Закономерности поведения гелия в современных реакторных сталях тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Чжи Зин У

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПОВЕДЕНИЯ ГЕЛИЯ В СОВРЕМЕННЫХ РЕАКТОРНЫХ СТАЛЯХ

01.04.07 - «Физика конденсированного состояния»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

з 1 т ?т

Москва-2013

005048938

005048938

Работа выполнена в Национальном исследовательском ядерном университете «Московский инженерно-физический институт»

НАУЧНЫЙ РУКОВОДИТЕЛЬ: доктор физико-математических наук,

профессор Чернов И.И., НИЯУ МИФИ

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОПОНЕНТЫ: Доктор физико-математических наук,

Шулов В.А., профессор, МАИ (Национальный исследовательский университет)

Кандидат физико-математических наук, Приходько К.Е., начальник лаборатории НИЦ «Курчатовский институт»

ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ:

ГНЦ РФ - ФЭИ им. А.И. Лейпунского

Защита состоится « 20 » февраля 2013 г. в _16_ час. 30 мин, на заседании диссертационного совета Д 212.130.04 НИЯУ МИФИ по адресу: 115409, Москва, Каширское шоссе, 31.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке НИЯУ МИФИ.

Автореферат разослан января 2013 г.

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

Ученый секретарь диссертационного совета

д.ф.-м.н., профессор

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. В настоящее время основная доля вырабатываемой на АЭС электроэнергии приходится на реакторы на тепловых нейтронах, отработавшее ядерное топливо (ОЯТ) которых содержит ценнейшие материалы: почти весь загруженный в активную зону не распавшийся изотоп 235и, И8и, ценные для народного хозяйства и медицины изотопы и продукты деления (ПД). В условиях нехватки мощностей по переработке ОЯТ реакторов на тепловых нейтронах это топливо после очистки от ПД с высоким сечением захвата нейтронов можно было бы «досжигатъ» в реакторах на быстрых нейтронах, получая энергию и нарабатывая вторичное ядерное топливо 239Ри на изотопе гз8и. Однако в настоящее время в мире существует единственный опытно-промышленный реактор на быстрых нейтронах БН-600 в России.

Энергетическая программа Правительства Российской Федерации (и некоторых других стран - Китая, Индии и др.) предусматривает строительство в XXI веке реакторов нового поколения на быстрых нейтронах (в России это БН-800, БНК и др.), для экономичности которых следует добиваться глубоких выгораний ядерного топлива. Однако основная проблема в достижении таких выгораний заключается в отсутствии жаропрочных и радиационно-стойких конструкционных материалов для активной зоны реакторов.

На сегодняшний день разработано большое количество различных марок реакторных конструкционных сталей, многие из которых содержат, кроме Сг и до трех и более легирующих элементов. До последнего времени разработка конструкционных материалов для активной зоны реакторов на быстрых нейтронах велась в направлении создания или улучшения сталей аустенитного класса. В советском/российском реакторостроении последовательность использования сталей в качестве материала оболочек твэлов следующая:

Х18Н9Т -* Х18Н10Т -> Х16Н15МЗБ (ЭИ-847) -> Х16Н15МЗБР (ЭП-172) -> Х16Н15М2Г2ТФР (ЧС-68) 07Х16Н19М2Г2БТФПР (ЭК-164).

Как видно, разработки велись в направлении увеличения содержания никеля в сталях и усложнения их состава с целью повышения жаропрочности и радиационной стойкости. Поскольку при достигнутой в настоящее время глубине выгорания ядерного топлива чуть более 12 % т.а. основная оболочечная сталь ЧС-68 уже не удовлетворяет требованиям по радиационной стойкости (в первую очередь - стойкости против радиационного распухания), в России ведутся исследования по возможности использования в строящемся реакторе БН-800 новой аустенитной стали ЭК-164 с повышенным содержанием никеля и более сложного состава, чем сталь ЧС-68.

Кроме того, в последние десятилетия в мире и России ведутся интенсивные разработки и исследования в другом направлении - создании сталей на хромистой основе с ОЦК кристаллической решеткой, поскольку распухание таких сталей значительно меньше, чем ГЦК сталей аустенитного класса. Основной недостаток хромистых сталей - низкая жаропрочность по сравнению с аустенитными сталями при условиях, характерных для активных зон реакторов на быстрых нейтронах. В связи с этим все большее внимание привлекают к себе

дисперсно-упрочняемые мартенситные и ферритно-мартенситные стали: зарубежные ODS {oxide dispersion strengthened) и отечественные ДУО (дисперсно-упрочненные оксидами) стали как перспективные материалы для оболочек твэлов реакторов на быстрых нейтронах и, возможно, для узлов первой стенки термоядерных реакторов (ТЯР) будущего.

В конструкционных материалах активной зоны реакторов на быстрых нейтронах при глубоком выгорании ядерного топлива (15-20% и более т.а.) и, особенно, первой стенки и других узлов разрядной камеры ТЯР наряду с высокой степенью радиационного повреждения структуры будет происходить накопление значительных количеств гелия и водорода, которые оказывают существенное влияние на радиационную повреждаемость и могут быть причиной сокращения срока службы конструктивных элементов реакторов. Однако поведение новых сталей при высоких уровнях радиационного повреждения структуры, накоплении больших концентраций газовых примесей, характерных для глубокого выгорания топлива в ядерных реакторах на быстрых нейтронах и ТЯР, изучено недостаточно.

В этой связи выявление закономерностей поведения гелия, водорода, развития микроструктуры и газовой пористости в зависимости от вида и структурно-фазового состояния новых реакторных сталей является актуальным направлением исследований.

Цель работы. Целью работы явилось выявление закономерностей поведения гелия и водорода и газового распухания в современных аустенитных и ферритно-мартенситных реакторных сталях.

Для достижения цели решены следующие задачи.

• Изучены исходные структурно-фазовое состояния (СФС) аустенитных сталей ЧС-68 и ЭК-164 в закаленном и холоднодеформированном состояниях.

• Изучены исходные СФС и механические свойства (микротвердость) ферритно-мартенситных сталей ЭП-450, ЭП-450-ДУС), Eurofer-91 и Eurofer-91-ODS в состоянии штатной термообработки (нормализация + отпуск).

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

• Методами просвечивающей электронной микроскопии и термодесорбционной спектрометрии изучены основные закономерности развития газовой пористости, захвата, удержания и выделения гелия в зависимости от вида кристаллической решетки материалов (ОЦК и ГЦК) и их СФС в различных условиях ионного облучения.

• Выявлена роль частиц вторых фаз и дисперсных упрочняющих частиц в механизмах захвата и выделения внедренного гелия.

• Изучены закономерности захвата и удержания водорода в зависимости от условий ионного облучения и класса стали (аустенитная или ферритно-мартенситная).

• Разработана физическая модель, способная пояснить появление при облучении ионами Не+ дополнительных пиков выделения гелия в высокотемпературной области в гетерогенных материалах, включая ДУО стали.

Научная новизна и практическая значимость работы.

1. Впервые показано, что в материалах, содержащих в структуре вторые фазы, и в упрочненной дисперсными оксидами УгОз ферритно-мартенситных сталях, в высокотемпературной области появляются дополнительные пики выделения гелия. Предложена физическая модель, заключающаяся в том, что значительное количество гелия удерживается в пузырьках, сформировавшихся на границах раздела «частица-матрица», с высокой энергией связи пузырька с частицей.

