Особенности поведения гелия и водорода в ОЦК и ГЦК материалах в зависимости от условий ионного облучения тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

□030626Э4

Тан Све

ОСОБЕННОСТИ ПОВЕДЕНИЯ ГЕЛИЯ И ВОДОРОДА В ОЦК И ГЦК МАТЕРИАЛАХ В ЗАВИСИМОСТИ ОТ УСЛОВИЙ ИОННОГО

ОБЛУЧЕНИЯ

01 04 07 - «Физика конденсированного состояния»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Авто]

Москва - 2007

003062694

Работа выполнена в Московском инженерно-физическом институте (государственном университете)

НАУЧНЫЙ РУКОВОДИТЕЛЬ

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОПОНЕНТЫ

ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ

доктор физико-математических наук, профессор И И Чернов

доктор физико-математических наук, профессор А А Писарев

доктор физико-математических наук, ведущий научный сотрудник В М Шарапов

ИРТМ РНЦ «Курчатовсий инстиут»

Защита состоится « 30 » мая 2007 г в 15 час 00 мин на заседании диссертационного совета Д 212 130 04 МИФИ по адресу 115409, Москва, Каширское шоссе, 31

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МИФИ

Автореферат разослан « /£ » д^ 2007 г.

Просим принять участие в работе совета или прислать отзыв в одном экземпляре, заверенном печатью организации, по адресу МИФИ

Ученый секретарь диссертационного совета МИФИ, д ф -м н, профессор

ЕМ Кудрявцев

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы В ближайшие годы большинство ядерных реакторов, построенных в 70-х годах прошлого столетия, могут быть выведены из эксплуатации в связи с выработкой их ресурса В связи с этим энергетическая программа правительства Российской Федерации предусматривает возможность продления срока их службы, а также строительство реакторов нового поколения на быстрых нейтронах (типа БН-800, БН-К и др ) и, возможно, термоядерных реакторов (ТЯР) к середине века Материалы таких реакторов рассчитываются на длительную эксплуатацию под воздействием интенсивных потоков облучения до высоких флюенсов 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 нейтронами Возможно также дополнительное внедрение гелия в конструкционные материалы из внешней среды Например, гелием заполняют газовые зазоры в твэлах, а при реакторном облучении возникает направленный в приповерхностные слои оболочки поток атомов газа, обусловленный передачей им энергии нейтронами Кроме того, в материалы первой стенки ТЯР гелий и изотопы водорода будут внедряться излучением из плазмы, а также за счет поглощения трития, который является Р-радиоактивным изотопом и с периодом полураспада 12,26 лет превращается в изотоп гелия 3Не

Влияние гелия и водорода на свойства конструкционных материалов ядерных и термоядерных реакторов выделило его в особую проблему физики радиационных повреждений и радиационного материаловедения Это привело к интенсивному изучению поведения гелия и водорода в различных металлах и сплавах Много внимания уделяется проблеме гелия при рассмотрении чрезвычайно сложных задач фундаментального и прикладного характера, стоящих перед физикой твердого тела и физическим материаловедением при освоении термоядерных источников энергии Исследование поведения водорода в материалах также в большой степени связано с проблемами термоядерного реактора Существует проблема водородопроницаемости первой стенки в связи с использованием в будущих реакторах трития, диффузионные утечки которого могут оказаться значительными Другая проблема связана с тем, что концентрация водорода, создаваемая в материале первой стенки при проникновении изотопов водорода, может оказаться близкой к значению, которое является критическим для металла с точки зрения его стойкости к водородному охрупчиванию

Следует отметить, что в ядерных реакторах, в отличие от гелия, водород образуется не только в результате ядерных реакций, но и при коррозии в рабочей среде Присутствие водорода в материале в достаточном количестве может приводить к существенному охрупчиванию материалов и без облучения При этом облучение может играть различную роль генерировать газовую примесь, изменять структуру материала, переводя его в состояние, чувствительное к газовому охрупчиванию, быть нейтральным фактором или даже способствующим пластифицированию Гелий и водород могут быть причиной катастрофического ухудшения свойств и сокращения срока эксплуатации конструктивных элементов активной зоны ядерных реакторов и первой стенки ТЯР

На радиационную стойкость конструкционных материалов существенное, часто решающее влияние оказывают кристаллическая структура и химический состав материала, условия облучения

В этой связи выявление закономерностей поведения гелия, водорода, развития микроструктуры и газовой пористости в зависимости от усчовий их внедрения, вида и концентрации легирующих элементов в металлах и сплавах различных кристаллических систем и исходного состояния материалов является актуальным направлением исследований

Цель работы Целью данной работы явилось выявтение особенностей поведения гелия и водорода и развития газового распухания в ОЦК и ГЦК реакторных конструкционных и модельных материалах в разных у счовиях внедрения газов

Для достижения цели решены следующие задачи

• Обоснован выбор модельных и конструкционных ОЦК и ГЦК материалов и образцов для исследования и режимов их термообработки

• Обоснованы условия облучения образцов ионами гелия и водорода, включая энергию ионов, температуру мишеней, и проведен цикл ионного облучения в широком интервале температур

• Методами просвечивающей электронной микроскопии и термодесорбцион-ной спектрометрии изучены основные закономерности выделения гелия и развития газовой пористости в материалах в различных условиях ионного обтучения

• Выявлены особенности поведение гелия, развития микроструктуры и газовой пористости в сталях аустенитного и ферритно-мартенситного классов при разной температуре внедрения гелия

• Изучены закономерности захвата и удержания водорода в ферритно-мартенситной стали ЭП-900 и аустенитной стали Х18Н10Т в зависимости от температуры облучения ионами гелия (от разного типа создаваемой гелиевой

пористости)

• Выявлена роль легирующих элементов в механизмах захвата и выделения внедренного гетая, развития газовой пористое ги с использованием ОЦК и ГЦК модельных сплавов

Научная новизна и практическая значимость работы.

• Впервые получены экспериментальные данные и установлены закономерности поведения гелия, развития микроструктуры и формирования газовой пористости в ОЦК и ГЦК конструкционных реакторных сталях в разном исходном состоянии в зависимости от температуры внедрения гелия

• Впервые установлена предельная температура начала превышения газового распухания ферритно-мартенситной стали над распуханием сталей аустенит-ного класса

• Впервые показано, что в ГЦК стали с предварительно созданной пористостью с разным давлением гелия в пузырьках удерживается значительно больше введенного впоследствии водорода, а в стали с ОЦК решеткой гелиевые иу-зырьки не являются эффективными ловушками для водорода, выявлено, что с уменьшением давления гелия в пузырьках количество захваченного водорода возрастает

• Проведена классификация формирующихся при ионном облучении малых объектов в зависимости от отношения количества вводимого гелия к уровню повреждения при дозах 1018 и 1019 м"2 они могут являться комплексами, богатыми атомами гелия, а при дозе 5 Ю20 м"2 - мелкими сверхравновесными пузырьками

• Впервые с использованием модельных аустенитных сплавов на основе Х16Н15 и ферритных на основе Х13 установлены особенности выделения гелия из ГЦК и ОЦК материалов при исследованиях методом ТДС и выявлены закономерности влияния разных легирующих элементов на механизмы миграции гелиевых пузырьков в аустенитной и ферритной матрицах

• Показано, что сплавы типа Х13 при легировании слабым ферритостабилизи-рующям элементом вольфрамом и сильным аустенитостабилизирующим элементом углеродом имеют дополнительные пики выделения гелия в области 900 °С за счет а—>у почиморфного превращения при нагреве, а остальные использованные легирующие элементы переводят сплавы в ферритный класс и дополнительный максимум отсутствует

• Впервые на примере модельных сплавов на основе никеля и конструкционных материалов показано, что длительный послерадиациониый отжиг приводит к смене механизмов миграции пузырьков в N1 от поверхностной на

объемную диффузию, а в сплавах и конструкционных материалах - от объемной к преимущественно поверхностной диффузии • С использованием модельных сплавов на основе никеля с разными тегирующими элементами методом ТДС получено новое подтверждение, что простые комплексы типа НетУп в никеле при нагреве распадаются до температуры 650 °С, а в его сплавах и конструкционных материалах гелий сохраняется в сложных комплексах НетМекУп и НетСкУ„ (Ме и С - атомы элемента замещения и углерода, соответственно), температурная стабильность которых выше

Практическая значимость работы заключается в том, что результаты исследования позволяют дать ряд обоснованных рекомендаций экспериментаторам и специалистам-разработчикам конструкционных материалов ядерных и термоядерных реакторов по выбору радиационно-стойких и структурно-стабильных сталей и сплавов, определению оптимальной основы, химического состава и структурно-фазового состояния материалов для условий накопления в них значительных концентраций гетия, а также представляют интерес для исследователей, работающих в области физики твердого тела и фундаментальных проблем взаимодействия излучения с твердым телом

Основные положения, выносимые на защиту

1 Особенности влияния температуры облучения на поведение гелия и развитие газовой пористости в ОЦК и ГЦК конструкционных реакторных сталях в зависимости от исходной термообработки

2 Закономерности захвата и удержания водорода в ОЦК и ГЦК конструкционных реакторных сталях в зависимости от температуры облучения ионами гелия (от давления гелия в предварительно созданных пузырьках)

3 Проведенная классификация мелких объектов «комплекс или пузырек» в зависимости от отношения количества вводимого гелия к уровню повреждения при ионном облучении

4 Особенности выделения гелия из ГЦК и ОЦК материалов при ТДС исследованиях и выявленные закономерности влияния разных легирующих элементов на механизмы миграции пузырьков в аустенитной и ферритной матрицах

5 Экспериментально установленное подтверждение меньшей термической стабильности простых комплексы типа НегаУп в чистых металлах, чем сложных типа НетМекУ„ и НетСкУп, содержащих атом замещения и/или углерода в сплавах и конструкционных материалах

Объем и структура работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и библиографии Работа изложена на 117 страницах, содержит 72 рисунка, 20 таблиц и список цитируемой литературы из 88 наименований

