Фазово-структурные процессы и их роль в упрочнении и охрупчивании облученных металлических материалов тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

МИНИСТЕРСТВО НАУКИ И НОВЫХ ТЕХНОЛОГИЙ, НАЦИОНАЛЬНАЯ АКАДЕМИЯ НАУК РЕСПУБЛИКИ КАЗАХСТАН

ФИЗИКО-ТЕХНИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ

На правах рукописи

МАКСИМКИН ОЛЕГ ПРОКОФЬЕВИЧ

УДК 621.039.531:546.291:663.017.3

ФАЗОВО-СТРУКТУРНЫЕ ПРОЦЕССЫ И ИХ РОЛЬ В УПРОЧНЕНИИ И ОХРУПЧИВАНИИ ОБЛУЧЕННЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ

(0i.04.07—физика твердого тела)

' ' АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора физико-иатематэтесклх наук

Алматы. 1996

Работа выполнена в Физико-техническом институте НАН РК

Ведущая организация:

Московский инженерно-физический институт Официальные оппоненты:

Доктор технических наук, профессор Вотинов С.Н.

Доктор физико-математических наук, профессор Пятилетов Ю.С.

Доктор физико-математических наук Чокин К.Ш.

Защита состоится 1996 г. на заседании Специализиро-

ванного Совета Д53.08.01 при Физико-Техническом Институте НАН РК (480082, Алматы, 82, ФТИ НАН РК).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института Ядерной Физики НЯЦ РК.

Автореферат разослан,"// " МЧгА 1996 г.

Ученый секретарь Специализиро- у

ванного Совета, доктор фюнко- - У '

математических наук, профессор _;_:_Мелихов В.Д.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Непрерывный рост потребностей цивилизованного общества в энергии, трудности с извлечением запасов ископаемого топлива и загрязнением атмосферы при его сжигании заставляют ученых пересматривать свое отношение к ухе известным источникам энергии и изыскивать более эффективные. Существенная роль в решении энергетической проблемы отводится атомной и термоядерной энергетике.

Современный уровень и перспектива развития ядерной энергетики в определяющей степени зависят от успехов, достигнутых в деле разработки новых материалов, способных работать в сложных эксплуатационных условиях - при воздействии мощных радиационных полей и агрессивных :ред в сочетании с большими температурными и силовыми нагрузками. В лзязи с этим возрастает интерес к металлам и сплавам, которые обладают оптимальным сочетанием физико-механических свойств в штатных и экстремальных ситуациях. С точки зрения использования в действующих и :троящнхся реакторах наиболее перспективными считаются аустенптные кржавеющие сплавы п тугоплавкие металлы, способные выдерживать воз-ЮЙствпе больших потоков излучений.

Одним из важнейших критериев пригодности материала для применения его в элементах конструкции является способность сохранять в рабочих •словиях необходимый уровень прочностных п пластических свойств. Потому исследование особенностей изменений механических свойств материалов а процессе и в результате облучения высокознергетическими частпца-ш является одной из основных проблем радиационного материаловедения, спешное развитие которого определяется уровнем понимания физических |роцессов, происходящих в облучаемых и деформируемых металлах и спла-ах. Сложность этих процессов обусловлена разнообразными структурны-ш и фазовыми превращениями, инициируемыми воздействием радиации и ;рпводящ1ши к существенным изменениям физпко -механических свойств ристал лов.

Облучение, как правило, вызывает повышение предела текучести и рочностп (радиационное упрочнение), увеличение скорости ползучести атериалов, снижение пластичности (радиационное охрупчивание). повы-шше температуры хрупко-вязкого перехода и т.п.

Радиационное упрочнение само по себе является положительным фа к-ором. однако оно почти всегда сопровождается значительным уменьшени-ч пластичности металлов и сплавов - наблюдается радиационное охруп-иванне сложное явление, не всегда поддающееся однозначной пнтерпре-ишш. Для выявления контролирующих механизмов охрупчшмиия ч.и к>

оказывается недостаточным проведение одних только натурных пепытанг ц требуется осуществление серий модельных экспериментов, имитируют! отдельные стороны этого явления.