2. Впервые обнаружено, что при ТДС исследованиях газовыделение из дисперсно-упрочненных сталей происходит в более широком температурном интервале, чем из матричных сталей.

3. Показано, что по сравнению с внедрением при 20 "С, высокотемпературная имплантация гелия (650 °С) увеличивает температурный интервал газовыделения, причем в отличие от ферригно-мартенситных сталей ЭП-450, ЭП-450-ДУО, Еиго/ег-97 и Еиго/гг-91-ООБ у гомогенных аустентных сталей ЧС-68 и ЭК-164 высокотемпературная стадия выделения гелия отсутствует.

4. Впервые установлено, что по сравнению с имплантацией гелия при комнатной температуре, при высокотемпературном его внедрении температуры пиков ТДС существенно снижаются за счет сформировавшейся пористости. При этом в одинаковых условиях внедрения гелия температуры пиков газовыделения из ГЦК материалов значительно выше, чем материалов с О ЦК структурой.

5. Показано, что при облучении ионами Н+ и последовательно Не+ + Н+ количество удерживаемого водорода в ферритно-мартенситных сталях возрастает незначительно, а в аусте-нитной стали предварительное облучение ионами Не+ существенно увеличивает количество удерживаемого водорода, особенно при создании гелиевой пористости высокотемпературным облучением.

6. Обнаружено, что спектр ТДС холоднодеформированной стали состоит из многоэтапного выделения гелия, температуры пиков газовыделения и энергия активации газовыделения меньше, чем у стали в закаленном состоянии, обусловленные существованием облегченных путей миграции пузырьков в деформированной стали.

7. Впервые обнаружено, что дисперсно-упрочненные стали ЭП-450-ДУО и Еиго/ег-91-003 меньше подвержены гелиевому распуханию, чем соответствующие матричные стали ЭП-450 и Еиго/ег-97. Предложено объяснение обнаруженному эффекту, заключающееся в захвате дисперсными частицами атомов гелия и снижении их подвижности в материале.

8. Показано, что при облучении при 650 °С, когда диффузионная подвижность точечных дефектов в О ЦК решетке превышает подвижность их в ГЦК решетке, и в условиях внедрения высоких концентраций гелия, газовое распухание ферритно-мартенситных сталей ЭП-450, ЭП-450-ДУО, Еиго/ег-97, Еиго/ег-97-ОБ5 существенно превышает распухание сталей аустенитного класса.

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 реакторных сталей для условий накопления в них значительных концентраций гелия и водорода, проблема особенно актуальна для материалов реакторов синтеза. Результаты работы 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. Выявленные особенности эволюции гелиевой пористости и газового распухания в ОЦК, ГЦК материалах и упрочненных дисперсными оксидами ферритно-мартенситных сталях.

2. Установленные особенности удержания водорода в аустенитных и ферритно-мартенситных сталях, имплантированных последовательно ионами гелия и водорода.

3. Установленные закономерности захвата, удержания и выделения ионно-внедренного гелия и водорода в ОЦК и ГЦК материалах.

4. Физическую модель, объясняющую появление высокотемпературной стадии выделения гелия из гетерогенных материалов, заключающуюся в удержании газа в пузырьках на границах раздела «частица-матрица» с высокой энергией связи пузырька с частицей.

Объем и структура работы.

Диссертация состоит из введения, пяти разделов, выводов и библиографии. Работа изложена на 145 страницах, содержит 57 рисунков, 30 таблиц и список цитируемой литературы из 141 наименования.

Апробация работы.

Основные положения работы докладывались и обсуждались на следующих научных семинарах, совещаниях и конференциях: Научная сессия НИЯУ МИФИ-2011 (г. Москва, 2011 г.), Научная сессия НИЯУ МИФИ-2012 (г. Москва, 2012 г.); Отраслевой научный семинар «Физика радиационных повреждений материалов атомной техники» (г. Обнинск, Россия,

2010, 2011 и 2012 r.r.);15th International Conference on Fusion Reactor Materials (October 16-22,

2011, Charleston, South Carolina, USA); XIX (г. Севастополь, Украина, 2009 г.), XX (г. Севастополь, Украина, 2010 г.) Международное совещание «Радиационная физика твердого тела»; IV Международная конференция и VI Международная школа молодых ученых и специалистов IHISM'10 «Взаимодействие изотопов водорода с конструкционными материалами» (г. Воронеж, Россия, 2010 г.); XIX Международная конференция «Физика радиационных явлений и радиационное материаловедение» (г. Алушта, Украина, 2010 г.).

Публикации.

По теме диссертации опубликовано 13 работ в научных журналах и сборниках трудов Международных и Российских конференций, совещаний и семинаров, в том числе 5 статей в рецензируемых журналах.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность исследования закономерностей поведения гелия, водорода, развития микроструктуры и газовой пористости в зависимости от вида и структурно-фазового состояния новых реакторных сталей 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.

В связи с этим, и в соответствии с целью работы и поставленными задачам, были изучены стали аустенитные ЧС-68, ЭК-164, ЭП-150, ферритно-мартенситные отечественные ЭП-450, ЭП-450-ДУО (дисперсно-упрочненная оксидами) и мартенситные европейские Eurofer-97 и Eurofer-97-ODS (oxide dispersion-strengthened), модельные сплавы Х16Н15 и Х13, являющиеся основами Российских аустенитных и ферритно-мартенситных сталей, чистые Ni, a-Fe, V и ванадиевый сплав V-4%Ti-4%Cr, облученные ионами Не+ с энергией 40 кэВ до дозы 5-Ю20 м"2 при 20 и 650 "С и дополнительно ионами Н+ с энергией 25 кэВ при 20 °С до дозы 5-Ю20 м'2. Аустенитные стали были в состоянии закалки от 1050 °С, 0,5 ч в воду или холодной деформации на 20 %. Ферритно-мартенситные стали ЭП-450 и ЭП-450-ДУО исследованы в состоянии штатной обработки: нормализация при 1150 "С, 1 ч, охлаждение на воздухе + отпуск при 720 °С в течение 2 ч, охлаждение на воздухе; мартенситная сталь Еиго/ег-97 была в состоянии: нормализация при 980 "С в течение 30,6 мин, охлаждение на воздухе + отпуск при 760 °С в течение 90 мин, охлаждение на воздухе; сталь Eurofer-91-ODS исследована в состоянии: нормализация при 1100 °С, 30 мин, охлаждение на воздухе + отпуск при 750 °С, 2 ч, охлаждение на воздухе. Методы исследования - просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ), термодесорбционная спектрометрия (ТДС), измерение микротвердости, восстановительное плавление.

Исходная структура аустенитной стали ЧС-68 после закалки представляет собой однородный твердый раствор легирующих элементов в аустенитной матрице с небольшим количеством частиц второй фазы, идентифицированных как первичные карбонитриды типа М(С, N), которые при нагреве для аустенизации не растворяются в матрице. Микроструктура характеризуется плотностью дислокаций (2,9 ± 0,9)1014 м'2 (рис. 1, а). После многократной прокатки с промежуточными отжигами с завершающей холодной деформацией на 20% в структуре стали наблюдается высокая плотность дислокаций - ~ 1015-1016 м"2.