Апробация работы. Основные положения работы докладывались и обсуждались на следующих научных семинарах, совещаниях и конференциях Научная сессия МИФИ-2005 (Москва, 2005 г), МИФИ-2006 (Москва, 2006 г), МИФИ-2007 (Москва, 2007 г), XIV (Севастополь, 2004 г ), XV (Севастополь, 2005 г ), XVI (Севастополь, 2006 г ) Международное совещание «Радиационная физика твердого тела», XVI Международная конференция «Физика радиационных явлений и радиационное материаловедение» (Алушта, Крым, 2004 г), V (Снежинск, Россия, 2005 г ), VII (Снежинск, Россия, 2007 г ) Международный Уральский семинар »(Радиационная физика металлов и сплавов», 12th International Conference on Fusion Reactor Materials (Santa Barbara, California, USA, 2005 г), XXI Российская конференция по электронной микроскопии (Черноголовка, Россия, 2006 г )

Публикации По теме диссертации опубликовано 16 работ в научных журналах и сборниках трудов Международных и Российских конференций, совещаний и семинаров, в том числе 2 статьи в рецензируемых журналах

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность исследования поведения гелия, водорода и развития газовой пористости в материалах при ионном облучении, сформулированы цель работы и решаемые задачи, указаны новизна и практическая значимость, изложены основные положения, выносимые на защиту

Анализ литературных данных показал важную роль в радиационной стойкости конструкционных материалов гелия и водорода Однако данных по поведению гелия и развитию газовой пористости в зависимости от концентрации и температуры его внедрения, типа кристаллической решетки, химического состава и структурно-фазового состояния материалов недостаточно Противоречивы и данные по взаимному влиянию на поведение в материалах гелия и водорода

В связи с этим, и в соответствии с целью работы и поставленным задачам, изучены ГЦК (модельные сплавы на основе Fe-16%Cr-15%Ni с 1 мас% Mo, W, Nb, Та, V, Ti и 0,06 % С, сплавы Ni с Be, Si, Mo, W, Al, Ti, Ta, Sn, Zr, конструкционные аустенитные стали 06Х16Н15М2Г2ТФР - ЧС-68, 04Х15Н35М2БТЮР -ЭП-150, Х18Н10Т, сплав Х43Н56М - ХНМ и ОЦК (модельные сплавы на основе Fe-13%Cr с 1 мае % Мо, W, Nb, Та, V, Ti и 0,16 % С, ферритно-мартенситная сталь 16Х12МВСФБАР - ЭП-900) материалы, облученные ионами Не+ с энергией 40 кэВ до доз Ю18, 10!9 и 5 Ю20 м"2 при 20 650 °С В стали Х18Н10Т и ЭП-900 после облучения ионами Не+ при 300 630 °С до 5 1 020 м 2 внедрены ионы Н+ с энергией 25 кэВ при 20 °С до той же дозы В сплавы на основе Х13 и Х16Н15 ионы Не+ с энергией 40 кэВ внедрены до 5 Ю20 м'2 при 20 °С, сплавы Ni,

7

стали ЧС-68. 12Х18Н10Т и ХИМ. облученные при 20 "С, были отожжены к вакууме при 650 =С в течение 5 ч до исследований на газовыделение,

Аустенитные стали закалены от 1100 °С, [ ч в воду, либо нормализованы при 1100 °С, 40 мин; модельные сплавы закалены от 1100 °С, 1 ч; сталь ЭП-900 была в грех состояниях: 1) нормализация 1200 °С. 40 мин + отпуск 720 °С, 3 ч (ТО-1); 2) прокатка + отжиг При 800-810 "С, 1 ч (ТО-2); 3) закалка от 1100°С, 1 ч + отпуск 750 °С, 1 ч (ТО-3). Методы исследования - просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ) и термодесорбционная спектрометрия (ТДС).

Сталь Х18Н10Т. При изучении температурной зависимости развития газовой пористости для дозы ионов Не 5-10м м"2 установлено, что при комнаткой температуре пузырьки не формируются. При 300 °С обнаружены мельчайшие пузырьки очень высокой плотности; до500 °С сферические пузырьки распределены равномерно в матрице. При высокой температуре облучения (630 °С) характер развития гелиевой пузырьковой структуры меняется: хотя пузырьки также распределены равномерно (рис, I, а), но на границах «выделение-матрица» наблюдаются пузырьки, а в прилегающих объемах - свободные от них зоны (рис. 1, б), причем сформировались крупные ограненные пузырька (рис. ], о).

Рис, I. Вид я характер распределения пузырьков в стали XI8! НОТ при 630 СС

Сталь ЭП-900. Как и в стали Х1Ш10Т, после облучения при 20 °С пузырьки не обнаружены, а при 300 °С обнаружены объемы с размерами па пределе разрешения ПЭМ высокой плотности. С увеличением температуры формируются четко разрешимые в ПЭМ пузырьки и до 500 °С плавно ррастет их диаметра и снижается плотность. При 630 °С сформировались крупные ограненные пузырьки (рис. 2, а). С учетом того, что при 630 °С захватывается лишь около 50% внедряемого гелия, расчет количества газа в пузырьках по формуле:

р = 0,492ехр(5,15-10'^ МР) = 2у!г, (1)

где р - давление; N - количество газа в пузырьках: V - суммарный объем пузырьков: у - поверхностное натяжение; г - радиус пузырька, показал, что ограненные пузырьки и являются до равновесным и.

Рис. 2. Микрострукту ра стали ЭП-900, облученной ионами Не4 при 630 "С в состоянии ТО-1 (я) н ТО-2 (б)

Таблица 1

Параметры пузырьков в сталях Х18НЗОТ и ЭП-900, облученных Йе+-40 кэВ до О = 5-10м м'2 (с1„ах и с? - максимальный и средний размеры, р -плотность, 51 - распухание облученного слоя)

СТАЛЬ ^обл? С ¿шя.нм (), йм Р, м3 %

Х18Н10Т (нормализация) 20 - - -

300 ~2 -0,8 чо25 -0,1

420 1,6 (?,9±2,0>10г5 0,25±0,06

500 -5 2,4 (3,2±1,2)Т0М 0,43+1,1

630 | -12 4,2 (1,8±0,5)-1С33 1,7 ±0,4

ЭП-900 (ТО-1) 20 - - _ -

300 -I -0,6 -0.03

420 ~4 хЛ (0,5±0,2)-101!4 0,14+0,04

500 -9 2,8 (1,3+1.1)-1023 0,25±0,06

630 -24 8,2 (2,7±0,7)10:2

ЭП-900 (ТО-2) 20 - - — -

300 -2 0,8 (2,0±0,5)-10м 0,07 ±0,03

420 -4 1,3 (1,7+0,4). 1С24 0,18+0,05

500 ~6 1,9 (7,0±1,8)-1033 0,36±0,09

630 -18 4,7 (5,3±0,9)1022 2,1 ±0,5

В отличие от образцов в режиме ТО-1, при использовании ТО-2 хорошо разрешимые пузырьки формируются уже при 300 °С (табл. 1); на дислокациях располагаются цепочки более крупных, чем в матрице, пузырьков. При 630 °С сформировались пузырьки, распределенные крайне неравномерно как по образцу, гак и по размерам: наряду с крупными (области, ограниченные кругами) наблюдаются зоны с мелкими пузырьками высокой плотности (область, сграни-

9

ченная линиями) (рис 2, б) В стали ЭП-900 при ТО-1 в интервале температур 300-500°С зарождение и рост пузырьков заторможены по сравнению с использованием ТО-2, когда пузырьки развиваются уже при 300 °С Однако при 630 "С картина обратная - при ТО-1 образовались крупные пузырьки (рис 2, а) и наблюдается значительно большее газовое распухание, чем в режиме ТО-2, причем граничная температура, при которой гелиевое распухание ОЦК стали начинает превышать распухание ГЦК стали, составляет около 530 °С (рис 3) 3

2

250 350 450 550 Гобп, С

Рис 3 Зависимость параметров гелиевой пористости от температуры об1учения ионами Не+ сталей Х18Н10Т (о) и ЭП-900 (», ж) о - нормализация,» - ТО-1, А -ТО-2

При еще более высокой температуре внедрения гелия (650 °С) высокотемпературное газовое распухание ферритно-мартенситной стали на порядок превышает распухание сталей аустенитного класса

В радиационном распухании материалов большое значение имеет диффузионная подвижность атомов матрицы и вакансий При облучении в реакторах или ускорителях ионов, где наработка гелия невысока или отсутствует, более устойчивыми к радиационному распуханию являются ферритные стали по сравнению с аустенитными При одинаковых гемологических температурах в металлах с ОЦК решеткой энергия активации миграции вакансий £mv (и междоузельных атомов) меньше, чем в ГЦК металлах (например, в a-Fe £mv я 0,5-1,3 эВ, в y-Fe ■£*\ « 1,0-1,6 эВ), что определяет более интенсивную спонтанную рекомбинацию точечных дефектов в ОЦК металлах и это является одной из причин низкого вакансионного распухания ферритных сталей Однако полученные в настоящей работе данные показали, что ферритно-мартенситная сталь ЭП-900, наоборот, менее стойка к высокотемпературному газовому распуханию, чем аустенит-ные стали, поскольку в условиях образования больших концентраций гелия при одновременном радиационном повреждении структуры интенсивность рекомбинации вакансий и междоузельных атомов снижается, т к уже на начальном этапе облучения будет происходить захват атомов гелия вакансиями Более высокая энергия связи гелий-вакансионных комплексов и подвижность точечных дефектов в ОЦК металлах, чем в ГЦК решетке, способствует быстрому росту пузырьков в ферритных сталях Кроме того, ускоренный рост пузырьков в феррите

10

возможен и вследствие их коалесценции, поскольку меньшая, чем в аустените, энергия активации самодиффузии способствует большей скорости их миграции

Полагают, что гелиевые пузырьки могут являться ловушками для водорода В связи с этим представляет интерес, как влияет давление гелия в пузырьках на захват водорода Количество захваченного водорода в сталях ЭП-900 и Х18Н10Т с созданным различным типом гелиевой пористости (облучением ионами Не+ в интервале 300-600 °С до дозы 5 Ю20 м"2) приведено в табл 2 Видно, что в исходных сталях удерживается значительно больше водорода, чем в предварительно имплантированных гелием образцах С увеличением температуры предварительного облучения ионами Не+ (со снижением давления гелия в пузырьках) количество удерживаемого водорода незначительно возрастает, причем эффект более заметен для стали Х18Н10Т и в ней удерживается больше водорода, чем в ферритно-мартенситной стали ЭП-900 (рис 4)