В результате интенсивных исследований процессов упрочнении охрупчнпапня металлов и сплавов к настоящему времени накоплен знач: -. 'льпый фактический материал; однако физическая природа и механизм •гх явлений все еще окончательно не установлены, да и теоротнчесю редставленпя находятся пока в стадии развития. Это можно объяснит тем, 'что, с одной стороны, познание законов поведения нагруженного кр: сталла как на микро-, так н на макроуровне далеко от завершения д ж с в рамках классической физики твердого тела; с другой стороны, те.1 что общая физическая картина повреждений в облучаемых кристаллах н прерывно обогащается но мере накопления новых экспериментальных да ных. Однако уже сейчас анализ значительного числа исследований позв ляет заключить, что многие наблюдаемые виды упрочнения п охрупч вания связаны не только с накоплением радиационных дефектов, но и I структурно фазовыми превращениями, стимулируемыми облучением, н пряжениями и температурой. В этой связи особую важность приобретав исследования корреляций между свойствами твердых тел (структура, ма Битные свойства п т.д.) и характеристиками протекающих в них процесс (пластическая деформация, разрушение и т.д.). До последнего времени у область оставалась малоизученной. Между тем такие теле,топа пня мог1 способствовать не;: Гько пониманию физической природы процессов, ст мулируемых воздеис1Вием концентрированными потоками энергии.' но созданию новых нетрадиционных способов радпацпонно- термической обр боткн, обеспечивающих получение новых материалов.с заданным уровн< характеристик.

В связи с изложенным ясно, что получение новых результатов, напр вленных ил выяснение условий фазово- структурной стабильности, а тя же выявлению основных закономерностей и механизмов формирования N ханическнх' свойств металлических материалов, подвергнутых облучён! высокоэнергетическими частицами и термическим воздействиям, являет актуальным как с научной, так И с практической точек зрения!

Указанные выше проблемы, которые важны для понимания фпзическ процессов, приводящих к изменению структуры и свойств облученных К1 сталлов, п в то же время выдвинутые практическими потребностями нау и техники, определили направление и развитие исследований, положенн! в основу настоящей диссертации.

Диссертация посвящена экспергшентально-м.у исследованию о<

знностеп фазово-структз*рпых превращений, измепеппн характеристик рочностн п пластичности некоторых модельных и конструкционных ме-а.ллов и сплавов, подвергнутых воздействию высокоэнергетпческимп ядер-ымп частицами, а также выявлению закономерностей и механизмов дефор-ацпонных процессов, протекающих в температурно-скоростных услови-1с проявления мартенентного 7 -+ о' превращения, радиационного, ста-пческого и динамического деформационного старения, зернограничного роскальзывання в металлических материалах, облученных нейтронами, гсьфа-частицами и электронами.

Основной целью настоящей работы являлось:

Исследование и установление закономерностей влияния облучения на змеиенпе фазово-структурных состояний, а также связанных с ними из-енений характеристик прочности и пластичности модельных и конструк-иоппых материалов в широком интервале температур и скоростей дефор-ацпй; изучение характера и механизмов пластической деформации необлу-енных и облученных нейтронами, а частицами п электронами металлов сплавов.

Для достижения цели необходимо было изучить особенности образо-шия, кинетику развития дефектов и вторичных фаз в ходе облучения, еформации и отжига. В этой связи важной задачей было создание со-гветствующей экспериментальной базы для обеспечения и дальнейшего азвптпя комплексных матерпаловедческих исследований в радиационной пзпке твердого тела.

Объекты исследования. В качестве объектов исследования были выданы металлы с кубической симметрией решетки Си, N1, Та, №>, Мо. !роме того исследовали хромоникелевые аустенитные сплавы с различной гепенью стабильности аустенита (12Х18Н10Т, Х16Ш5МЗБ, Х16Н15МЗТ, 20Н45М4БРЦ, Х15АГ14), а также некоторые сплавы на основе молибдена, иобия и железа. Варьировались степень чистоты материала, параметры еханических и термических обработок до и после облучения, тип бомбар-ирующих частиц, интегральная доза, и температура облучения. Использо-алпсь образцы с размерами и формой, дающими возможность проведения араллельных исследований различными методами, включая механические спытання, микрокалориметрию, магнитометрию, просвечивающую элек-ронпую микроскопию и др.

Методика исследоаапия. Для проведения экспериментальных иссле-ований под руководством автора был создан специализированный ком-лекс установок, разработан ряд новых методик ысх;шпческих прешпи-!шнх испытаний образцов с гысокон паведенной радиоактивностью, не-

следования негомогенной пластической деформации с помощью оптик электронной экстензометрип, микрокалориметрпп, интерферометрии и кг тотрафпп намагниченности. Кроме того, был автоматизирован процесс cf pa и обработки экспериментальной информации, а также осуществляло металлографическое п электронномпкроскоппческое изучение структу] исследуемых материалов.

Облучение проводилось в активной зоне ядерного реактора ВВР-К, •охронном циклотроне У-150 НЯЦ РК, линейном и импульсном ускорп: лях электронов ЭЛУ-4 (КазГУ) и "Нептун" (КазНТУ). При этом коятх лировалп п варьировали основные параметры облучения (энергия част! флюенс. температура, п т.д.). С этой целью были разработаны епецшшьн облучателъные устройства, обеспечивающие требуемые условия облучен и пх контроль.