В холоднодеформированной стали ЭК-164 формируется ячеистая структура с высокой плотностью дислокаций, которые перераспределяются в объеме зерна и их сплетения образуют размытые стенки (границы), окружающие области (рис. 1, б), внутри которых плотность дислокаций значительно меньше (область 1), чем в стенках (область 2). Размер ячеек

составляет от долей до нескольких микрометров, а толщина их стенок на порядок меньше. Кроме того, в исходной структуре стали ЭК-164 наблюдаются: частицы округлой формы, чаще всего кубов с округленными вершинами, размерами 100-500 нм - карбонитриды типа (ЫЬ, Т0(С, 14); мелкие выделения размерами 10-20 нм, предположительно карбиды ванадия УС; выделения пругико-образной формы, которые могут быть фазой Лавеса Рег(Мо, ЫЬ).

Рис. 1. Исходная структура стали ЧС-68 после аустенизации при 1050 "С, 0,5 ч и закалки в воду (а) и стали ЭК-164 после холодной деформации на 20% (б)

Ферритно-мартенситная сталь ЭП-450 после нормализации (воздушная закалка) от 1150 °С приобретает структуру, состоящую из отдельных зерен мартенсита и феррита. Отпуск при 720 °С в течение 2 ч приводит к распаду мартенсита с образованием ферритно-карбидной смеси. В структуре присутствуют карбиды типа М23С6, которые преимущественно выделяются и растут по границам зерен. Наряду с линиями карбида М23С6 появляются линии интерметаллидатипаЛг-б (фаза Лавеса).

В исходной структуре ферритно-мартенситной стали ЭП-450-ДУО наблюдаются дисперсные наноразмерные упрочняющие частицы оксида иттрия У2Оз и карбиды типов МС с правильной округлой формой и М23С6 с глобулообразной и неправильной формой с размерами более 50 нм. Средний ( ~с1), наиболее вероятный (¿4 „) размеры частиц У203 составляют ~ 8,6 и 14 нм соответственно, а плотность (р) - (5,1 ± 1,3)Ю19 м"3 (рис. 2).

Рис. 2. Микроструктура (а) и гистограмма распределения по размерам дисперсных частиц У203 (б) ферритно-мартенситной стали ЭП-450-ДУО

Микроструктура нормализованной стали Eurofer-91 содержит реечный мартенсит шириной около 0,5 мкм в пределах бывших аустенитных зерен. Последующий отпуск привел к выделению большого количества карбидов преимущественно вдоль границ реек и зерен, хотя выделения наблюдаются и в матрице. Частицы крупных выделений размерами 30-200 нм, расположенные на границах зерен и субзерен, идентифицированы как карбиды типа М2зСб. Другими выделениями размерами 10-40 нм в зерне являются карбиды типа MC.

В исходной структуре стали Eurofer-91-ODS частицы оксида Y2O3 достаточно равномерно распределены в матрице, причем многие - на дислокациях.

В ванадии и, особенно, его сплавах, содержащих титан, при исследованиях в ПЭМ обнаружено большое количество мелких оксидных частиц и частиц крупных нитридов кубической или слегка вытянутой формы размерами 50-300 нм.

При измерении микротвердости (Яц) ферритно-мартенситных и мартенситных сталей обнаружено, что микротвердость матричных сталей ЭП-450 и Eurofer-91 довольно сильно превышает микротвердость соответствующих дисперсно-упрочненных сталей (табл. 1). Это свидетельствует о более высокой пластичности матриц ДУО (ODS) сталей, хотя они и упрочнены оксидом иттрия. Возможно, это связано с разной технологией изготовления матричных и дисперсно-упрочненных сталей: стали ЭП-450 и Eurofer-91 изготовлены по обычной технологии (литье + прокатка), а стали ЭП-450-ДУО и Eurofer-91-ODS - методом порошковой металлургии (компактирование порошков + экструзия).

Таблица 1

Микротвердость образцов ферритно-мартенситных сталей

Сталь ЭП-450 ЭП-450-ДУО Eurofer-91 Eurofer-91-ODS

Нт МПа 3276 ± 86 2886 ±58 3683 ± 36 3078 ± 42

В связи обнаруженным ранее с необычайно высоким гелиевым распуханием ферритно-мартенситных сталей с ОЦК кристаллической решеткой по сравнению с ГЦК сталями аусте-нитного класса, а также для определения исходной структуры материалов до ТДС исследований, проведен цикл исследований по выявлению особенностей формирования микроструктуры и газовой пористости в ОЦК и ГЦК материалах при ионной имплантации гелия.

При изучении температурной зависимости развития газовой пористости ГЦК материалов для дозы ионов Не+ 5-Ю20 м"2 установлено, что при комнатной температуре пузырьки не формируются, наблюдается лишь развитая дислокационно-петлевая структура. При данных условиях облучения большинство петель являются петлями внедренных атомов, лежащими в плоскостях плотной упаковки типа (111) в ГЦК кристаллической решетке.

При высокотемпературном внедрении гелия в облученных материалах сформировались разрешимые в ПЭМ гелиевые пузырьки. При этом, как видно на рис. 3 и в табл. 2, пузырьки максимального размера и минимальной плотности образовались в модельном никеле и малолегированной стали Х18Н10Т. В закаленных высоколегированных сталях ЧС-68 и ЭК-164 сформировались пузырьки примерно одинаковых параметров; в высоконикелевой стали ЭП-150 - при тех же размерах, но высокой плотности. Крупные размеры пузырьков в N1 и стали Х18Н10Т определили их более высокое гелиевое распухание по сравнению с другими

аустенитными материалами. В холоднодеформированных сталях ЧС-68 и ЭК-164 максимальный размер пузырьков несколько выше за счет формирования крупных пузырьков в узлах дислокационных сплетений, чем в закаленных сталях, а средний размер пузырьков, плотность и величина распухания ниже.

Рис. 3. Микроструктура сталей ЧС-68 (а) и ЭК-164 (б), облученных ионами Не+ с энергией 40 кэВ до дозы 5- Ю20 м"2 при 650 °С

Таблица 2

Параметры гелиевой пористости: о*,„ах «/- максимальный и средний размеры соответственно, р - объемная плотность, .*> - газовое распухание (Р = 5-Ю20 Не+/м2, То б, = 650 °С)

Материал* </тм, нм с/, нм р, 1022 м 3 5,%

№ (отж.) -11 6,9 3,7±1,2 0,4+0,1

Х18Н10Т (зак.) [7] -15 3,6 6,9±2,3 0,49±0,15

ЧС-68 (зак.) ~5 2,1 27+5 0,24+0,05

ЧС-68 (ХД) ~7 1,9 20+5 0,11+0,05

ЭК-164 (зак.) ~6 2,4 28+7 0,34±0,10

ЭК-164 (ХД) ~8 2,0 21±5 0,12+0,04

ЭП-150 (зак.) [7] ~7 2,2 41+13 0,3±0,1

а-Ре (отж.) -42 15 1,1±0,3 5,1±1,7

ЭП-900 (н+о) [7] -40 12,1 9±3 4,9±1,2

ЭП-450 (н+о) -22 8,2 2,9±0,7 3,1±0,7

ЭП-450-ДУО (н+о) -27 6,4 1,0±0,3 0,84+0,21

Еиго/ег-91 (н+о) -26 8,3 2,4+0,6 3,2±0,8

Еиго/ег-97-СЮЗ (н+о) -22 5,9 0,9+0,3 0,7±0,2

V (отж.) -22 16,0 1,7±0,4 4,5±1,1

У-4°/оП-4%Сг (отж.) -2 -1 360±90 0,21±0,04

* отж. - отжиг; зак. - закалка; ХД - холодная деформация; н+о - нормализация + отпуск.