Таблица 2

Содержание водорода в сталях ЭП-900 и Х18Н10Т, без имплантации гелия и облученных последовательно ионами Не+ и Н4

Сталь roíl ионами Не+, °С Характер гелиевых пузырьков* N/N0 Массовая доля водорода, %

ЭП-900 Без облучения Пузырьков нет - 0,00890

300 Гелий-вакансионные комплексы разного типа или мельчайшие пузырьки 0,00140

420 Мельчайшие сверхравновесные пузырьки 0,1 0,00077

500 Сверхравновесные пузырьки 0,2 0,00082

630 Доравновесные пузырьки 1,7 0,00098

Х18Н10Т Без облучения Пузырьков нет - 0,00830

300 Гечий-вакансионные комплексы разного типа или мельчайшие пузырьки 0,00189

420 Мельчайшие сверхравновесные пузырьки 0,2 0,00205

500 Сверхравновесные пузырьки 0,5 0,00234

630 Доравновесные пузырьки >1 0,00388

* Давление в пузырьках оценено по формуле (1)

Особенность развития гелиевой пористости в стали ЭП-900 - преимущественное формирование и рост пузырьков на дислокациях, образование ими взаимосвязанных цепочек в отличие от аустенитной стали Х18Н10Т, в которой пузырьки образуются гомогенно в матрице Такое отличие может являться основной причиной того, что в стали с ОЦК решеткой гелиевые пузырьки являются менее эффективными ловушками для водорода, поскольку даже захваченные

пузырьками атомы водорода могут легко выходить из образца по дислокациям и цепочкам взаимосвязанных пузырьков

0,005

Со 001

200

300 400 500 600 700

Рис 4 Ксличсство удерживаемого водорода в зависимости от температуры внедрения гелия для сталей X18Н1 ОТ и ЭП-900

Термодесорбционные исследования выделения гелия из стали ЭП-900, облученной ионами Не+ до дозы 5 Ю20 м'2, показывают (рис 5), что спектры ТДС имеют четыре хорошо разрешимых пика обусловленные диффузионным выделением гелия из последовательно распадающихся комплексов (пик Г), полиморфным превращением при нагреве (II), выходом пузырьков на поверхность (III) и выделением остаточного глубинного газа при высокой температуре (IV) В спектрах ТДС аустенитной стали пик 77 отсутствует (рис 6)

800

1000

200 1400 Г, К

Рис 5 Термодесорбционная кривая выделения гелия из образцов стали ЭП-900 после обтучения при 500 °С, а = 1,2 К/с

800

1000

1200

14007", К

Рис 6 Термодесорбционная кривая выделения гелия из образцов стали Х18Н10Т после облучения при 300 °С, а = 1,2 К/с

Температурный диапазон выделения гелия из обеих сталей зависит от температуры облучения (рис 7) при увеличении Т0б„ пики сдвигаются в область более высоких температур, что связано с начальным размером пузырьков в образцах и снижением коэффициента захвата гелия

После дополнительного облучения ионами водорода температуры пиков выделения гелия из аустенитной стали Х18Н10Т смещаются в область более

высоких температур, чем при облучении только ионами Не+, причем Тт возрастает непрерывно с ростом температуры облучения (рис 7) 1500 --------

1400 1300 1200 1100

1000

Х18Н10Т

ЭП-900

200 400 600

Рис 7 Зависимость температуры главного пика ТДС от температуры облучения ионами Не+ (скорость равномерного нагрева 1,2 К/с) о, □ - облучение ионами Не+, • , в - облучение ионами Не+ и последовательно ионами ЬТ

800 7\>бп, К

При последовательном внедрении гелия и водорода в ферритно-мартен-ситной стали ЭП-900 по сравнению с облучением только ионами Не+ температуры пиков ТДС выше до формирования достаточно крупных пузырьков (рис 7) С температуры облучения > 500 "С, когда формируются крупные близко расположенные пузырьки (рис 1), при последовательном облучении ионами Не+ и Н* с ростом температуры облучения Тт снижается (рис 7)

В табл 3 приведены параметры наблюдаемых в ПЭМ объектов и пузырьков при меньших концентрациях внедренного гелия в различные стали После облучения ионами Не+ до 1018 м2 при 300 °С газовые пузырьки не обнаружены, наблюдается лишь кластерно-петлевая структура При 420 °С и дозе 1018 Не^м2 в сталях ЭП-900 и ЧС-68 наблюдаются мельчайшие объекты и пузырьки

Таблица 3

Параметры объектов и гелиевых пузырьков в сталях

Сталь А Нс+/м2 ^оби ^ ¿т„, НМ (1, нм р, 1024 м°

ЭП-900 (ТО-1) 10" 300 - - - -

420 -1,4 0,7 4,5+1,5 0,09±0,03

1019 300 - - - -

420 -3,6 1,2 1,7±0,5 0,12+0,03

ЧС-68 (ХД 20%) ю18 300 - - - -

420 -1,7 0,6 6,7±2,2 0,09+0,03

ю19 300 -1,9 1,0 3,2±1,1 0,15±0,05

420 -2,1 1,2 2,5+0,5 0,19+0,05

Х18Н10Т (нормализация) ю18 300 - - - -

420 Характерный контраст

ю19 300 -1,3 0,5 9,5+3,2 0,10+0,03

420 -2,6 1,1 5,1±1,2 0,17±0,04

Имеются некоторые характерные особенности развития пористости в этих условиях облучения

• в стали ЭГГ-900 наличие цепочек более крупных пузырьков на границах зерен и дислокациях (показаны стрелкой на рис. 8, а),

• в холодно-деформированной стали ЧС-68 - расположение мелких сферические пузырьков в направлении прокатки (рис. 8, б).

Рис. 8. Микроструктура образцов сталей ЭП-900 (а) и ЧС-68 (б), облученных нонами телик до дозы !((■■ м"3 при 420 °С

Согласно приведенной в табл. 4 классификации, объекты размерами до I нм могут быть комплексами типа Не^Уп, в которых сохраняется взаимодействие Не-Ме для всех атомов гелия в комплексе, а при больших размерах эти кластеры можно считать пузырьками, в которых взаимодействие Не-Ме ограничено только атомами на их поверхности. Однако представленная классификация достаточно условна, поскольку многое определяется отношением количества вводимого гелия к уровню повреждения структуры ускоренными ионами.

Таблица 4

Классификация гелиевых пузырьков (Л.Г. ЗалужныЙ и др.)

Интервал размеров 1 нм 10 нм 100 нм

Тип пузырьков Комплексы НетУ„ «Неидеальные» гелиевые пузырьки «Идеальные» гелиевые пузырьки

Энергетика Не-Ме взаимодействие для всех атомов гелия Не-Ме взаимодействие ограничено только атомами на поверхности пузырька

Кинетика Зарождение Рост пузырьков

Дозы 101Я м " 0,004 сна) и 10 м"; (~ 0,04 сна) не вызывают высоких уровней повреждения структуры. В этих условиях должны формироваться комплексы Не^Ч'п, богатые гелием (т » м), т.к. из-эа недостатка вакансий взаимодействие Не-Ме сохраняется для достаточно большого числа атомов гелия в комплексе. Однако при дозе 5-1020 м'2 уровень повреждения достигает до 2 сна, т.е. при высокой концентрации гелия и шеоком уровне повреждения в коипяек-

¡4

сах НетУп примерно одинаковое соотношение количества вакансий и атомов гелия, те т = п Поэтому обнаруженные в ПЭМ исследованиях объекты размерами около 1 нм (табл 1) следует отнести к мельчайшим пузырькам, так как в условиях большого количества вакансий в кластере взаимодействие Не-Ме теряется Вместе с тем следует заметить, что в табл 3 приведены средний и максимальный размеры наблюдаемых в ПЭМ объектов Поскольку разрешение ПЭМ позволяет исследовать объекты от 0,5 нм, то при низких дозах облучения даже при среднем размере «пузырька» выше 1 нм следует учитывать, что в расчетах присутствует определенная часть гелиевых комплексов Исходя из этого следует, что с увеличением дозы и температуры облучения доля пузырьков возрастает Таким образом, при дозе 1019 м"2 и 420 °С доля пузырьков становится значительной, особенно в стали ЭП-900, в которой формирующиеся объекты имеют максимальный размер 3,6 нм, что свидетельствует об ускоренном росте пузырьков в ОЦК матрице за счет высокой подвижности дефектов

Типичные ТДС спектры аустенитных сталей, облученных ионами Не+ до дозы 1019 м"2, приведены на рис 9, температуры максимумов газовыделения Гт, и Г„,1 при двух скоростях равномерного нагрева <Х1 = 1,2 К/с и а2 = 3 К/с, а также средние значения эффективной энергии активации газовыделения гелия .Е^фф (усреднены из данных нескольких экспериментов), рассчитанные по формуле

(эВ) = ^Гт1хГт2)/(Гт2-Гт1)1п[а2/а1(Гт//Гт2)2],

(2)

где к - постоянная Больцмана, Тт1 и Т^ - температуры пиков для скоростей нагрева 01 и а2 соответственно, представлены в табл 5

т, с

Рис 9 Типичные спектры ТДС гелия из стали Х18Н10Т, облученной при температуре 420 °С до дозы 1019 м2, при двух скоростях нагрева СС1 = 1,2 К/С И СХ2 = 3 К/с (снято в режиме накопления газа)

Известно, что в отличие от чистых металлов, в сталях и сплавах наряду с комплексами НетУп возможно образование и более сложных типа НетМекУ„, НетСк\'„ и т д (Ме, С и V - атомы элемента замещения, углерода и вакансия, соответственно) В этом случае наблюдаемый на спектрах ТДС аустенитных сталей (рис 9) низкотемпературный максимум I, как и при дозе 5 Ю20 м"2, вызван

диффузионным выделением газа, главный максимум II - выходом пузырьков на поверхность, небольшой пик III в высокотемпературной области является следствием выделения остаточного газа

Таблица 5

Температуры главных максимумов и эффективные энергии активации выделения гелия из аустенитных сталей, облученных ионами Не+ до дозы 1019 м"2

