию с минимальной энергией. При наличии вакансии вокруг нее образуется специфическое иоле смещения атомов, направление и величина которого определяются геометрией решетки. В ОЦК и ГЦК решетке атомы смешаются к центру вакансии на величину - 1-2% от размера атома [8, 9]. В ОЦК и ГЦК металлах междоузельные атомы располагаются в виде гантели или краудиона; в ГПУ решетке устойчивым является тригональное внедрение. В металлах энергия активации миграции вакансии составляет около 1 эВ, а междоузельных атомов - несколько десятых долей эВ [7-9]. При температурах, когда созданные в неравновесных концентрациях вакансии и междоузельные атомы подвижны, а их равновесные концешрации относительно низкие, идет интенсивное объединение однотипных дефектов и образование вакансионых и/или междоузельных скоплений, что энергетически выгодно [10].
Процесс развития вакансионных скоплений начинаегся с попарного объединения вакансий в дивакансии. Энергия образования дивакансии Е[2х:
/4 = 2/£ - /4, (1-2)
где /Л - энергия образования вакансии, /4 - энергия связи дивакансии, которая составляет несколько десятых долей элсктронвольт [3, 8-10]. Подвижность дивакансии значительно выше, чем одиночных вакансий. Присоединение к дивакансии грегьей вакансии гоже энергетически выгодно и приводит к образованию плоской три вакансии, которая также обладает достаточной подвижностью. Такую тривакансию можно рассматривать как зародыш плоского скопления вакансий - дислакационных петель с вектором Бюргерса Ь=а/3[111] на плоскости {111} в ГЦК решетке и Ь=а!2[110] на плоскости {110} в ОЦК решетке. Для тетравакансии наиболее выгодной, согласно расчету, в а-железе является объемная, а в никеле - плоская конфигурация (ромб в плоскости (111) [11].
Междоузельные атомы лишь в редких случаях образуют трехмерные скопления. Как правило, они объединяются в двухмерные комплексы, а затем, присоединяя следующий атом, превращаются в дислокационные пегли.
9
Дислокационные петли являются термически более стабильными дефектами, чем кластеры, и сохраняются в материале до температуры - 0,67Ш1.
При температуре (0,25 - 0,6)ГГ1Л и сравнительно высокой степени повреждения [~ 1 смещение на атом (СНА)] в металлах образуются вакансион-ные поры. Размеры и конфигурация пор зависят от температуры облучения, степени повреждения, чистоты и структуры металла.
1.2. Радиационное распухание
Одним из эффектов, связанных с тем, что в облучаемых металлах и сплавах имеет место пересыщение точечными дефектами, является зарождение и развитие объемных скоплений вакансий в виде вакансионных пор, что приводит к радиационному распуханию. Для зарождения и роста пор в облучаемом материале необходимы следующие условия:
1) достаточно высокое пересыщение вакансиями (термодинамическое);
2) большая подвижность точечных дефектов и собственных атомов (кинетическое);
3) стабилизация трехмерного вакансионного скопления (зародышей пор), препятствующая превращению комплекса в дислокационную петлю.
Каждый материал в зависимости от его структуры и свойств в заданных условиях облучения характеризуется некоторым уровнем повреждения ф/о, где ф - плотность потока частиц, /0 - время облучения, называемым инкубационным, выше которого начинают образовываться поры. Инкубационный период сокращается с увеличением энергии дефектов упаковки в облучаемом материале и, как правило, для чистых металлов меньше, чем для сталей и сплавов [1, 5, 7]. Увеличение флюенса приводит к возрастанию плотности и среднего размера пор (рис. 1.1) и, соответственно, распухания материала.
Рис. 1.1. Зависимость плотности и среднего размера пор от дозы при облучении нейтронами стали Б А 316 БЗ: о — 390 °С; □ - 460 °С; протонами при 400 °С сплавов: ▲ -Гс-20%Сг-24%Мі, т -ПР 304 ББ, • -18%Сг-9%Ре [12].
10
Кривая зависимости распухания от температуры для чистых металлов и сплавов обычно имеет колоколобразный вид с максимумом, высота и положение которого определяются структурным состоянием исследуемого материала, свойствами дефектов и условиями облучения. При реакторном облучении большинства металлов и сплавов порообразование происходит в интервале температур (0,2 ч- 0,55)7,ш с максимумом при ~ 0,4 Тпл. С ростом температуры облучения концентрация пор уменьшается, а их средний диаметр возрастает.
1.2.1. Влияние типа кристаллической решетки на распухание.
Точной закономерной связи между склонностью металла к радиационному распуханию и его кристаллическим строением не установлено. Различие развития радиационного распухания в ГЦК и ОЦК металлах проявляется в отличии соотношения скорости зарождения пор и скорости их роста и связано с положением температурною интервала порообразования. Для ОЦК металлов и сплавов температурный интервал порообразования сдвинут в область более низких температур (от ~ 0,17 ч- 0,247ПЛ) по отношению к температурному интервалу порообразования у ГЦК металлов (от ~ 0,37^) [13, 14]. Развитие пористости в ОЦК металлах и сплавах при относительно низких температурах облучения обусловлено малым значением отношения энергии миграции вакансий к 7ПЛ и низкой термической стабильностью вакансионных петель, образующихся в этих материалах при разрушении каскадов смещений [15]. На графиках температурной зависимости распухания (Б), нормированного на величину распухания в максимуме, для N1 и Та при реакторном облучении и МЬ, V и стали А151 316 при ионном облучении максимум распухания для ОЦК металлов сдвинут в область более низких температур по отношению к соответствующему параметру для ГЦК металлов и сплавов, что
0,1 0,3 0,5Т1Т™ 0,35 0,45 іТІТпл
а) б)
Рис 1.2. Нормированная на распухание в максимуме температурная зависимосгь распухания никеля (1) и тантала (2) при облучении в реакторе ЕВК-ІІ (а); ниобия (1), ванадия (2) и стали АІ8І316 (3) при ионном облучении (6) [13, 16,17].
- Київ+380960830922