После облучения при 20 "С в ОЦК материалах пузырьки также не обнаружены, наблюдается лишь дефектно-петлевая структура. Как видно из табл. 2, в Ре и V при высокотемпературном облучении сформировались крупные пузырьки (преимущественно кубической формы). При легировании ванадия титаном и хромом размеры пузырьков и распухание облученного слоя резко уменьшаются, а плотность пузырьков возрастает на два порядка.

В ферритно-мартенситной стали, в отличие от аустенитных сталей, пузырьки распределены крайне неравномерно как по образцу, так и по размерам в теле зерна. Так, наряду с крупными пузырьками высокой плотности в феррите (зерна I и 2) наблюдаются зоны с пузырьками меньшего размера очень низкой плотности (зерно 3 - мартенсит отпуска); кроме того, имеются длинные прослойки с мелкими пузырьками, расположенные между зонами с крупными порами (указаны стрелками на рис. 4, а).

Рис. 4. Микроструктура сталей ЭП-450 (а) и ЭП-450-ДУС) (б), облученных ионами Не* с энергией 40 кэВ до дозы 510ю м"2 при 650 °С

В стали ЭП-450-ДУО также наблюдается неравномерное распределенные пузырьки: есть участки с мелкими пузырьками и участки с крупными ограненными порами. При этом почти на всех границах раздела «оксид УгОз-матрица» также формируются пузырьки (показаны стрелками на рис. 4, б). В ДУО-стали развиваются более мелкие пузырьки меньшей плотности и, соответственно, гелиевое распухание стали ЭП-450-ДУС) меньше, чем стали ЭП-450 (см. табл. 2).

При высокотемпературной имплантации гелия характер формирования газовой пористости в стали Еиго/ег-91 принципиально ничем не отличается от микроструктуры облученной стали ЭП-450 - наблюдаются такие же крупные ограненные пузырьки, прослойки мелких пузырьков и зоны, свободные от них (рис. 5, а). В дисперно-упрочненной стали Еиго/ег-91 -ОЛ!> размеры, плотность пузырьков и газовое распухание меньше, чем в стали Еиго/ег-91 (см. табл. 2), причем на границах частиц УгОз сформировались мелкие пузырьки размерами около 3-5 нм (рис. 5, б, вкладка). Размеры упрочняющих частиц в стали Еиго/ег-не превышают 5 нм, в то время как в стали ЭП-450-ДУО диаметр оксидных частиц составляет от 4 до 28 нм, однако в обеих ДУО-сталях при высокотемпературном внедрении гелия происходит формирование газовых пузырьков около дисперсных оксидных частиц.

При облучении ионами Н+ образцов, имплантированных Не+ при 20 °С, в стали ЭП-450 образовались мельчайшие пузырьки плотностью ~1025 м"3 с размерами около 2 нм (рис. 6, б). При бомбардировке ионами Н+ образцов, облученных ионами Не+ при 650 °С, в стали ЧС-68

сформировалось неравномерное распределение пузырьков как по объему, так и по размерам (рис. 7) в отличие от облучения только ионами Не+ при 650 °С (см. рис. 3, а) - появились локальные объемы с достаточно крупными пузырьками (с с4,ах > 10 нм).

Рис. 5. Микроструктура сталей Еиго/ег-97 (а) и Еиго/ег-97-ООБ (б), облученной ионами Не+ при 650 °С

Рис.

Рис. 7. Микроструктура стали ЧС-68, облученной ионами гелия при 650 °С до дозы 5-Ю20 м"2 и последующем облучении ионами водорода при 20 °С до дозы 5-1020 м-2 .

Оценка распухания в данном случае является достаточно сложной задачей, так как наблюдаются области с плотным расположением пор размерами 2-3 нм, области с мелкими пузырьками размерами менее 1 нм и области, свободные от пор. Таким образом, бомбардировка ионами Н+ структур с равномерно распределенными гелиевыми пузырьками приводит к распаду некоторых из них и росту других в локальных объемах (см. рис. 7).

6. Микроструктура стали ЭП-450, облученной ионами гелия при 20 °С до дозы 5-Ю20 м"2 (а) и последующем дооблучении ионами водорода при 20 °С до дозы 5-10 м" (б)

В табл. 3 приведено содержание водорода в сталях при разных условиях его введения в образцы.

Таблица 3

Содержание водорода в сталях облученных ионами Не+ при 20 и 650 °С до дозы 5- Ю20 Не+/м2 _и дополнительно ионами Н+ при 20 "С до дозы 5- Ю20 Не+/м2_

Сталь Условие облучения Массовая доля водорода, 10"4 % di ^норм.

ЭП-450 Необл. 5,9 0,2 1,5

Н* 6,2 0,7 2,5

Не+(20 °С) + Н+ 8,8 0,1 2,5

Не+ (650 °С) + Н+ 8,9 0,3 2,5

ЭП-450-ДУО Необл. 7,7 0,8 2,5

Н" 9,3 0,7 2,5

Не+(20 °С) + Н+ 9,9 - 2,5

Не+ (650 °С) + Н+ 10,1 3,0 5,0

ЭК-164 Необл. 7,7 0,8 2,5

9,4 0,8 2,5

Не+(20 °С) + Н+ 22,3 - -

Не+(650 °С) + Н+ 32,4 - 7,0

Примечание: <¡1 - максимально допускаемое расхождение двух параллельных определений; Лоры - максимально допускаемое расхождение двух параллельных определений, нормированное по ГОСТ №17745-90.

При облучении ионами Н+ и (Не+ + Н+) лишь незначительно возрастает количество удерживаемого водорода в ферритно-мартенситных сталях. В аустенишой стали предварительное введение гелия существенно увеличивает количество удерживаемого водорода, особенно при создании предварительной гелиевой пористости облучением при 650 °С. При этом абсолютное количество захваченного водорода в стали ЭК-164, облученной последовательно ионами Не+ и П+, значительно выше, чем в сталях ЭП-450 и ЭП-450-ДУО (см. табл. 3).

В процессе высокотемпературного облучения при 650 °С в a-Fe, V, в ферритных зернах ферритно-мартенситных сталей (см. рис. 4, а) формируются крупные газовые пузырьки, распределенные относительно равномерно по телу зерна. В условиях непрерывного поступления гелия в зародившиеся пузырьки образование гелий-вакансионных комплексов при этой температуре облучения маловероятно. Однако в мартенсите с высоким содержанием углерода возможно образование комплексов типа He„V„Cx (Не - атом гелия, V - вакансия, С - атом углерода, т, п и к - количество атомов гелия, вакансий и атомов углерода в комплексе соответственно), что приводит к консервации части внедряемого гелия и вакансий в кристаллической решетке, в результате чего в мартенситных зернах образуются более мелкие пузырьки, чем в феррите.

На степень накопления дефектов оказывает влияние и природа металлов, и их кристаллическая структура. Известно, что скорость рекомбинации точечных дефектов определяется суммой коэффициентов диффузии вакансий и междоузельных атомов Dy + D¡. При одинако-

вых гомологических температурах в металлах с О ЦК решеткой энергия активации миграции вакансий ЕГу и междоузельных атомов ET¡ меньше, чем в ГЦК металлах (например, в a-Fe £"V» 0,5+1,3 эВ, E"¡ » 2,6 эВ, а в y-Fe £"V« 1,0+1,6 эВ, £*"/- 3 эВ). Это определяет более интенсивную спонтанную рекомбинацию точечных дефектов в О ЦК металлах и может являться одной из причин более низкого распухания ферритных сталей. Однако это относится к ва-кансионному распуханию, когда наработка гелия в материалах невелика (в случае реакторного облучения) или отсутствует (облучение тяжелыми ионами).