Научная новизна работы заключается в том, что и результате сис: матпзлровашгого исследования структуры, фазового состояния к физии механических свойств металлических материалов выявлена сущеетвеци роль мартенептного 7 а'' превращения, деформационного л радиант ного старения, а также зеркограничпого проскальзывания в упрочненш. охрупчпваиии облученных нержавеющих сталей и тугоплавких метал:; прн различных энергиях, флюенсах бомбардирующих частиц, темпера" pax п скоростях деформации. При этом получены следующие новые на} ные результаты:

— установлен закономерности образования и накопления ( мартенсита в хромоникелевых н маргапцовпетых нержавеющих стал: облученных высокоэнергетическимп ядерными частицами п деформировг ных в различных температурив-скоростных условиях:

— установлены закономерности влияния нейтронного облучения температурно-скоростпые интервалы проявления эффекта Портвена-Шателье. Выявлена н проанализирована "истинная'' форма зубчатости крпвых течения. Рассчитаны эффективные энергии активации процесса j нампческого деформационного старения (ДДС) в облученных материал Методом оптической экстензометрип определены параметры локализов; ного течения (шприна фронта полосы, деформация п скорость деформав в полосе, скорость перемещения фронта), а также пх зависимость от с пени деформации и флюенса;

— выявлена структура Ш-ей стадии отжига дефектов в молибдене, ] обпп и тантале после пх облучения нейтронами или деформирования. Он делены температурные интервалы подстадий отжига п значения эпер1 активаций процессов возврата свойств. Обнаружен низкотемпературны

73 К) эффект радиадионио-отлшгового упрочнения;

— с использованием интерференционной микроскопии впервые иссле-;овапы особенности зернограпичных процессов (проскальзывание и поворота кристаллитов, миграция границ) в облученных материалах и получены :овые экспериментальные данные о величине зернограпичной деформации

никеле, аустснптшш нержавеющей стали 12Х18Н10Т и ниобии в зависн-юстп от типа и флюенса частиц, температуры испытания;

■— обнаружено, что облучение изменяет способность металлических [атериалов аккумулировать и дпссипировать энергию п процессе пласти-:еской деформации;

В процессе выполнения исследований разработаны новые эксперимен-алъпые методы :

— комплексного исследования поведения металлов в процессе деформации, заключающегося в синхронной непрерывной регистрации нагрузки, длипенпя, намагниченности, геометрических размеров или тепловых эф-юктов с помощью электронно-вычислительной системы;

— определения истинных значений характеристик прочности и пла-тпчлости облученных материалов с помощью разработанного оптико-яектронпого экстепзометра;

— ранней диагностики шейки в деформируемых образцах метаста-гшышх аустепитных сплавов;

— экспрессного определения ориентации зерен по мартеиептным пли пойитсовым пластинам;

— обеспечения высокотемпературных механических испытаний тон-элистовых образцов на основе специально разработанных силоизмерите-ей и теизометрического усилителя.

Научная п практическая значимость результатов работы за-лючается в том, что:

е совокупность полученных в диссертации результатов позволяет глубже понять физическую природу таких процессов, как мартенситное превращение, динамическое деформационное старение и зерногранпч-ное проскальзывание в материалах, содержащих дефекты радиационного происхождения. Эти сведения могут быть использованы для получения оптимальной структуры н элементного состава прогнозируемых радпадионно-стойких материалов;

е экспериментально установленные закономерности изменения механических свойств металлов п сплавов в результате облучения и температурного воздействия могут найти применение при решении задач ,

связанных с разработкой физических основ создания новых радиан онностойкнх конструкционных материалов;

• данные о кинетике накопления и отжига радиационных дефектов, также, особенностях структурных и фазовых переходов в облуче ных деформируемых материалах, важны для прогнозирования их п ведения в полях ионизирующих излучений и заданных температурю силовых условиях;

• аппаратно-программный комплекс сбора и обработки данных мех ничеекпх испытаний, созданный в ходе выполнения представленнь исследований, может быть полезен в области практического радиап онного материаловедения.