Сталь т °г% 1 обл* °С Ттг, "С Е" эфф) эВ

Х18Н10Т 20 1205±5 1249+5 3,8±0,1

300 1203±5 1246+5 3,9±0,1

420 1110±5 1146+5 4,1+0,2

ЧС-68 20 1200+5 1242±5 3,8+0,1

300 1197+5 1238±5 4,0±0,1

420 1096+5 1129+5 4,3±0,2

Возможными механизмами миграции пузырьков в пике II являются либо поверхностная, либо объемная диффузия атомов Критерием определения механизма миграции может служить величина -Е^фф Энергия активации поверхностной самодиффузии (в у-Бе и N1 - 0,68 эВ) значительно ниже энергии активации объемной самодиффузии (2,6-2,9 эВ) Все полученные значения £%фф превышают величину 2,9 эВ (табл 5), что свидетельствует о превалировании механизма объемной диффузии в миграции пузырьков

Спектры газовыделения из аустенитных сплавов типа Х16Н15 приведены на рис 10 Спектр основы (рис 10, а) простой с единственным интенсивным пиком и широкой низкотемпературной областью выделения гелия, имеет более узкую область газовыделения в основном пике по сравнению со спектрами легированных сплавов (рис 10, б) Выделение гелия из основы Х16Н15 начинается при более низких температурах, чем из легированных образцов, причем наиболее значительное увеличение температуры выхода гелия наблюдается у сплавов, легированных молибденом и углеродом (табл 6)

По сравнению с основой Х16Н15, легирование любым использованным элементом приводит к уменьшению фф, включая добавление небольшого количества углерода (табл 6), т к за счет упрочнения сил межатомной связи и подавления объемной дифф>зии легирующими элементами возрастает вклад поверхностной диффузии в миграцию пузырьков

Спектры термодесорбции гелия из образцов ферритных сплавов на основе Х13 приведены на рис 11, температуры пиков и значения Е?^ - в табл 6 Для ферритных сплавов, также как и для аустенитных, свойственно наличие одного выраженного максимума и нескольких пиков-сателлитов В отличие от аустенитных сплавов, газовыделение из основы Х13, сплавов Х13+Ш и Х13+0.16С

характеризуется появлением дополнительного пика при температуре ~900 °С, вызванного а—»у превращением при нагреве, поскольку V/ - слабый феррито-стабилизирующий элемент и сплав Х13+1\У остается в двухфазной ферритно-мартенсиной области, как и основа и сплав X13+0,16С, в то время как легирование сильными ферритостабилизирующими элементами V, Мо, Ъ, Та и №> переводит сплавы в ферритный класс и дополнительный пик отсутствует

1000°С 1041°С 1029°С 1078°С

Рис 10 Типичные спектры ТДС аустенитных сплавов, облученных ионами Не+ до 5 Ю20 м~2 при 20 °С а - Ке-16Сг-15М], б - Ре-16Сг-15М1-1Мо

Таблица 6

Температуры максимумов и эффективные энергии активации выделения гелия из аустенитных и ферритных сплавов

Состав Тть °С Т^ъ "С Е1 Зфф, эВ

Ре-16Сг-15№ 1000 1041 3,00±0,12

Ре-16Сг-15]Ч1-1У 969 1015 2,53±0,08

Ре-16Сг-153Ч1-Шо 1029 1078 2,61±0 08

Ре-16Сг-15№ -1\У 1003 1049 2,67±0,09

Ре-16Сг-15№-1Т1 1035 1089 2,38±0,07

Ре-16Сг-15К1-1Та 1002 1048 2,67±0,09

Ре-16Сг-151\т1-1]\Ь 1004 1056 2,35±0,07

Ре-16Сг-15.\1-0,06С 1017 1070 2,36±0,08 2,39±0,08

Ре-13Сг 935 981

Ре-13Сг-1У 897 947 2,05±0,06

Ре-13Сг-1Мо 915 954 2,75±0,07

Ре-13Сг-1\У 903 939 2,92±0,09

Ре-13Сг-1Т1 940 983 2,59±0,08

Ре-13Сг-1Та 933 976 2,56±0,08

Ге-13Сг-ШЬ 942 981 2,87±0,09

Ре-13Сг-0,16С 970 1010 2,93±0,11

Рис 11 Типичные спектры ТДС ферритных сплавов, облученных ионами Не+до 5 Ю20 м"2 при 20 °С Ре-13Сг (а), Ре-13Сг-Ш (б)

При легировании основы Х13 имеется тенденция к снижению температуры пиков ТДС и возрастанию Е^фф В сплаве с V, так же как и в ГЦК сплавах, снижаются оба параметра Известно, что V в стали добавляют только в количестве, чтобы он входил в благоприятные фазы для повышения жаропрочности Избытки ванадия в твердом растворе ослабляют межатомную связь В закаленном сплавах V находится в твердом растворе, снижая коэффициенты самодиффузии и вызывая легкую миграцию пузырьков, что приводит к появление пиков ТДС при низкой температуре, причем малое значение £°эфф свидетельствует о вкладе поверхностной диффузии в миграцию пузырьков

В феррите углерод в количестве 0,16 мае % увеличивает температуру главного пика ТДС на 30-35 °С, а Эфф - до 2,93 эВ Таким образом, задержка газовыделения из сплавов Х16Н15+0,06С и Х13+0,16С по сравнению с основами Х16Н15 и Х13 (табл 6), может быть вызвана двумя причинами 1) формированием сложных комплексов, содержащих атомы углерода, гелия и вакансии (типа НетУпСх) с высокой энергией связи, которые распадаются при более высоких температурах, чем комплексы НетУ„, 2) при высоких температурах углерод, освобождающийся из комплексов, сегрегируется на поверхности и в прилегающем объеме пузырьков В сплаве Х13+0,16С с достаточно высоким содержанием углерода это приводит к увеличению вклада объемной диффузии в миграцию пузырьков из-за подавления поверхностной диффузии углеродом, о чем свидетельствует возрастание ¿^эфф (табл 6) В сплаве Х16Н15+0,06С с более низким содержанием углерода его сегрегация на поверхности пузырьков невелика, поскольку с увеличением температуры растворимость углерода в аустените возрастает В твердом растворе углерод подавляет миграцию пузырьков по механизму объемной диффузии, о чем свидетельствует рост температуры пика ТДС, и они двигаются с вкладом поверхностной диффузии ¿¡^фф » 3,0 и 2,4 эВ для основы Х16Н15 и сплава Х16Н15+0,06С соответственно (табл 6)

Ферритная основа по сравнению с а>стенитной имеет ботее низкие значения температуры пика ТДС и £аэфф (табл 6) В целом, легирование в феррите незначительно влияет на температуру пико^ТДС, за исключением углерода Однако значения Е\фф ферритных сплавов, легированных Мо, ЫЪ, Т1 и С, выше, чем аустенитных, а при легировании V и Та - ниже В аустенитных сплавах Т^фф имеет тенденцию к снижению, а в ферритных к росту с увеличением несоответствия размера атомов матрицы и легирующего элемента

Для сплавов систем Н1-Х(Л'= Ве, Б1, Мо, А1, Т1, Та, 8п, облученных ионами Не+ до дозы 5 Ю20 м"2 при 20 °С, типичные спектры ТДС приведены на рис 12, а температуры главных пиков ТДС и значения Е1^ - в табл 7 Как и у сплавов систем Х13 и Х16Н15, в спектрах ТДС сплавов присутствуют два основных пика Выделение гелия из N1 начинается при меньших температурах (примерно с 600 °С), в то время как из сплавов - около 700 °С (рис 12)

Рис 12 Типичные спектры ТДС N1 (я) и сплава №-2,8Т1 (б), облученных при 20 °С, снятые при скоростях нагрева = 1,2 К/с и аг = 3 К/с

Легирование как «подразмерными» (Ве и 81), так и «надразмерными» (остальные) элементами увеличивает температуру пиков ТДС и .Е^фф относительно чистого никеля С увеличением концентрации легирующего элемента в каждой системе сплавов £"Эфф возрастает, при этом температуры пиков ТДС в сплавах с Ве, 81, Мо, \У уменьшаются, а в сплавах с А1, Т1, Та и Хт - возрастают (табл 7)

Типичные спектры ТДС никеля и модельных сплавов, облученных ионами Не+ до 5 Ю20 м"2 при Т0дл = 20 °С и отожженных при 650 °С в течение 5 ч, приведены на рис 13, а температуры главных пиков газовыделения и значения .Е^фф представлены в табл 8

На спектрах ТДС чистого N1, подвергнутого отжигу при 650 °С, 5 ч, наблюдается один основной пик в отличие от образцов, облученных при 20 °С, и выделение гелия начинается при более высокой температуре (~700 и 600 °С, соответственно) (рис 13, о и 12, а) В остальных сплавах, как и в не отожженных образцах, наблюдаются два основных пика (рис 13, б) В соответствии с

представлениями о формировании разных комплексов, в чистом N1 в процессе послерадиационного отжига при 650 °С все комплексы НетУп распались, поскольку термическая стабильность их не превышает 620-650 °С, и низкотемпературный пологий максимум отсутствует Во всех сплавах значительная доля гелия и вакансий сохраняется в виде сложных комплексов типа НетМекУп

Таблица 7

Температуры максимумов и эффективные энергии активации выделения гелия из модельных сплавов КьХ, облученных при 20 0

Материал тти°с ТтЪ °С Е" эВ

№-0,2Ве 990±5 1039±5 2,45±0,08

N1-0,6Ве 964±5 1006±5 2,76±0,09

N1-2,681 969±5 1021±5 2,22±0,07

№-6,781 965±5 1007±5 2,76±0,09

№ 881±5 940±5 1,70±0,06

№-2,6Мо 988±5 1047±5 2,00±0,06

№-9,8Мо 975±5 1015±5 2,10±0,06

1000±5 1034±5 3,63±0,12

№-9,8\У 990±5 1023±5 3,70±0,13

N1-29,6Ш 978±5 1009±5 3,87±0,13

№-2,1А1 936±5 989±5 2,06±0,06

N1-6,6А1 1017±5 ^ 1064±5 2,67±0,09

N1-2,8Т1 946±5 1001±5 2,02±0,06

N1-1,7Та 964±5 1015±5 2.25±0,07

№-10,4Та 991±5 1043±5 2,31±0,08

№-0,5 Бп 1058±5 1065±5 5,00±0,17

N1-0,2Ъс 936±5 982±5 2,39±0,08

N1-0,9гг 1031±5 1079±5 2,67±0,09

500 700 900 1100 7\°С| 500 700 900 1100 Т,°С

Рис 13 Спектры газовыделения из N1 (а) и сплава N1-29,6 XV (б), облученных ионами Не+ при 20 °С и отожженных при 650 °С, 5 ч до ТДС-исследований