Полученные в настоящей работе результаты по развитию гелиевой пористости при высокотемпературном облучении ионами Не+ показали, что a-Fe, V и ферритно-мартенситные стали, наоборот, менее стойки к газовому распуханию, чем Ni и аустенитные стали (см. табл. 2).

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 атомов Не и вакансий в О ЦК металлах, чем в ГЦК кристаллической решетке способствует быстрому росту пузырьков в ферритных фазах сталей. Кроме того, ускоренный рост пузырьков в феррите возможен и вследствие их коалесценции, поскольку меньшая, чем в ау-стените, энергия активации самодиффузии способствует большей скорости миграции пузырьков. При повышенной температуре диаметра пузырьков с& увеличивается и их подвижность снижается, причем диффузионная подвижность крупных (í4 >10 нм) ограненных пузырьков незначительна, т.е. в ОЦК решетке быстрый рост пузырьков за счет коалесценции наиболее вероятен на начальных этапах зарождения и роста пузырьков, когда скорость миграции мелких пузырьков высока.

Полученные в работе данные свидетельствуют о том, что внедрение гелия при комнатной температуре и дополнительная имплантация ионов Н+ при 20 °С сопровождается превращением комплексов HemV„ в газонаполненные пузырьки (см. рис. 6). При температуре имплантации Не+ 650 °С, когда сформировались гелиевые пузырьки, дооблучение ионами Н+ при 20 °С способствует коалесценции имевшихся гелиевых пузырьков (см. рис. 3, a и 7).

ТДС образцов, облученных при 20 °С. Как показано выше, после облучения ионами Не+ при комнатной температуре в структуре сплавов пузырьки не сформировались, а гелий может находиться в виде различных комплексов разной термической стабильности. На рис. 8 и 9 приведены типичные спектры выделения гелия из ОЦК модельного сплава Х13, ванадиевого сплава V-4%Ti-4%Cr, ферритно-мартенситных сталей ЭП-450 и ЭП-450-ДУО и европейских Eurofer-91 и Eurofer-97-ODS, облученных при 20 °С. В табл. 4. представлены температуры основных пиков в спектрах ТДС и эффективные энергии активации газовыделения, рассчитанные по формуле

£%ф (эВ) = КТш1хГЖТпа-ТыМа2ЫТ,1/Тт2)21 (1)

где к - постоянная Больцмана; Тт\ и Т^а - температуры пиков для скоростей равномерного нагрева ai и аг соответственно.

Фон

500 600 700 800 900 1000 1100 Т.'С

600 700 800 МО 1000 1100 1200 1300 г, *с б)

Рис. 8. ТДС спектры выделения гелия из облученных ионами Не при 20 °С модельного сплава Х13 (а), ванадиевого сплава У-4%Т1-4%Сг (б), стали ЭП-450 (в) при а! = 1,2 К/с и дисперсно-упрочненной стали ЭП-450-ДУО для а2 = 3 К/с (г)

500 600 700 800 900 1000 Г, °С 500 700 900 1100 1300 Г.'С

а) + б)

Рис. 9. ТДС спектры газовыделения из облученных ионами Не+ при 20 °С сталей Еиго/ег-91 (а) и £иго/ег-97-0£>5 (б) для а2 = 3 К/с

Особенностями параметров термодесорбции (температура пиков, энергия активации газовыделения) ферритно-мартенситных сталей являются:

- спектры ТДС стали ЭП-450 и модельного сплава Х13, облученных ионами Не+ при комнатной температуре, похожи, но у сплава XI3 присутствует низкотемпературная стадия выделения гелия, а у стали ЭП-450 небольшая часть гелия выделяется при температурах выше температуры основного максимума (см. рис. 8, а, в);

- рассчитанная эффективная энергия активации газовыделения в основном пике ТДС для сплава Х13 составила 2,4 эВ (см. табл. 4), ферритно-мартенситных сталей ЭП-450 и ЭП-450-ДУО - около 3 эВ;

- температуры пиков ТДС и энергии активации газовыделения из сталей на основе Еиго/ег-97, облученных в идентичных условиях, существенно выше, чем сталей на основе ЭП-450 (см. табл. 4).

Таблица 4

Температура основных максимумов Тт1 и Тт1 для скоростей равномерного нагрева щ = 1,2 и 02 = 3 К/с и эффективные энергии активации газовыделения из модельных образцов

ОЦК материалов и ферритно-мартенситных сталей, облученных при 20 °С

Материал Г„|, °С Гтг,° С Е, эВ

Ре 949 989 1,6 ±0,2

V 1061 1141 1,6 ±0,2

Ре-13Сг 935 981 2,4 ± 0,2

ЭП-450 834 844 3,1 ±0,3

ЭП-450-ДУО 797 807 3,0 ± 0,3

Еиго/ег-91 934 965 3,6 ± 0,3

Еиго/ег-91-ОйБ 957 974 4,3 ± 0,4

У-4%ТМ%Сг 1108 1161 2,7 ± 0,3

Примечание: точность измерения температуры ДГ = ± 10 °С; в таблице приведены средние значения Тт 1 и Т^а, полученные из нескольких экспериментов.

По сравнению со спектрами ТДС сплава Х13 и стали ЭП-450, спектры ДУО сталей имеют свои особенности. Во-первых, гелий выделяется в более широком температурном интервале; во-вторых, кроме основного пика выделения гелия, при температурах выше температуры основного максимума наблюдаются дополнительные достаточно интенсивные пики, в которых выделяется значительное количество гелия (см. рис. 8, г, и 9, б).

У более тугоплавкого ванадия температуры максимумов выше, чем у Ре и сплава Х13. При этом эффективные энергии активации термодесорбции гелия из железа и ванадия совпадают, а при легировании железа хромом значительно возрастает (см. табл. 4). В ванадиевом сплаве У-4%Ть4%Сг (см. рис. 8, б), как и чистом ванадии, значительное количество гелия выделяется при температурах выше температуры основного максимума спектра ТДС.

На рис. 10 приведены типичные спектры выделения гелия из ГЦК модельного сплава Х16Н15 и стали ЧС-68. Температуры основных пиков в спектрах ТДС и эффективные энергии активации газовыделения представлены в табл. 5.

При низкотемпературном облучении ТДС спектры стали ЧС-68 и модельного сплава Х16Н15 похожи: имеется низкотемпературная стадия выделения гелия в интервале 700-950 °С и основной максимум, после которого выделение гелия практически отсутствует (см. рис. 10). Основное отличие заключается в параметрах'газовыделения: температуры основных максимумов Гш и, особенно, эффективная энергия активации Е выделения гелия у стали ЧС-68 выше, чем у ее основы - сплава Х16Н15 (см. табл. 5). Очень похожий спектр газовыделения с практически с такими же, как у стали ЧС-68, параметрами термодесорбции наблюдается у стали ЭК-164, облученной ионами Не+ при 20 °С (см. табл. 5). В целом, как

видно из табл. 4 и 5, температуры пиков ТДС аустенитных сталей выше, чем у ферритно-мартенситных.