Достоверность полученных в диссертации результатов достигаете

• корректностью постановки решаемых задач и их физической обосн ванностью, базирующейся на фундаментальных положениях радиап онной физика твердого тела;

• строгим обоснованием выбора принятых в работе приближений и л нущеыий;

• использованием хорошо апробированных современных »детодов исс* дованпя и пр1 л? гением стандартных установок мирового класса: ун версальноц испытательной машины "Инстроа-1195" (Англия), сисз мы оцифровки изображений "Периколор" (ФраншГя), микрокалорих тра Кальве (Франция), ферроизмерптеля Ферстера (Германия), мик{ скопов ЛЕМ-ЮОСХ (Япония), МеФ-2 (Австрия) и т.д.;

® применением различных взаимно-контролирующих и дополняющ методик механических испытаний и структурных исследований;

в большим объемом экспериментальных данных и их статистической с работкой с помощью ЭВМ;

• сравнением полученных в диссертации результатов и выводов с дг ными исследований других авторов и хорошим совпадением рассчлтг ных численных параметров с известными из литературы значения: для соответствующих материалов.

Основные положения диссертации, выносимые автором на зал

ту;

новые результаты систематических экспериментальных и феноменологических исследований изменений механических свойств и структуры облученных металов и сплавов с ГЦК и ОЦК решетками (N4, Си, Ее, Мо, Та, 12Х18Н10Т, Х20Н45М4БРЦ, Х16Н15МЗБ, Х15АГ14 и др.), позволившие выявить л.шную роль процессов бездиффузионного фазового превращения и термоактивируемого взаимодействия примесных атомов с дислокациями, а также роль границ зерен и зернограничной деформации в радиационном упрочнении и охрупчивании и установить температурно-скоростные интервалы проявления этих факторов при различных параметрах облучения;

установленные общие закономерности мартенсигного 7 —+ а' превращения, протекающего в условиях деформирования, в том числе: изменение пстииных значений критических параметров и особенности зарождения л'- фазы в зависимости от температуры п скорости растяжения, типа н флюснса частиц; кинетические параметры мартепспт-ного превращения в дефектной матрице; анализ тепловых эффектов л роли латентной энергии при образовании и накоплении мартенсита, а также влияние 7 —» а' перехода на характеристики прочности п пластичности хромонпкелевых и марганцовистых метастабпльных нержавеющих сталей, облученных нейтронами, альфа- частицами п электронами;

нопые экспериментальные результаты исследований радиационно-тер-мического и деформационно -динамического старения; тепловые эффекты и найденные значения энергий активаций процессов; выявленные закономерности радиационного, силового и термо-екоростного воздействия на проявление локализованного прерывистого течения и параметры неоднородной деформации, ва кинетику отжига точечных дефектов и их влияние на эффекты упрочнения и охруичивания аусте-нптных сплавов и тугоплавких металлов, облученных нейтронами и альфа-частицами;

физически обоснованное положение об интсркристаллитиом проскальзывании как необходимом условии для возникновения высокотемпературного радиационного охруичивания; экспериментальные данные о кинетике, особенностях и величинах деформации по границам зерен при высокотемпературных испытаниях; результаты анализа роли зер-нограничных процессов (проскальзывание п развороты кристаллитов, миграция границ) в деформации и разрушении никеля, ниобия и хро-мовпкеленых сплавов, облученных нейтронами н имплантиропанни:

гелнем; пути повышения высокотемпературной пластичности;

• новый подход к изучению стадийности деформационного упрочнения к построению диаграмм структурных состояний облученных деформ рованных материалов, основанный на анализе эволюции микростр> туры с энергетических позиций; новые данные о процессах аккуму* ции и диссипации энергии при пластическом течении в условиях щ явления эффекта Портевена-Ле Шателье и бездиффузионного 7 —V перехода, а также их корреляции с изменениями прочностных свопс перечисленных выше металлических материалов, подвергнутых В( действию температуры и радиационного излучения;

• структура и состав экспериментально-методической базы, создг ной для проведения комплексных автоматизированных исследо! нип в области физического и радиационного иатериаловедеш включая оптико-электронную экстензометршо, компьютерную кг тографшо намагниченности, микрокалориметрию, а также аппарг ное и программное обеспечение экспериментов, выполняемых на в сокорадиоактивных металлах и сплавах, деформируемых в широк температурно-скоростном интервале (77-5-1475 К, 10~5 4- 105с-1) и 1 зволяющее проводить обработку экспериментальных данных в Х( эксперимента.

Совокупность полу Арных в работе результатов и сформулированных их основе выводов можно квалифицировать как новое крупное достижсх в развитии перспективного направления физики твердого тела - физг радиационных повреждений и радиационного материаловедения.

Структура диссертации.

Работа состоит пз введения, пяти глав, в которых приведены резу таты исследований, заключения и списка использованной литературы каждой главе дается краткая характеристика уровня современного сост ния рассматриваемой конкретной проблемы. Основные результаты дисс тации указаны в выводах к отдельным главам, наиболее существенные них обобщены в заключении.

Диссертация изложена на 235 страницах машинописного текста, сод жит 52 таблицы, 140 рисунков, список литературы состоит из 500 назва! и список авторских публикаций из 40 наименований.