На спектрах ТДС конструкционных материалов, как облученных при 20 °С, температуре, так и подвергнутых послерадиационному отжигу при 650 °С, 5 ч, также как и в сплавах №-Х, наблюдаются два основных пика

Табчица 8

Температуры главных пиков ТДС и эффективные энергии активации газовыделения из модельных сплавов №-Х, отожженных при 650 °С, 5 ч

Материал 7т1> °С Тт21 °С ^эфф» эВ

N1-0,2Ве 979±5 1022±5 2,76±0,09

№-0,6Ве 1044±5 1050±5 1,89±0,06

N1-2,681 999±5 1053±5 2,24±0,07

N1-6,781 974±5 1056+5 1,38±0,04

N1 837±5 860±5 4,13±0,11

№-9,8\У 950±5 984±5 3,36±0,10

N1-29,6\У 967±5 1038±5 1,59±0,05

№-2,8Т1 1018±5 1058±5 3,17±0,09

№-0,2гг 995±5 1053±5 2,07±0,07

Выделение гелия из конструкционных ГЦК материалов происходит при более высоких температурах, чем из никеля и его сплавов Температуры пиков ТДС стали ЧС-68 также выше, чем из сплавов на базе Х16Н15 По сравнению со ставами типа Х13 ферритно-мартенситная сталь ЭП-900, облученная при 20 °С, имеет более высокую, а отожженная при 650 °С, 5 ч - более низкую температуру пиков ТДС Такое снижение температуры пика ТДС и энергии активации газовыделения стали ЭП-900 после отжига при 650 °С, 5 ч по сравнению с облучением при комнатной температуре можно объяснить тем, что при отжиге происходит глубокий распад пересыщенного твердого раствора, легирующие элементы и углерод из твердого раствора переходят во вторичные фазы В этих условиях уменьшаются факторы, препятствующие миграции пузырьков по зерну, причем они мигрируют по механизму более легкой поверхностной диффузии

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

По результатам полученных экспериментальных данных по развитию пузырьковой микроструктуры и поведению ионно-внедренных гелия и водорода в ОЦК и ГЦК конструкционных реакторных сталях и модельных сплавах можно сдепать следующие выводы

1 Показано, что при дозе облучения ионами Не+ 5 Ю20 м 2 формирование пузырьков в сталях Х18Н10Т и ЭП-900 начинается с Т^ = 300 °С Для этих условий облучения установлена предельная температура (около 530 °С) начала превышения газового распухания ферритно-мартенситной стали ЭП-900 над распуханием сталей аусте-нитного класса

2 Показано, что спектры термодесорбции гелия как из аустенитных сталей, сплавов на основе Х16Н15 и никеля, так и ферритно-мартенситных сталей и сплавов на

21

основе Х13 имеют низкотемпературный потогий максимум, обусловленный диффузионным выделением гелия, и основной пик, вызванный выходом газовых пузырьков из образцов В стали ЭП-900, сплавах Х13, X13+W и Х13+С вследствие сс-»у полиморфного превращения наблюдается дополнительные максимумы при температуре около 900 °С Температуры пиков газовыделения аустенитных материалов выше, чем ферритных

3 Показано, что преимущественное распределение пузырьков на дислокациях и образование ими взаимосвязанных цепочек могут являться причиной того, что гелиевые пузырьки в ОЦК стали являются менее эффективными ловушками для водорода, чем гомогенно распределенные пузырьки в ГЦК решетке При этом со снижением давления в гелиевых пузырьках количество захваченного водорода возрастает

4 Показано, что при низких дозах (1018 и 1019 м2) и температурах (300 и 420 °С) облучения ионами Не+ обнаруженные в ПЭМ объекты до размера 1 нм могут быть классифицированы как комплексы HemVn, обогащенные гелием {т > п), а при больших размерах - пузырьки При высокой концентрации гелия (5 1019 м"2, тяп) объекты размерами около 1 нм могут быть гелиевыми пузырьками

5 Показано, что с увеличением атомного размера легирующие элементы в аустените снижают, а в феррите увеличивают эффективную энергию активации газовыделения В аустените 0,06%С в твердом растворе затрудняет миграцию пузырьков по механизму объемной диффузии, а в феррите 0,16%С - миграцию по механизму поверхностной диффузии за счет сегрегации углерода на поверхности и в прилегающем объеме пузырьков

6 Установлено, что после облучения ионами Не+ при 20 °С в процессе ТДС исследований газовыделение из никеля осуществляется миграцией пузырьков по механизму поверхностной диффузии В сплавах никеля увеличивается вклад объемной диффузии, причем легирующие элементы, снижающие коэффициент самодиффузии никеля, повышают, а увеличивающие его, снижают температуру пиков газовыделения При послерадиационном отжиге при 650 °С, 5 ч в никеле исчезает первый низкотемпературный пик выделения гелия из-за распада гелий-вакансионных комплексов, а в его сплавах и конструкционных материалах этот пик остается за счет сохранения гелия в сложных термически более устойчивых комплексах, содержащих атомы легирующего элемента и/или углерода

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1 Бинюкова С Ю , Калин Б А , Мьо Хтет Вин, Тан Све, Чернов И И Закономерности развития гелиевой пористости в ОЦК и ГЦК материалах при по-стерадиационных отжигах - В сб Труды XIV Междунар совещ «Радиационная физика твердого тела», г Севастополь, 2004 г, с 296-301

2 Бинюкова С Ю , Калин Б А , Мьо Хтет Вин, Тан Све, Чернов И И Развитие газовой пористости в ГЦК и ОЦК сталях при разной температуре внедрения гетия - В кн Труды XVI Междунар конф по физике радиац явлений и ра-диац материаловед , Алушта, Крым, 2004 г , с 37-38

3 Ьинюкова С Ю, Калин Б А , Тан Све, Чернов И И Захват и выделение гелия и водорода в ОЦК и ГЦК материалах - В кн Труды научной сессии МИФИ-2005, т 9, с 68-70

4 Чернов И И , Бинюкова С Ю , Калин Б А , Тан Све Особенности термодесорбции гелия и водорода из ОЦК и ГЦК материалов - В кн Тез докл V Междунар Уральского семинара «Радиац физика металлов и сплавов», г Снежинск, Россия, 2005 г, с 55-56

5 Бинюкова С Ю , Чернов И И, Калин Б А , Тан Све О возможности удержания водорода в гелиевых пузырьках с разным давлением - Атомная энергия, 2005, т 99, вып 4, с 314-317

6 Чернов И И , Бинюкова С Ю , Тан Све, Калин Б А Температурная зависимость гечиевого распухания реакторных ферритно-мартенситной и аустенит-ных сталей - Перспективные материалы, 2005, № 4, с 41-49

7 Бинюкова С Ю , Чернов И И , Мьо Хтет Вин, Тан Све и др Удержание водорода малоактивируемой сталью 16Х12В2Ф7аР, предварительно облученной ионами гелия - В сб Труды XV Междунар совещ «Радиационная физика твердого тела», г Севастополь, 2005 г , с 203-207

8 Bmyukova S Yu, Chernov 11, Kalm В A , Than Swe Effectiveness of Helium Bubbles as Traps for Hydrogen - In Abstracts of 12th Int Conf on Fusion Reactor Mater, 2005, Santa Barbara, Kaliforma, USA, p 206

9 Chernov 11, Bmyukova S Yu , Kalm В A , Myo Htet Win, Than Swe et al Behavior of helium m steel Crl2W2VTaB under various implantation temperatures - In Abstracts of 12th Int Conf on Fusion Reactor Mater, 2005, Santa Barbara, Kah-fonua, USA, p 136

10 Бинюкова С Ю , Чернов И И , Калин Б А , Тан Све, Мьо Хтет Вин Особенности выделения гелия из модельных сталей типа Х13 и Х16Н15 - В кн Труды научной сессии МИФИ-2006, т 9, с 48-49

11 Бинюкова С Ю , Чернов И И Калин Б А , Тан Све Термодесорбция гелия из ОЦК и ГЦК сталей при последовательном внедрении ионов Не+ и Н+ - В кн Труды научной сессии МИФИ-2006, т 9, с 50-51

12 Тимофеев А А , Бинюкова С Ю , Калин Б А , Тан Све, Чернов И И Применение высокоразрешающей электронной микроскопии в исследованиях газвой пористости в реакторных конструкционных сталях - В сб Тез Докл XXI Российск конф по электронной микроскопии, г Чрноголовка, 2006 г, с 21

13 Бинюкова С Ю , Чернов И И, Мьо Хтет Вин, Тан Све, Калин Б А Влияние легирования на поведеие гелия в модельных сплавах типа Х13иХ16Н15 -В сб Труды XVI Междунар совещ «Радиационная физика твердого тела», г Севастополь, 2006 г, с 253-260

14 Чернов И И, Бинюкова С Ю, Калин Б А , Мьо Хтет Вин, Тан Све Влияние дозы облучения на поведение гелия в сталях ЧС-68 и ЭП-900 - В сб Труды XVI Междунар совещ «Радиационная физика твердого тела», г Севастополь, 2006 г, с 261-268

15 Бинюкова С Ю, Чернов И И, Калин Б А, Тан Све, Стальцов М С Особенности поведения гелия в сплавах никеля и аустенитной стали - В кн Труды научной сессии МИФИ-2007, т 9, с 48-49

16 Чернов ИИ, Бинюкова С Ю, Калин Б А, Тан Све, Стальцов МС Термоде-сорбционное исследование поведения гелия в сплавах никеля и аустенитной стали В кн Тез докл VII Междунар Уральского семинара «Радиационная физика металлов и сплавов», г Снежинск, Россия, 2007, с 30-32

Подписано в печать 12 04 2007 г Исполнено 13 04 2007 г Печагь трафаретная

Заказ № 293 Тираж 100 экз

Типография «11-й ФОРМАТ» ИНН 7726330900 115230, Москва, Варшавское ш , 36 (495) 975-78-56 www autoreferat ru

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. ДЕФЕКТООБРАЗОВАНИЕ И ПОВЕДЕНИЕ ГЕЛИЯ И

ВОДОРОДА В ОБЛУЧЕМЫХ МАТЕРИАЛАХ.