Рис. 10. ТДС спектры газовыделения из облученных ионами Не* при 20 °С модельного сплава Х16Н15 для а, = 1,2 К/с (а) и стали ЧС-68 для а2 = 3 К/с (б)

Таблица 5

Температура основных максимумов Тт 1 и Ттг для скоростей равномерного нагрева щ = 1,2 и а2 = 3 К/с и эффективные энергии активации газовыделения из модельных образцов ГЦК _материалов и аустенитных сталей, облученных при 20 "С_

Материал гт1,°с (а, = 1,2 К/с) Тт1, "С (02 = 3 К/с) Е, эВ

Ni 957 999 1,9 ±0,2

Х16Н15 1000 1041 2,9 ±0,3

ЧС-68 (зак.) 1021 1054 3,9 ±0,4

ЭК-164 (зак.) 1024 1055 4,0 ±0,4

Появление низкотемпературных пиков в спектрах ТДС чистых Fe, V, сплава Х13 (см. рис. 8, a), Ni, сплава Х16Н15 (см. рис. 10, а) и сталей (см. рис. 8, в и г, рис. 9, рис. 10, б), облученных ионами Не+ при 20 °С, можно объяснить, если в соответствии с вышеприведенными представлениями о поведении имплантированного в металлы гелия предположить, что они вызваны диссоциацией при нагреве различных комплексов типа HemF„ малой термической стабильности (наиболее стабильны кластеры с примерно одинаковым содержанием атомов гелия т и вакансий л). На термически более стойких комплексах при нагреве образуются пузырьки и в основном пике ТДС выделение гелия осуществляется миграцией, коа-лесценцией в процессе миграции и пересечением растущими пузырьками поверхности образца с образованием так называемой «pin-hole» (булавочный укол) структуры на поверхности (рис. 11).

Энергия активации поверхностной самодиффузии (в a-Fe составляет 0,65 эВ, в y-Fe и Ni - 0,68 эВ) значительно ниже энергии активации объемной самодиффузии (в a-Fe - 2,5 эВ, в y-Fe и Ni - 2,6-5-2,9 эВ). Таким образом, приведенные в табл. 4 и 5 величины энергии активации газовыделения из сталей и сплавов (Е ¿ 3 эВ) свидетельствуют о том, что миграция пузырьков осуществляется по механизму объемной диффузии. Для чистых металлов Е значительно меньше: 1,6 эВ для Fe и V (см. табл. 4) и 1,9 эВ для Ni (см. табл. 5), что свидетельствует о значительном вкладе поверхностной диффузии в миграцию пузырьков.

•'"'Л ';.

-v: ш

HV Spot --

20.00 kV 5.5

Рис. 11. Типичная структура поверхности образцов, облученных ионами Не+, после проведения ТДС исследований (РЭМ Quanta-600 FEG)

Следует заметить, что в некоторых материалах, содержащих в структуре частицы вторых фаз (в ванадии и его сплаве оксиды и крупные нитриды, стали ЭП-450 карбиды и фаза Лавеса) в спектре ТДС присутствуют высокотемпературные пики при температуре выше Тт (см. рис. 8, б и в) в отличие от гомогенных материалов (см. рис. 8, а). Появление таких пиков в гетерогенных материалах можно приписать формированием в процессе нагрева при ТДС исследованиях гелиевых пузырьков на границах «выделение-матрица» с достаточно высокой энергией связи пузырьков с частицами вторых фаз.

ТДС образцов, облученных при 650 °С. На рис. 12 приведены спектры газовыделения из ферритно-мартенситных сталей, имплантированных гелием при 650 °С. Параметры термодесорбции представлены в табл. 6.

500 600 700 800 900 1000 1100 Г, °С

500 600 700 800 900 1000 1100 Т,'С б)

1000 Т.'С

Рис. 12. ТДС спектры газовыделения из облученных ионами Не+ при 650 °С сталей ЭП-450 (а), ЭП-450-ДУО (б), Еиго/ег-97 (в) и £иго/ег-97-СЮ5 (г) при а, = 1,2 К/с

Таблица 6

Температура основных максимумов Тт\ и Ттг для скоростей равномерного нагрева а1 - 1,2 и аг = 3 К/с и эффективные энергии активации газовыделения из ферритно-мартенситных сталей, облученных при 650 "С

Сталь гт„ °с Тт1, °С Е, эВ

ЭП-450 797 814 3,0 ± 0,2

ЭП-450-ДУО 782 799 3,0 ±0,2

Еиго/ег-91 910 938 3,9 ± 0,4

Еиго/ег-91-ОРЯ 930 963 4,9 ± 0,5

В исходной структуре ферритно-мартенситных сталей, имплантированных гелием при 650 °С, до ТДС исследований наблюдаются крупные ограненные гелиевые пузырьки (см. рис. 4 и 5). Из данных, приведенных в табл. 4 и 6, видно, что температуры максимумов термодесорбции гелия при высокотемпературном внедрении гелия, в целом, ниже, чем при имплантации гелия при комнатной температуре, а энергии активации выделения гелия для сталей одинаковой основы (Х13 или Х9) практически совпадают. При этом, как и в случае облучения ионами Не+ при 20 °С, у сталей Еиго/ег-91 и Еиго/ег-91-ОйЗ значения Е выше, чем у сталей ЭП-450 и ЭП-450-ДУО (см. табл. 6).

Из ДУО сталей, облученных при 650 °С, гелий выделяется в еще более широком температурном интервале, чем после его имплантации при комнатной температуре, причем при температурах выше температуры главного максимума наблюдаются дополнительные весьма интенсивные пики (показаны стрелками), в которых выделяется большое количество гелия, особенно при его имплантировании при 650 "С (см. рис. 8, г; 9, б; 12, б и г).

На рис. 13 приведены типичные кривые газовыделения из аустенитной сталей ЧС-68 (зак.) и ЭК-164 (х/д), имплантированных гелием при 650 "С, энергии активации газовыделения представлены в табл. 7.

Рис. 13. ТДС спектры газовыделения из облученных ионами Не* при 650 "С сталей ЧС-68 (зак.) для а, = 1,2 К/с (а) и ЭК-164 (х/д) для а, = 1,2 К/с и а2 = 3 К/с (б)

При высокотемпературном внедрении гелия, как и у ферритно-мартенситных сталей, газовыделение происходит в более широком интервале температуры, но высокотемпературная стадия выделения гелия отсутствует как и при внедрении гелия при комнатной темпера-

туре (см. рис. 10 и 13). При этом температуры основных пиков газовыделения, как и в случае облучения при 20 °С, у аустенитных сталей выше, чем ферритно-мартенситных (см. табл. 6 и 7).

Таблица 7

Температура основных максимумов 7"т1 и Ттг для скоростей равномерного нагрева си = 1,2 иа2 = 3 К/с и эффективные энергии активации газовыделения из аустенитных сталей ЧС-68 и ЭК-164, облученных при 650 °С

Сталь Гт1,°С (ai = 1,2 К/с) Гт2,°С (а2 = ЗК/с) Е, эВ

ЧС-68 (зак.) 953 980 4,2 ±0,4

ЭК-164 (зак.) 957 987 4,2 ± 0,4

ЭК-164 (ХД) 799 849 3,1 ±0,3

Спектр ТДС холоднодеформированной аустенитной стали очень сложный и состоит из многоэтапного выделения гелия. Спектр особенно хорошо разрешается при низкой скорости пострадиационного равномерного нагрева щ = 1,2 К/с (см. рис. 13, б). Характерно то, что как температуры основных пиков, так и эффективная энергия активации газовыделения из холоднодеформированной стали существенно ниже, чем из стали, облученной ионами Не+ в аустенизированном состоянии (см. табл. 7).