Апробирование.

Основные результаты, приведенные в диссертации, доложены и об ждены на 27 научных конференциях, совещаниях н семинарах: на 1-й £ союзной конференции по исследованию и разработке материалов для ре

оров термоядерного синтеза (г.Звенигород, 1978 г.); на И, III и IV Всесо-1зных совещаниях по радиационным дефектам в металлах (г.Алма-Ата, 380, 1983 и 1986 гг.); па 1-й Всесоюзной конференции по структуре и зойствам границ зерен (г.Уфа, 19S3 г.); на III Всесоюзной конференции о исследованию и разработке конструкционных материалов для реакто-ов термоядерного синтеза (г.Ленпнград, 1984 г.); на 14-м Совещании по оордпнации НИР, выполняемых с использованием ИЯР (Димптровград, 986 г.); на 1-м Всесоюзном семинаре-совещании "Ускорители заряженных астин и радиационная физика" (Москва, 1987 г.); на 1-й Всесоюзной кон-юрепцпп "Модификация конструкционных материалов потоками эаряжен-гых частиц" (Томск, 1988 г.); на И-й Всесоюзной конференции по радиаци-нному материаловедению (Димптровград, 1988 г.); на HI-ем постоянном емннаре "Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов" (Мурманская обл., Полярные зори, 1988 г.); на Всесоюзном семинаре "Методика и техника реакторных и нослереакторных |Кспериментов в радиационном материаловедении" (Димптровград, 1989 '.); на Международной конференции по радиационному материаловедению г.Алушта, 1990 г.); на I и II Всесоюзных конференциях "Радиационное юздействие на материалы термоядерных реакторов" (г. Ленинград, 1990, 1991 г.); на Н-ой Всесоюзной конференции по мартепептным превращениям i твердом теле (Киев, 1991'г.); на П й Всесоюзной конференции "Обработка обструкционных материалов пучками заряженных частиц" (Свердловск, L991 г.); на И-ом Межотраслевом совещании "Радиационная физика твер-юго тела" (Севастополь, 1992 г.); на 1-ой Международной конференции 'Ядерная энергетика в республике Казахстан: концепция развития, обоснование, безопасность" (Семипалатинск-21, 1993 г.); uaIV-ой отраслевой конференции "Ядерная энергетика в космосе. Материалы, топливо" (Подольск, 1993 г.); на семинаре "Структурные основы модификации материалов" (Обнинск, 1995 г.); на VII-ом международном симцозиуме "Деградация материалов в ядерных системах водяных реакторов" (Колорадо, США, 1995 г.); на международном симпозиуме "Фазовые превращения в процессе термомеханнческнх испытаний стали" (Ванкувер, Канада, 1995 г.); на 1-ом Уральском международном семинаре " Радиационная физика металлов и сплавов" (Снежинск, .1995 г.); на IV-ом международном симпозиуме "Достижения в разработке новых материалов" (Исламабад, Пакистан, 1995 г.); на VII международной конференции по материалам ТЯР (Обнинск, 1995 г.).

Публикации. Всего по теме •диссертации опубликовано 112 статей и тезисов докладов, получены 2 авторских свидетельства. Основное содержание изложено в 40 научных статьях, список которых приведен в конце

автореферата.

Основное содержание работы .

Во введении обоснована актуальность решаемой проблемы, сформ .гтрована цель работы н поставлены задачи исследования. ПеречислеЕ п-новные положения, выносимые автором на защиту, указана научная н визна полученных результатов и их практическая значимость; описа! структура диссертации; вкратце освещено современное состояние эксп рпментальных и теоретических исследований упрочнения, охрупчпванпя фазово-структурных превращений в облученных металлических система

В первой главе "Некоторые аспекты упрочнения и охрупчпванпя о лученных металлических систем" проанализированы и обобщены литер турные данные, а также результаты некоторых собственных исследов ний изменений механических свойств хромоникелевых и марганцовпст! нержавеющих сплавов, а также тугоплавких металлов в результате о лучения. . Подчеркивается, что нержавеющие аустенитные стали и сшш благодаря их высокой жаропрочности, коррозионной стойкости и технол гпчности находят широкое применение в народном хозяйстве. Так, в pea торостроенип они, по существу, являются основными конструкционны! материалами для изготовления важнейших узлов ядерно-энергетическ: установок. Хромонпкелевые и хромомарганцевые стали аустенитного клг са фигурируют ср,ч:л перспективных материалов в Национальной програ ме Великобритании по исследованию материалов для быстрых реактор и в соответствующих Программах Японии и США. В последнее время i ржавеющим сталям уделяется большое внимание как наиболее вероятнь кандидатам для первой стенки термоядерных реакторов. К такому вьп ду можно прийти, анализируя многочисленные данные по их свойств! с точки зрения радиационной стойкости, технологичности, наведенной а Тивности, стоимости, промышленных возможностей и т.д.