1.1. Радиационные дефекты.

1.2. Образование гелия в материалах.

1.2.1. Ядерные реакции на нейтронах.

1.2.2. Накопление гелия в основных конструкционных материалах при реакторном облучении.

1.3. Явление радиационного распухания металлов.

1.4. Роль гелия в радиационном распухании.

1.5. Высокотемпературное радиационное охрупчивание материалов.

1.6. Поведение гелия в материалах.

1.6.1. Роль элементов внедрения в поведении гелия и формировании газовой пузырьковой структуры.

1.6.2. Роль элементов замещения в поведении гелия и формировании газовой пузырьковой структуры.

1.6.3. Роль структурно-фазового состояния в поведении гелия и формировании газовой пузырьковой структуры.

1*7. Проблема водорода в конструкционных материалах.

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ.

2.1. Составы исследованных материалов и их обработка.

2.1.1. Конструкционные материалы.

2.1.2. Модельные сплавы.

2.2. Приготовление образцов для исследования.

2.3. Облучение образцов ионами гелия и водорода.

2.4. Приготовление тонких фольг для просвечивающей электронной микроскопии.

2.5. Электронно-микроскопическое исследование.

2.6. Термодесорбционное исследование.

2.7. Определение содержания водорода.

ГЛАВА 3. ГАЗОВОЕ РАСПУХАНИЕ И ПОВЕДЕНИЕ ГЕЛИЯ И ВОДОРОДА В ОЦК И ГЦК СТАЛЯХ ПРИ

ПОСЛЕДОВАТЕЛЬНОМ ОБЛУЧЕНИИ ИОНАМИ Не+ И И*.

3.1. Исходная структура сталей Х18Н10Т и ЭП-900.

3.2. Микроструктура аустенитной стали Х18Н10Т после облучения ионами гелия.

3.3. Микроструктура ферритно-мартенситной стали ЭП-900 после облучения ионами гелия.

3.4. Захват и удержание водорода в сталях ЭП-900 и XI8Н1 ОТ с разным типом гелиевой пористости.

3.5. Исследование поведения гелия в сталях ЭП-900 и XI8Н1 ОТ методом термодесорбционной спектрометрии.

3.6. Обсуждение результатов

3.7. Выводы.

ГЛАВА 4. ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ГАЗОВОЙ ПОРИСТОСТИ И ПОВЕДЕНИЯ ГЕЛИЯ В ОЦК И ГЦК СТАЛЯХ ПРИ НИЗКИХ ДОЗАХ ЕГО ВНЕДРЕНИЯ.

4.1. Микроструктура ОЦК и ГЦК сталей после облучения ионами гелия

4.2. Особенности выделения ионно-внедренного гелия из аустенитных сталей.

4.3. Обсуждение результатов.

4.4. Выводы.

ГЛАВА 5. ОСОБЕННОСТИ ВЫДЕЛЕНИЯ ГЕЛИЯ ИЗ МОДЕЛЬНЫХ

СПЛАВОВ.

5.1. Термодесорбционные исследования выделения гелия из аустенитных сплавов на основе Fe-16%Cr-l5%Ni.

5.2 Термодесорбционные исследования выделения гелия из ферритных сплавов на основе Fe-13%Сг.

5.3. Зависимость параметров термодесорбции от размерного несоответствия атомов легирующих элементов и матрицы.

5.4. Термодесорбционные исследования выделения гелия из сплавов на основе никеля.

5.5. Термодесорбционные исследования выделения гелия из конструкционных сталей.

5.6. Обсуждение результатов.

5.7. Выводы.

Актуальность проблемы.

В ближайшие годы большинство ядерных реакторов, построенных в 70-х годах прошлого столетия, могут быть выведены из эксплуатации в связи с выработкой их ресурса. В связи с этим энергетическая программа правительства Российской Федерации предусматривает возможность продления срока их службы, а также строительство реакторов нового поколения на быстрых нейтронах (типа БН-800, БН-К и др.) и, возможно, термоядерных реакторов (ТЯР) к середине века. Материалы таких реакторов рассчитываются на длительную эксплуатацию под воздействием интенсивных потоков облучения до высоких флюенсов. 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 нейтронами. Возможно также дополнительное внедрение гелия в конструкционные материалы из внешней среды. Например, гелием заполняют газовые зазоры в твэлах, а при реакторном облучении возникает направленный в приповерхностные слои оболочки поток атомов газа, обусловленный передачей им энергии нейтронами. Кроме того, в материалы первой стенки ТЯР гелий и изотопы водорода будут внедряться излучением из плазмы, а также за счет поглощения трития, который является Р-радиоактивным изотопом и с периодом полураспада 12,26 лет превращается в изотоп гелия ^Не.

Влияние гелия и водорода на свойства конструкционных материалов ядерных и термоядерных реакторов выделило его в особую проблему физики радиационных повреждений и радиационного материаловедения. Это привело к интенсивному изучению поведения гелия и водорода в различных металлах и сплавах. Много внимания уделяется проблеме гелия при рассмотрении чрезвычайно сложных задач фундаментального и прикладного характера, стоящих перед физикой твердого тела и физическим материаловедением при освоении термоядерных источников энергии. Исследование поведения водорода в материалах также в большой степени связано с проблемами термоядерного реактора. Существует проблема водородопроницаемости первой стенки в связи с использованием в будущих реакторах трития, диффузионные утечки которого могут оказаться значительными. Другая проблема связана с тем, что концентрация водорода, создаваемая в материале первой стенки при проникновении изотопов водорода, может оказаться близкой к значению, которое является критическим для металла с точки зрения его стойкости к водородному охрупчиванию.

Следует отметить, что в ядерных реакторах, в отличие от гелия, водород образуется не только в результате ядерных реакций, но и при коррозии в рабочей среде. Присутствие водорода в материале в достаточном количестве может приводить к существенному охрупчиванию материалов и без облучения. При этом облучение может играть различную роль: генерировать газовую примесь, изменять структуру материала, переводя его в состояние, чувствительное к газовому охрупчиванию; бьпъ нейтральным фактором или даже способствующим пластифицированию. Гелий и водород могут быть причиной катастрофического ухудшения свойств и сокращения срока эксплуатации конструктивных элементов активной зоны ядерных реакторов и первой стенки ТЯР.

На радиационную стойкость конструкционных материалов существенное, часто решающее влияние оказывают кристаллическая структура и химический состав материала, условия облучения.

В этой связи выявление закономерностей поведения гелия, водорода, развития микроструктуры и газовой пористости в зависимости от условий их внедрения, вида и концентрации легирующих элементов в металлах и сплавах различных кристаллических систем и исходного состояния является актуальным направлением исследований.

Дель работы.

Целью данной работы явилось выявление особенностей поведения гелия и водорода и развития газового распухания в ОЦК и ГЦК реакторных конструкционных и модельных материалах в разных условиях внедрения газов.

Для достижения цели решены следующие задачи.

• Обоснован выбор модельных и конструкционных ОЦК и ГЦК материалов и образцов для исследования и режимов их термообработки.

• Обоснованы условия облучения образцов ионами гелия и водорода, включая энергию ионов, температуру мишеней, и проведен цикл ионного облучения в широком интервале температур.

• Методами просвечивающей электронной микроскопии и термодесорбционной спектрометрии изучены основные закономерности выделения гелия и развития газовой пористости в материалах в различных условиях ионного облучения.

• Выявлены особенности поведение гелия, развития микроструктуры и газовой пористости в сталях аустенитного и ферритно-мартенситного классов при разной температуре внедрения гелия.

• Изучены закономерности захвата и удержания водорода в ферритно-мартенситной стали ЭП-900 и аустенитной стали Х18Н10Т в зависимости от температуры облучения ионами гелия (от разного типа создаваемой гелиевой пористости).

• Выявлена роль легирующих элементов в механизмах захвата и выделения внедренного гелия, развития газовой пористости с использованием ОЦК и ГЦК модельных сплавов.

Научная новизна и практическая значимость работы.

• Впервые получены экспериментальные данные и установлены закономерности поведения гелия, развитая микроструктуры и формирования газовой пористости в ОЦК и ГЦК конструкционных реакторных сталях в разном исходном состоянии в зависимости от температуры внедрения гелия.

• Впервые установлена предельная температура начала превышения газового распухания ферритно-мартенситной стали над распуханием сталей аустенитного класса.

• Впервые показано, что в ГЦК стали с предварительно созданной пористостью с разным давлением гелия в пузырьках удерживается значительно больше введенного впоследствии водорода, а в стали с ОЦК решеткой гелиевые пузырьки не являются эффективными ловушками для водорода; выявлено, что с уменьшением давления гелия в пузырьках количество захваченного водорода возрастает.

• Проведена классификация формирующихся при ионном облучении малых объектов в зависимости от отношения количества вводимого гелия к уровню повреждения: при 1ft 10 1 дозах 10 и 10 м~ они могут являться комплексами, богатыми атомами гелия, а при дозе 5-1020 м'2 - мелкими сверхравновесными пузырьками.

• Впервые с использованием модельных аустенитных сплавов на основе Х16Н15 и фер-ритных на основе XI3 установлены особенности выделения гелия из ГЦК и ОЦК материалов при исследованиях методом ТДС и выявлены закономерности влияния разных легирующих элементов на механизмы миграции гелиевых пузырьков в аустенитной и ферритной матрицах.

• Показано, что сплавы типа Х13 при легировании слабым ферритостабилизирующим элементом вольфрамом и сильным аустенитостабилизирующим элементом углеродом имеют до пол нительные пики выделения гелия в области 900 °С за счет а—уу полиморфного превращения при нагреве, а остальные использованные легирующие элементы переводят сплавы в ферритный класс и дополнительный максимум отсутствует.