При высокотемпературном облучении ионами Не+ исходная структура до ТДС исследований представляет собой уже сформировавшуюся газовую пористость (см. рис. 3-5) в отличие от низкотемпературного внедрения гелия. В связи с этим при имплантации гелия при 650 "С меньшие значения температур пиков (см. табл. 6 и 7), ответственных за массовый выход пузырьков из тела зерна в основном максимуме спектра ТДС, связано с тем, что из-за наличия в структуре материалов готовой пористости не требуется времени для диссоциации комплексов и формирования пузырьков.

Сложный спектр выделения гелия из стали ЭК-164 (см. рис. 13, 6), по-видимому, обусловлен ее исходной структурой - холодная деформация создала в структуре материала высокую плотность дислокаций и дислокационных клубков, привела к дроблению зерен и образованию большого количества двойников (см. рис. 1, б), и эти структурные дефекты являются причиной появления «частокола» низкотемпературных пиков. Меньшие значения энергии активации газовыделения для пиков I (2,6 эВ), II (2,7 эВ), III (2,8 эВ) и IV (2,9 эВ), чем для пика V (3,1 эВ), ответственного за выход пузырьков из тела зерна, могут быть вызваны тем, что пузырьки мигрируют и выходят на поверхность по более облегченным путям (например, по границам зерен и двойников, вдоль дислокаций и т.п.), энергия активации миграции пузырьков по которым разная, но меньше, чем миграция по телу зерна. Предположение подтверждается тем, что у закаленных или отожженных аустенитных материалов спектры ТДС значительно проще.

По литературным данным было известно, что в стали 9Сг-ODS доля выделившегося гелия по механизму миграции пузырьков была меньше, чем в стали 9Сг. Авторы сделали вывод о том, в ODS сталях формирование пузырьков подавлено. Однако из полученных нами

данных (см. рис. 8, г; 9, б\ 12, б иг) видно, что в спектрах ТДС дисперсно-упрочненных сталей присутствует как минимум еще один дополнительный достаточно мощный максимум в высокотемпературной области после основного пика газовыделения. Эффект появления высокотемпературного пика ТДС больше выражен для имплантациии гелия при 650 °С. Предположительно, этот максимум связан со скоплением гелия возле оксидных частиц в процессе равномерного нагрева при ТДС исследованиях, поскольку дисперсные частицы УгОз являются некогерентными и атомы гелия стекаются на границы раздела «частица-матрица», образуя пузырьки. Некогерентная частица может захватывать мигрирующий пузырек и непосредственно. Энергия связи («удерживающая сила» частицы, зависящая от радиуса пузырька и контактного угла 0) таких пузырьков гелия с некогерентными частицами велика, и для того, чтобы оторвать пузырьки от частицы требуется большая «отрывающая сила», т.е. нагрев до высокой температуры, что и можно наблюдать в спектрах ТДС дисперсно-упрочненных сталей (рис. 14).

Матрица

Рис. 14. Равновесие пузырька на жесткой сферической частице

700 900 1100 1300 Г, "С

Рис. 15. ТДС спектры газовыделения из № (У), твердорастворно-го сплава N¡-4% А1 (2), стареющего сплава сплава №-7,5%А1 (3), отожженных при 750 °С в течение 25 ч после облучения Не+ энергией Е = 40 кэВ при 20 °С до дозы 5-Ю20 м"2. Скорость нагрева а = 2,5 °С/с (И.И. Чернов и др.)

Поверхностную энергию частицы у, и энергию связи пузырька Есв с некогерентными частицами УгОз можно посчитать по формулам:

у, = Уч-м + УмСОэО, (2)

где уч_м - граничная энергия на поверхности раздела частица-матрица; ум - поверхностная энергия материала матрицы; 0 - контактный угол

£„ = -( 8/3)то-22ум1п(г2/п), (3)

где г\ иг2~ радиусы пузырьков одинакового объема в матрице и на частице соответственно.

При этом отношение радиусов пузырьков одинакового объема в матрице и на поверхностью частицы зависит от угла 0. Энергию связи Есв возрастает очень быстро с увеличением угла 0 и поэтому должна быть более высокой в случае большого натяжения поверхности раздела.

Предложенную модель появления высокотемпературных пиков газовыделения поддерживают данные по ТДС исследованию гелия и для других гетерогенных материалов. Так, из литературы известно, что в стареющем сплаве N¡-7,5% А1, облученном ионами Не+ при

комнатной температуре, а затем подвергшемся длительному послерадиационному отжигу при 750 °С (температура максимальной скорости распада пересыщенного твердого раствора А1 в N0 перед ТДС исследованиями, привел к формированию некогернетных частиц у'-№3А1 фазы и крупных пузырьков на их границах, вызвал появление мощного пика термодесорбции при температуре выше температуры основного пика (рис. 15). В ванадиевых сплавах, содержащих большое количество оксидов и грубых нитридов, также значительное количество гелия выделяется в высокотемпературной области (см. рис. 8, б).

Таким образом, причиной снижения количества выделившегося в основном пике гелия по механизму миграции пузырьков в дисперсно-упрочненых сталях является не подавление формирования пузырьков как предположено в литературе, а «перекачка» достаточно большой доли внедренного гелия в высокотемпературные (после температуры главного максимума) пики, т.е. в пузырьки, растущие на границах «упрочняющая частица-матрица». Несмотря на то, что в состаренном сплаве N¡-7,5% А1 некогерентной частицей является ингер-металлид у'-№3А1, ванадиевых сплавах - нитриды, а ДУО сталях - частицы оксида У2Оз, накопление гелия с образованием на границах пузырьков с высокой энергией связи с частицами происходит, по-видимому, одинаково, о чем свидетельствуют схожие спектры ТДС для сплава N¡-7,5% А1 (см. рис. 15), ванадиевых сплавов (см. рис. 8, б) и ферритно-мартенситных ДУО сталей (см. рис. 8, г; 9, б и 12, б и г).

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ По результатам полученных экспериментальных данных по поведению ионно-внедренного гелия в реакторных материалах можно сделать следующие выводы.

1. Установлено, что при облучении при 650 °С, когда диффузионная подвижность точечных дефектов в ОЦК решетке превышает подвижность их в ГЦК решетке, и в условиях внедрения высоких концентраций гелия (> 10"2 ат. %), газовое распухание ферритно-мартенситных сталей ЭП-450, ЭП-450-ДУО, Еиго/ег-97, Еиго/ег-91-ОйЗ существенно превышает распухание сталей аустенитного класса

2. Показано, что дисперсно-упрочненные стали ЭП-450-ДУО и Еигфг-91-ОВ$ меньше подвержены гелиевому распуханию, чем соответствующие матричные стали ЭП-450 и Еиго/ег-91, по-видимому, вследствие захвата дисперсными упрочняющими частицами атомов гелия и снижения их концентрации в матрице.