Также вполне вероятно применение тугоплавких металлов для отде; ных элементов конструкции разрядной камеры (дпверторные пластины т.д.) благодаря их высокой сопротивляемости эрозии и оптимальному < четанию прочностных и теплофизических свойств.

Вместе с тем, опыт длительной эксплуатации аустенитных сталей сплавов в качестве конструкционных материалов для оболочек ТВЭЛга чехлов шестигранников показал, что существует целый ряд негативных < стоятельств, сдерживающих их широкое применение в ядерных реактор. К ним можно отнести, в частности, радиационную ползучесть, охрупчш ние и радиационное распухание материалов в результате облучения. Одв

з наиболее важных и нерешенных на сегодняшний день проблем является адпацношюе охрупчпванпе -- катастрофическое снижение пластичности од воздействием одновременно потока высокоэнергетнчных ядерных ча-тпп, температуры ц напрялсешгй. В ряде случаев успешная борьба с охруп-иванием затрудняется л м, что технологпческпе мероприятия, направление на повышение пластичности, влекут за собой ряд непредсказуемых п трицательных воздействий на другие свойства облучаемых материалов.

На основании анализа большого числа экспериментальных результатов - собственных и известных пз литературы, сделан вывод, что существуют рп достаточно отчетливо выраженные температурные области изменения арактеристпк пластичности и прочности соответственно аустенитных не-жавеющих сплавов п тугоплавких металлов, которые схематично показаны на рпс. 1. В частности, видно, что относительное равномерное удлпне-не сплавов с ГЦК-решеткой уменьшается в первой и третьей областях, ■огда как во второй практически не изменяется. Причем, такое поведение войственно как необлученным, так и облученным сплавам. В то же время ;ла облученных металлов с ОЦК-решеткой на кривой зависимости прешла текучести (мпкротвердсстп) от температуры нспытаппя (отжига) в бластн 0.12- 0.2 Тпл наблюдается ппк дополнительного упрочнения.

В случае рассмотрения аустенитных сплавов установлено также, что | каждой пз трех наблюдаемых температурных областей существенно раздается вид диаграмм растяжения (I - гладкие с заашщ значением ко-ффпяиецта упрочнения А, II - прерывистые с различной формой, частотой г амплитудой зубцов, III - гладкие с низким А, по значительным нпепа-¡аюгщш участком сосредоточенной деформации) и характер разрушения ттерпала (I - внутршеренное, с образованием шешш, III - межзеренное, оэ локализации деформации, II - смешанное). Ход температурного изменены характеристик пластичности, а также различный вод кривых течения [ характера разрушения свидетельствуют о том, что при низких и высо-лх температурах различны механизмы деформадии аустенитных сплавов. 1сследования показали, что в первой и во второй областях превалнрую-апми являются внутрпзеренные механизмы (I -- дюйннкование, мартенси-•ообразованпе п скольжение дислокаций, II -- скольжение и переползание [ислокацдй), а в III - межзеренное смещение (проскальзывание, вращение :ристаллитов).

Если эффект охрупчпванпя оценивать величиной Л = — е0) ■ де е0 п £,. - характеристики пластичности (относительная деформация) мтерпала до п после облучения соответственно, то расчеты, проведенные [ля различных сплавов, свидетельствуют, что Л сравнительно высока »

I п ' III

\ 4

\V \ \\ V \ \\ 3 '. \

V ¡4 \

\ \ г • \ \

! \\\ ' \ \ \

V г'. 4 V \

/ • ( »

СМ7 027 Гомологически теипервгур« 0 49 0«б СГ(ИГ«МИ»

Рпс.1. Три температурные области изменения пластичности аустенитш нержавеющих сплавов (схема).

1,2- м с та с лабильна* сталь типа 12Х18Н10Т в облученном и необлучснном состоянии i ответственно, 3 - стабильная аустенигная сталь Х16Н15МЗВ, 4 - высокоиикелсвый спл Х20Н45М4БРЦ. (а, б, в - диаграммы растяжения). Лла стали 12Х18Н10Т температу] начала и конца укачанных областей составляют соответственно I - 290-5-470, II - 470-r-S' III - 870-И 170 К.

первой, минимальна vO второй и максимальна в третьей области. Соотве ственно различают низкотемпературное и высокотемпературное радиан онпое охрупчиванис (ВТРО). Последнее многие исследователи связывав с образованием в материалах трапемутационного гелия.