• Впервые на примере модельных сплавов на основе никеля и конструкционных материалов показано, что длительный послерадиационный отжиг приводит к смене механизмов миграции пузырьков в Ni от поверхностной на объемную диффузию, а в сплавах и конструкционных материалах - от объемной к преимущественно поверхностной диффузии.

• С использованием модельных сплавов на основе никеля с разными легирующими элементами методом ТДС получено новое подтверждение, что простые комплексы типа НещУп в никеле при нагреве распадаются до температуры 6S0 °С, а в его сплавах и конструкционных материалах гелий сохраняется в сложных комплексах HemMekVn и НеьСкУо (Me и С - атомы элемента замещения и углерода, соответственно), температурная стабильность которых выше.

Практическая значимость работы заключается в том, что результаты исследования позволяют дать ряд обоснованных рекомендаций экспериментаторам и специалистам-разработчикам конструкционных материалов ядерных и термоядерных реакторов по выбору радиационно-стойких и структурно-стабильных сталей и сплавов, определению оптимальной основы, химического состава и структурно-фазового состояния материалов для условий накопления в них значительных концентраций гелия, а также представляют интерес для исследователей, работающих в области физики твердого тела и фундаментальных проблем взаимодействия излучения с твердым телом.

Основные положения, выносимые на защиту.

1. Особенности влияния температуры облучения на поведение гелия и развитие газовой пористости в О ЦК и ГЦК конструкционных реакторных сталях в зависимости от исходной термообработки

2. Закономерности захвата и удержания водорода в ОЦК и ГЦК конструкционных реакторных сталях в зависимости от температуры облучения ионами гелия (от давления гелия в предварительно созданных пузырьках).

3. Проведенная классификация мелких объектов «комплекс или пузырек» в зависимости от отношения количества вводимого гелия к уровню повреждения при ионном облучении.

4. Особенности выделения гелия из ГЦК и ОЦК материалов при ТДС исследованиях и выявленные закономерности влияния разных легирующих элементов на механизмы миграции пузырьков в аустенитной и ферритной матрицах

S. Экспериментально установленное подтверждение меньшей термической стабильности простых комплексы типа HemV„ в чистых металлах, чем сложных типа HemMekV,, и HemCkVn, содержащих атом замещения и/или углерода в сплавах и конструкционных материалах.

Объем и структур» работы.

Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и библиографии. Работа изложена на 117 страницах, содержит 72 рисунка, 20 таблиц и список цитируемой литературы из 88 наименований.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

По результатам полученных экспериментальных данных по развитию пузырьковой микроструктуры и поведению ионно-внедренных гелия и водорода в ОЦК и ГЦК конструкционных реакторных сталях и модельных сплавах можно сделать следующие выводы.

1. Показано, что при дозе облучения ионами Не* 5-1020 м'2 формирование пузырьков в сталях Х18Н10Т и ЭП-900 начинается с Гобл = 300 °С. Для этих условий облучения установлена предельная температура (около 530 °С) начала превышения газового распухания ферритно-мартенсмной стали ЭП-900 над распуханием сталей аустенитного класса.

2. Показано, что спектры термодесорбции гелия как из аустенитных сталей, сплавов на основе Х16Н15 и никеля, так и ферритно-мартенситных сталей и сплавов на основе Х13 имеют низкотемпературный пологий максимум, обусловленный диффузионным выделением гелия, и основной пик, вызванный выходом газовых пузырьков из образцов. В стали ЭП-900, сплавах Х13, X13+W и Х13+С вследствие аполиморфного превращения наблюдается дополнительные максимумы при температуре около 900 °С. Температуры пиков газовыделения аустенитных материалов выше, чем ферритных.

3. Показано, что преимущественное распределение пузырьков на дислокациях и образование ими взаимосвязанных цепочек могут являться причиной того, что гелиевые пузырьки в ОЦК стали являются менее эффективными ловушками для водорода, чем гомогенно распределенные пузырьки в ГЦК решетке. При этом со снижением давления в гелиевых пузырьках количество захваченного водорода возрастает.

4. Показано, что при низких дозах (1018 и 1019 м'2) и температурах (300 и 420 °С) облучения ионами Не+ обнаруженные в ПЭМ объекты до размера 1 нм могут быть классифицированы как комплексы HemV№ обогащенные гелием (т > п), а при больших размерах - пузырьки. При высокой концентрации гелия (51019 м'2, т»п) объекты размерами около 1 нм могут быть гелиевыми пузырьками.

5. Показано, что с увеличением атомного размера легирующие элементы в аустените снижают, а в феррите увеличивают эффективную энергию активации газовыделения. В аустените 0,06%С в твердом растворе затрудняет миграцию пузырьков по механизму объемной диффузии, а в феррите 0,16%С - миграцию по механизму поверхностной диффузии за счет сегрегации углерода на поверхности и в прилегающем объеме пузырьков.

6. Установлено, что после облучения ионами Не* при 20 °С в процессе ТДС исследований газовыделение из никеля осуществляется миграцией пузырьков по механизму поверхностной диффузии. В сплавах никеля увеличивается вклад объемной диффузии, причем легирующие элементы, снижающие коэффициент самодиффузии никеля, повышают, а увеличивающие его, снижают температуру пиков газовыделения. При по-слерадиационном отжиге при 650 °С, 5 ч в никеле исчезает первый низкотемпературный пик выделения гелия из-за распада гелий-вакансионных комплексов, а в его сплавах и конструкционных материалах этот пик остается за счет сохранения гелия в сложных термически более устойчивых комплексах, содержащих атомы легирующего элемента и/или углерода.

1. Ибрагимов Ш.Ш., Кирсанов В.В., ГЬггилетов Ю.С. Радиационные повреждения металлов и сплавов. М.: Энергоатомиздат, 1985. - 240 с.

2. Залужный А.Г., Сокурский Ю.Н., Тебус В.Н. Гелий в реакторных материалах. М.: Энергоатомиздат, 1988. 224 с.

3. Бескоровайный Н.М., Калин Б.А., Платонов П.А, Чернов И.И. Конструкционные материалы ядерных реакторов. М.: Энергоатомиздат, 1995. 704 с.

4. Ранюк АИ., Рыбалко В.Ф. Гелий в решетке металлов / Обзор. М.: ЦНИИатоминформ, 1986.-64 с.

5. Залужный А.Г., Сторожук О.М., Чередниченко-Алчевский М.В., Лаптев И.Д. О накоплении гелия в железе и сплавах на его основе при облучении в тепловых реакторах. -ВАНТ. Сер.: Физ. радиац. поврежд. и радиац. материаловед., 1983, вып. 4(27), с. 84-87.

6. Никифоров АС., Захаров АП., Чуев В.И. и др. Проблема гелия в конструкционных материалах ядерного реактора. Атомная энергия, 1982, т. 53, вып. 1, с. 3-13.

7. Зеленский В.Ф., Неклюдов И.М., Черняева ТЛ. Радиационные дефекты и распухание металлов. Киев: Наукова думка, 1988. 296 с.

8. Mansur L.K. and Coghlan W. A Mechanisms of helium interaction with radiation defects in metals and alloys: a rewiew. J. Nucl. Mater., 1983, v. 119, p. 1-25.

9. Matsumoto K., Kataoka Т., Terasawa M. et al. Embrittlement of austenhic stainless steel irradiated with a-particles. J. Nucl. Mater., 1977, v. 67, p. 97-104.

10. Чернов И.И., Калин Б.А Радиационные повреждения в металлах, облученных ионами гелия. Атомн. техн. за рубежом, 1986, № 9, с. 9-19.

11. Reed D.J. A review of recent theoretical developments in the understanding of migration of helium in metals and its interaction with lattice defects. Radial Eff, 1977, v. 31, No. 3, p. 129-147.

12. Donnelly S.E. The density and pressure of helium in bubbles in implanted metals: a crtical review. Radiat. Eft, 1985, v. 90, No. 1/2, p. 1-47.

13. Чернов И.И., Калин Б.А Поведение гелия в конструкционных материалах ядерных и термоядерных реакторов/ Учебное пособие. М, Изд-во МИФИ, 2005. 60 с.

14. Калин Б.А., Чернов И.И. Радиационная эрозия поверхности конструкционных материалов/ Учебное пособие. М, МИФИ, 1986. -30 с.

15. Тищенко Л.П., Шабуня А.В., Перегон Т.Н. Исследование захвата и термического газовыделения гелия и изотопов водорода из конструкционных материалов. Изв. РАН. Сер. Физическая, 1994, т. 85, № 3, с. 158-161.

16. Мартыненко Ю.В. Теория блистеринга/ Препринт ИАЭ-3145. М.: ИАЭ им. И.В. Курчатова. 1979. -40 с.

17. Калин Б.А., Чернов И.И, Волков А.А. Развитие дефектной структуры металлов при облучении ионами гелия/ Препринт МИФИ 031-85. М.: МИФИ, 1985. - 24 с.

18. Калин Б.А., Чернов И.И Упорядоченные структуры пор и пузырьков в облученных металлах и сплавах. Атомн. техн. за рубежом, 1986, № 10, с. 3-9.

19. Калин Б.А., Реутов И.В., Чернов И.И. Влияние углерода на развитие газовой пористости в никеле, насыщенном гелием до 10~2 ат.%, при отжиге в интервале 500-1000 °С. -Атомная энергия, 1992, т. 72, вып. 6, с. 559-565.

20. Бинюкова С.Ю., Калашников А.Н., Калин Б.А., Чернов ИИ. Особенности поведения гелия и развитие газовой пористости в сплавах Fe-C В кн.: Труды XV Междунар. конф. по физике радиац. явлений и радиац. материаловед., Харьков, 2002 г., с. 192-193.

21. Chernov I.I., Kalin B.A., Kalashnikov A.N. and Ananin V.M. Behavior of ion implanted helium and structural changes in nickel-base alloys under long-time exposure at elevated temperatures. J. Nucl. Mater., 1999, v. 271&272, p. 333-339.

22. Чернов И.И., Калин Б.А., Калашников A.H. и др. Порообразование и стабильность структуры в облученных ионами гелия сплавах никель-алюминий при отжиге 750 °С. -Атомная энергия, 1992, т. 72, вып. 2, с. 171-175.