3. Установлено, что при облучении ионами Н+ и последовательно Не+ + Н+ количество удерживаемого водорода в ферритно-мартенситных сталях возрастает незначительно, а в аустенитной стали предварительное введение гелия существенно увеличивает количество удерживаемого водорода, особенно при создании газовой пористости облучением Не+ при 650 °С, причем абсолютное количество захваченного водорода в стали ЭК-164, облученной последовательно ионами Не+ и Н4, значительно выше, чем в сталях ЭП-450 и ЭП-450-ДУО.

4. Показано, что в чистых металлах Fe, V, Ni выделение гелия происходит миграцией пузырьков преимущественно по механизму поверхностной диффузии, а сплавах и сталях -объемной диффузии.

5. Установлено, что по сравнению с имплантацией гелия при комнатной температуре, при высокотемпературном его внедрении температуры пиков ТДС существенно снижаются за счет сформировавшейся пористости. При этом в одинаковых условиях внедрения гелия температуры пиков газовыделения из ГЦК материалов значительно выше, чем материалов с ОЦК структурой.

6. Показано, что по сравнению со спектрами ТДС матричных сталей ЭП-450 и Eurofer-97 температурный интервал выделения гелия из дисперсно-упрочненных сталей ЭП-450-ДУО и Eurofer-91-ODS шире как для комнатной температуры внедрения гелия, так и, особенно, для 650 °С.

7. Установлено, что в материалах, содержащих в структуре вторые фазы, и в упрочненной дисперсными оксидами Y2O3 ферритно-мартенситных сталях значительное количество гелия удерживается в пузырьках, сформировавшихся на границах раздела «некогерентная частица-матрица», выделение которого при нагреве происходит при температурах на ~200 °С выше, чем из матрицы.

8. Показано, что спектры ТДС гомогенных аустенитных сталей ЧС-68 и ЭК-164, имплантированных гелием при 650 °С, также значительно шире, чем после внедрения гелия при комнатной температуре, но в отличие от ферритно-мартенситных сталей ЭП-450 и ЭП-450-ДУО, высокотемпературная стадия выделения гелия отсутствует.

9. В отличие от термообработанных сталей, спектр ТДС холоднодеформированной стали ЭК-164 состоит из многоэтапного выделения гелия, при этом температуры пиков ТДС и эффективная энергия активации газовыделения меньше, чем у стали в закаленном состоянии, что свидетельствует о существовании облегченных путей миграции пузырьков в деформированной стали.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Чернов И.И., Стальцов М.С., Бинюкова С.Ю, Калин Б.А., Чжи Зин У. Закономерности захвата и выделения гелия в материалах с ОЦК и ГЦК кристаллическими решетками. -Перспективные материалы, 2009, № 4, с. 5-12.

2. Чернов И.И., Стальцов М.С., Бинюкова С.Ю, Калин Б.А., Чжи Зин У. Влияние температуры облучения и типа кристаллической решетки на захват и выделение гелия. - В сб.: Труды XIX Международного совещания «Радиационная физика твердого тела», г. Севастополь, 31 августа-6 сентября 2009 г., с. 314-328.

3. Стапьцов М.С., Чернов И.И., Калин Б.А., Мезина О.С., Чжи Зин У. Влияние легирования ванадия титаном на гелиевое распухание. - В сб.: Труды XX Междунар. совещания «Радиационная физика твердого тела», г. Севастополь, 5-10 июля 2010 г., с. 54-62.

4. Чернов И.И., Стальцов М.С., Калин Б.А., Чжи Зин У, Бинюкова С.Ю., Агеев B.C., Никитина A.A. Закономерности захвата и выделения гелия в перспективных реакторных сга-

лях ЭК-164, ЭП-450 и ЭП-450 ДУО. - В сб.: Труды XX Междунар. совещания «Радиационная физика твердого тела», г. Севастополь, 5-10 июля 2010 г., с. 344-352.

5. Стальцов М.С., Чернов И.И., Калин Б.А., Бинюкова С.Ю., Чжи Зин У. Влияние углерода и предварительной имплантации гелия в ОЦК и ГЦК материалы на поведение водорода. - В сб.: Тез. докл. IV Междунар. конф. и VI Междунар. школы молодых ученых и специалистов «Взаимодействие изотопов водорода с конструкционными материалами», г. Воронеж, 05-10 июля 2010 г., с. 79-85.

6. Чернов И.И., Стальцов М.С., Калин Б.А., Мезина О.С., Чжи Зин У, Чернов В.М. Закономерности формирования гелиевой пористости в ванадиевых сплавах в зависимости от химического состава. - Атомная энергия, 2010, т. 109, вып. 3, с. 141-148.

7. Чернов И.И., Калин Б.А., Бинюкова С.Ю., Стальцов М.С., Чжи Зин У., Мезина О.С. Тем-пературно-дозовые зависимости гелиевого распухания ОЦК и ГЦК реакторных сталей. -В кн.: Труды XIX Междунар. конф. по физике радиационных явлений и радиационному материаловедению, г. Алушта, 6-11 сентября 2010 г., с. 273-274.

8. Стальцов М.С., Калин Б.А., Чернов И.И., Чжи Зин У, Мезина О.С., Милешкина О.Ю., Чернов В.М. Влияние легирования на поведение гелия и формирование газовой пористости в сплавах ванадия. - В кн.: Труды XIX Междунар. конф. по физике радиационных явлений и радиационному материаловедению, г. Алушта, 6-11 сентября 2010 г., с. 275-276.

9. Чжи Зин У, Чернов И.И., Стальцов М.С., Калин Б.А.,Калашников А.Н., Бинюкова С.Ю., Аунг Чжо Зо, Агеев B.C., Никитина A.A. Термодесорбция гелия из реакторной стали. -Атомная энергия, 2011, т. 110, вып. 3, с. 130-137.

10. Чжи Зин У, Аунг Чжо Зо, Чернов И.И., Стальцов М.С., Калин Б.А., Овчаренко A.M. Термодесорбции гелия из реакторных аустенитной и ферритно-мартенситных сталей. - В сб.: Аннотации докладов науч. сессии НИЯУ МИФИ-2012, т. 1. Инновционные ядерные технологии, с. 147.

11. Аунг Чжо Зо, Чжи Зин У, Чернов И.И., Стальцов М.С., Калин Б.А. Особенности термодесорбции гелия из сплавов ванадия. - В сб.: Аннотации докладов науч. сессии НИЯУ МИФИ-2012, т. 1. Инновционные ядерные технологии, с. 147.

12. Чернов И.И., Стальцов М.С., Калин Б.А., Чжи Зин У, Аунг Чжо Зо, Стаценко В.И., Корчагин О.Н., Стальцова О.С. Термодесорбционное исследование поведения гелия в сплавах ванадий-титан, облученных ионами Не+ при комнатной температуре. - Физика и химия обработки материалов, 2012, № 3, с. 22-29.

13. Корчагин О.Н., Чернов И.И., Стальцов М.С., Калин Б.А., Ананьин В.М., Чжи Зин У, Аунг Чжо Зо, Стаценко В.И. Модель поведения гелия в сплавах ванадий-титан, облученных ионами Не+ при комнатной температуре. - Физика и химия обработки материалов, 2012, №4, с. 13-17.

Подписано в печать:

11.01.2013

Заказ № 8050 Тираж - 100 экз. Печать трафаретная. Типография «11-й ФОРМАТ» ИНН 7726330900 115230, Москва, Варшавское ш., 36 (499) 788-78-56 www.autoreferat.ru