Исходя из вышеизложенного, представляется разумным проблеь охрупчпвания аустенитных нержавеющих сплавов рассматривать как ш плексную задачу, имеющую специфические особенности в каждой из тр< обозначенных температурных областей.

I. В низкотемпературной области падение пластичности, которое лайб лее ярко выражено в метастабильных сплавах с низкой 10~2 дж/м энергией дефекта упаковки (ЭДУ), вероятнее всего связано с уменьш нием склонности материалов с ростом температуры к мартенситнк превращениям, индуцированным деформацией и/или облучением, этом случае 7 —• а' или 7 —+ е —+ с/ превращение играет двоякую рол с одной стороны оно выступает как механизм релаксации напряжени а с другой - при достаточных концентрациях а' фазы - обеспечивал упрочнение мест сосредоточенного течения И поддерживает деформ

цию одпородиой в пределах рабочей длппы образца. С целью эффективного практического использования данного обстоятельства необходимо более глубокое исследование особенностей мартенситных превращений (зарождение, кинетика накопления, влияние скорости и температуры, испытания, типа, энергии и флюенса бомбардирукшщх частиц) с привлечением ядерно- физических и других современных методов. В то же время можно добиться полного исключения бездиффузиоиных переходов, стабилизировав аустенитную матрицу соответствующим легированием (см. кривая 4 на рис. 1).

II. В промежуточном температурном интервале величипа ЭДУ становится больше, чем в I, и существенную роль в формировании пластических свойств играет динамическое деформационное старение, обусловленное взаимодействием подвижных дислокаций с примесными и легирующими атомами. Для этих условий актуальным становится, в частности, изучение эффекта Портевена-Ле Шателье (определение параметров деформационных полос, классификация зубчатости и т. п.), а также закономерностей упрочнения с одновременным контролем за изменением элементного состава в зоне локализации деформации и разрушения образцов пеоблучешшх п облученных аустепитных сплавов.

III. При исследовании высокотемпературного радиационного охрупчива-кдя больше внимания следует уделять зершграипчпым процессам. Получение результаты, указывают па то, что необходимым условием для проявления эффекта ВТРО является не столько наличие на границах зерен, гелия или легкоплавких примесных элементов, а преимущественно интеркрнсталлитное проскальзывание в отсутствии аккомодационных механизмов (миграции границ зерен, образования складок И т. п.). Такой вывод определяет пные, чем предварительная холодная деформация материалов, подходы к поискам форм подавления высокотемпературной хрупкости, заключающиеся, например, в конструировании специальных границ зерен.

В заключении главы сделан вывод, что в изучении проблем упрочнения з охрупчивапия облученных металлических материалов достигнуты определенные успехи, однако в целом они далеки еще от окончательного решения. Новые перспективы открывает применение комплексного подхода в исследовании бездиффузиоиных и термоактивируемых фазово-структурных ззмененип, играющих определяющую роль в формировании механических :войств облученных металлических материалов.

Во второй главе диссертации "Материалы, оборудование и методы исследования" в соответствии с поставленными в работе задачами обоснован выбор объектов исследования - ряда металлов различной чистоты с ГЦК и ОЦК решетками и аустенитных сплавов, приведен их элементны! •став, условия термообработки и облучения. Описаны основные приме-вшиеся методики проведения механических испытаний и структурно-базовых исследований облученных материалов. Следует отметить, что создание экспериментальной базы, обеспечивающей проведение на современном уровне исследований в области радиационной физики материалов, былс одним из основных вопросов, возникших при выполнении настоящей работы.

Облучение исследуемых материалов проводили:

В реакторе ВВР-К: в центральном и периферийных каналах при стро го контролируемых параметрах (температура и место облучения) с приме ненпем мониторов сопровождения для оценки энергии и флюенса нейтронов

На изохронном циклотроне У-150 альфа -частицами с энергией 5( МэВ с применением специально разработанной мишени, позволяющей одно временно получать достаточно много (более 10) практически идентичные образцов для механических испытаний, равномерно по объему легирован ных гелием.

На линейном ускорителе электронов ЭЛУ-4 - при плотности поток! 5-101в эл/см2с с энергией 4 МэВ, на воздухе.

На импульенб^/£льпотрчпом ускорителя электронов "Нептун" (Е=500 кэВ, ср=5-10т-г4-108 Вт/см2), применяя при этом специально раз работанный катодный узел оригинальной конфигурации, достигали значп тельной пространственной однородности пучка электронов.

Металлографическое псследованпе материалов включало в себя пзу ченис характера деформации, разрушения п микрорельефа поверхности п оптических микроскопах МеФ-2, Стандарт 20, растровом электронном ме кроскоие РЭМ-200 и микроинтерферометре МИИ-4. Электронномикроскс пические исследования тонких фольг на просвет проводили на микроскоп .1ЕМ-100СХ.