23. Калин Б.А., Богачев А.Г., Чернов И.И. и др. Развитие гелиевой пористости в модельных сплавах Ni-C и Ni-C-Ti, облученных ионами Не+. Атомная энергия, 1992, т.73, вып.З, с.203-209.

24. Schroeder H. High temperature helium embrittlement in austenhic stainless steel correlations between microstructure and mechanical properties. ~ J. Nucl. Mater., 1988, v. 155-157, p. 1032-1037.

25. Norskov J.K., Besenbacher F., Bottiger J. et al. Interaction of hydrogen with defects in metals. Physical Review Letters, 1982, v. .49, No. 19, p. 1420-1423.

26. Besenbacher F„ Bottiger J., Myers S.M. Defect trapping of ion-implanted deuterium in nickel. J. Appl. Phys, 1982, v. 53, p. 3536-3546.

27. Myers S.M. IEEE Trans. Nucl. Sci., 1983, v. NS-30, p. 1175-1178.

28. Danielson R, Fontenille J., Ligeon E. et al. Appl. Phys. Lett., 1984, v. 55, p. 871-876.

29. Myers S.M., Picraux S.T., Stoltz RE. Hydrogen effects in metals. N. Y.: Met. Soc. AIME. 1981, No. 4, p. 87-95.

30. Besenbacher F., Bottiger J., Laursen T. et al. Hydrogen trapping in ion-implanted nickel. -J. Nucl. Mater., v. 93-94, Part 2,1980, p. 617-621.

31. Myers S.M., Picraux S.T., Stoltz R.E. Appl. Phys. Lett,. 1980. v. 32, p. 168-170.

32. Саррак В.И., Филиппов Г.А., Куш Г.Г. Физика металлов и металловедение, 1983, т. 55, с. 310-315.

33. Zielinski A., Lunarska Е., Smialowski М. The interaction of hydrogen atoms and dislocations in irons of different purity. Acta Metallurgica, 1977, v. 25, p. 551-556.

34. Oriani R.A. The diffusion and trapping of hydrogen in steel. Acta Metallurgica, v. 18, 1970, p. 147-157.

35. Thomas O.J. Hydrogen Effects in Metals / Ed. I. M. Bernstein, A. W. Thompson. N. Y.: Met. Soc. AIME, 1981, p. 77-85.

36. Sicking G., Glugla M., Huber B. Ber. Bunsenges. Phys. Chem., 1983, Bd. 87, s. 418-424.

37. Kumnick A.J., Johnson H.H. Deep trapping states for hydrogen in deformed iron. Acta Metalhiigica, 1980, v. 28, p. 33-39.

38. Неклюдов И.М., Толстолуцкая Г.Д. Гелий и водород в конструкционных материалах. -ВАНТ. Сер.: Физ. радиац. поврежд. и радиац. материаловед., 2003, № 3, с. 3-14.

39. Толстолуцкая Г.Д, Ружицкий B.B., Копанец И.Е. и др. Влияние ионно-имплангированного гелия на удержание дейтерия в стали Х18Н10Т. ВАНТ. Сер.: Физ. радиац. поврежд. и радиац. материаловед., 2004, № 3, с. 3-9.

40. Besenbacher F., Bottiger J., Myers S. M. Deuterium trapping in helium-implanted nickel. -J. Appl. Phys., 1982, v. 53, p. 3547-3551.

41. Myers S.M., Besenbacher F., Bettiger J. Deuterium He-implanted Fe: trapping and the surface permeation barrier. Appl. Phys. Lett., 1981, v. 39, p. 450-452.

42. S.T. Picraux. Defect trapping of gas atoms in metals. Nuclear Instruments and Methods, 1981, v. 182/183, p. 413-437.

43. Хирш П., Хови А., Николсон P. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.: Металлургия, 1973. 583 с.

44. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973. 583 с.

45. Edington J.W. Practical Electron Microscopy in Materials Science, Monograph 4: Typical Electron Microscope Investigations. The Macmillan Press LTD, 1976. 113 pp.

46. Zelenskij V.F., Nekludov I.M., Ruzhitskij V.V. et al. Thermal desorption of helium from polycristalline Ni irradiated to fluences ranging from lxl017to lxl018He+/cm2. J. Nucl. Mater., 1987, v. 151, p. 22-26.

47. Дамаск А., Дине Дж. Точечные дефекты в металлах. М.: Мир, 1966. 292 с.

48. Корн Г., Корн Т. Справочник по математике. М.: Наука, 1974. 832 с.

49. Залужный А.Г., Сторожук О.М., Чередниченко-Алчевский М.В. Выделение гелия из металлов. ВАНТ. Сер.: Физика радиац. поврежд. и радиац. материаловед., 1988, вып. 2(44), с. 79-91.

50. Chernikov V.N., Zakharov А.Р. and Kazansky P R. Relation between swelling and embrit-tlemerrt during post-irradiation annealing and instability of helium-vacancy complexes in nickel. J. Nucl. Mater., 1988, v. 155-157, p. 1142-11.

51. Бинюкова С.Ю., Чернов ИИ., Калин Б.А., Тан Све. О возможности удержания водорода в гелиевых пузырьках с разным давлением. Атомная энергия, 2005, т. 99, вып. 4, с. 314-317.

52. Чернов И.И., Бинюкова С.Ю., Тан Све, Калин Б.А. Температурная зависимость гелиевого распухания реакторных ферритно-мартенситной и аустенитных сталей. Перспективные материалы, 2005, № 4 с. 41-49.

53. Калин Б.А., Чернов И.И., Якушин B.JI. и др. Структурные изменения в никелевых сплавах Х20Н45М4Б и стали 0Х16Н15МЗБ, вызванные облучением ионами гелия. -Атомная энергия, 1985, т. 59, вып. 2, с. 119-125.

54. Odette G.R., Maziasz P.J. and Spitznagel J.A. Fission-fusion correlations for swelling and microstructure in stainless steels: effect of the helium to displacement per atom ratio. J. Nucl. Mater., 1981, v. 103&104, p. 1289-1304.

55. Singh B.N. and Trinkaus H. An analysis of the bubble formation behaviour under different experimental conditions. J. Nucl. Mater., 1992, v. 186, p. 153-165.

56. Gelies D.S. Swelling in several commercial alloys irradiated to very high neutron fluence. -J. Nucl. Mater, 1984, v. 122/123, No. 1-3, p.207-213.

57. Вотинов C.H., Прохоров В.И., Островский З.Е. Облученные нержавеющие стали. М.: Наука, 1987. -128 с.

58. Garner F.A., Toloczko М. В, Sencer В.Н. Comparison of swelling and irradiation creep behavior of fcc-austenitic and bcc-ferritic-martennsitic alloys at high neutron exposure. -J. Nucl. Mater, 2000, v. 276, p. 123-142.

59. Лариков Л.Н, Исайчев В.И. Структура и свойства металлов и сплавов. Справочник: Диффузия в металлах и сплавах. Киев: Наукова думка, 1987. 512 с.

60. Опо К, Arakawa К, Oohashi М, et al. Formation and migration of helium bubbles in Fe-16Cr-17Ni austenitic alloy at high temperature. J. Nucl. Mater, 2000, v. 283-287, p. 210-214.

61. Чернов ИИ, Калин Б.А, Гусева М.И. и др. Поведение имплантированного гелия в поверхностном слое конструкционных материалов. Поверхность. Физика, химия, механика, 1983, №11, с.75-83.

62. Бинюкова С.Ю,Чернов И.И, Калин Б.А, Мьо Хтет Вин. Особенности развития микроструктуры в ОЦК и ГЦК сталях при внедрении различных концентраций гелия -Перспективные материалы, 2005, № 5, с. 79-84.

63. Давыдов С.Ю. Расчет энергии активации поверхностной самодиффузии атомов переходных металлов. Физика твердого тела, 1999, т. 41, № 1, с. 11-13.

64. Влияние легирования на поведение гелия в модельных сплавах типа XI3 и Х16Н15. / С.Ю. Бинюкова, И.И. Чернов, Мьо Хтет Вин, Тан Све, Б.А. Калин. В сб: Труды XVI

65. Международного совещания «Радиационная физика твердого тела», г. Севастополь, 03-08 июля 2006 г., с. 253-260.

66. Калин Б.А., Чернов И.И., Калашников АН. и др. Влияние легирования на особенности поведения гелия и развитие пузырьковой структуры в сплавах никеля и ванадия. -Атомная энергия, 2002, т. 92, вып. 1, с. 50-56.

67. Бинюкова С.Ю., Чернов И.И., Калин Б.А и др. Формирование гелиевой пористости в модельных сплавах никеля и конструкционных сталях при высокотемпературном облучении и послерадиационном отжиге. Атомная энергия, 2002, т.93, вып. 1, с. 32-40.

68. Бинюкова С.Ю., Калин Б.А., Мьо Хтет Вин и др. Закономерности развития гелиевой пористости в ОЦК и ГЦК материалах при послерадиационных отжигах. В сб.: Труды XIV Междунар. совещ. «Радиац. физика тв. тела», г. Севастополь, 5-10 июля 2004 г., с. 296-301.

69. Диаграммы состояния двойных металлических систем/ Под общ. Ред. НП Лякишева. М.: Машиностроение, 1997. -1024 с.

70. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа. Справочник / Под ред. О.А. Банных и М.Е. Дрица. М.: Металлургия, 1986. 440 с.

71. Kalashnikov AN., Chernov I.I., Kalin В.A, Binyukova S.Yu. Microstructure development and helium behavior in nickel and vanadium base model alloys. J. Nucl. Mater., 2002, v. 307-311, part 1, p. 362-366.

72. Бинюкова С.Ю., Мьо Хтет Вин, Калин Б.А., Чернов И.И. Модель развития газовой пористости при послерадиационных отжигах ОЦК и ГЦК материалов, облученных ионами гелия. Физика и химия обработки материалов, 2006, № 1, с. 18-25.

73. Бинюкова С.Ю., Чернов И.И., Калин Б. А, Мьо Хтет Вин. Формирование гелиевой пористости в различных материалах при послерадиационном отжиге. Атомная энергия, 2005, т. 99, вып. 2,с. 115-120.