Для исследования фшико-механичеекпх свойств модельных п конструг ционных материалов создан автоматизированный комплекс установок универсальных испытательных машин. Данный комплекс размещен в пом< щениях, оборудованных для производства работ с радиоактивными вещг ствамп по I и II классу и включает в себя ряд разрывных машин горизон гального и вертикального типа (в том числе Инстрон 1195, ИМАЩ ос 6! ФР 100/1 и др.).

Все испытательные машины модернизированы применительно к двум типам мшсрообраздов: плоским и цилиндрическим. При этом использованы: система регистрации кривых течения материалов; специально сконструированные взаимозаменяемые немагнитные захваты, пагреватели, датчики, т.п. Установки состьнсоь.агы с измерительно вычислительным блоком (на базе персональных компьютеров АТ-286/386).

Вкратце описаны методики физико-механических испытаний, позволившие: проводить растяжение радиоактивных образцов в интервале температур (—196-т-1200°С) и скоростей (10~6-г 102с_)); автоматизировать процесс сбора и обработки экспериментальной информации; регистрировать и эпределгть изменение геометрических размеров облученных образцов непосредственно в ходе деформирования с целью изучения негомогенности зластнческого течения п расчета истинных напряжений течения.

Термообработка исследуемых материалов включала в себя операции (акалки и отжига, которые проводили в термостате АУ-63 или ОШВЛ в закууме, защитных средах или (в интервале 20-200°С) в масле термоста-гированпой ванны 11-2.

Для изучения закономерностей мартенситного у —» о-'превращенпя в обученных метастабильных сталях аустенитного класса разработана и вве-*ена в действие автоматизированная установка для непрерывной регистрами намагниченности материалов в процессе их растяжения или цпклпче-:кпх испытаний. Применение сканирующего феррозонда Ферстера с чувствительностью 0,1 % позволило регистрировать распределение а'-фазы по |бразцу в каждый момент испытания, что было использовано для изучения тепени локализации деформации и кинетики мартенситных превращений см.рис. 2). На этой основе разработан орнгишльпый метод ранней диа-ностикн образования стабильной шейки в образце, деформируемом путем •астяжения.

Одновременно с проведением контроля намагниченности определяли хттшые значения напряжений и деформаций. С этой целью разработан птико элективный экстенэометр (ОЭЭ), позволяющий дисташшонно ре-истрировать и определять изменения в ходе растяжения геометрических измерив радиоактивных образцов. Для иллюстрации методических воз-южиостей, раскрывающихся с применением ОЭЭ, на рис. За показаны ти-пчные теизограммы, описывающие эволюцию шейкообразования в стали 2Х18НЮТ, облученной нейтронами (2-10м и/см2), а нп рис. 36 кривые ечения, полученные в результате обсчета тензограмм.

Для изучения тепловых эффектов в ходе пластического течения с был создана установка (на базе мик|хжалорнметра Кильне с разрешением

Рис. 2. Слева: .диаграмма растяжения (1) н кривая изменения количества мартенситной фазы (2); Справа: а) кинетические кривые образования а'-фазы б) содержание и распределение о'- фазы в деформированном образце стали 12Х18Н10Т. 1 -- необлученпал, 2 - 2-Ю23 н/м2.

по мощности 0.25 мкВт и постоянной времени 30 сек.), позволяющая регистрировать выделяемое (поглощаемое) при деформации тепло С} и определять величины э^.-ргдй: затрачиваемой на деформирование (Л) п запасаемой материалом ь.йидс дефектов (Е, = А — С целью преодоления нежелательных последствий тепловой ииерцпи калориметрических датчиков была разработана методика восстановления "истинного" впда термограмм, основывающаяся на методах решения некорректно поставленных задач и позволяющая не только учесть искажения, вносимые измерительны* трактом, но и определять зависимость А, С2 и Е, от степени деформацш в эксперименте на одном образце (см. рис. 4). Полученные данные нсполь зоаалп для рассмотрения процессов стадийности пластического течения I "энергетических" позиций и построения диаграмм структурных состояний

При исследовании особенностей проявления эффекта Портевена - Л' Шателье в облученных металлических материалах применяли разработан ную методику математического выделения осциллирующей составляюще; из прерывистой кривой течения, а с помощью тензограмм определяли на раметры локализации деформации.

Для оценки зерпогрзипчного проскальзывания в облегченных металла и сплавах, деформируемых прп высоких температурах, пспользоаалп сп< соб презпциопного измерения вертикальной компоненты смещения зере

Ряс. 3. Слеп а: диаграмма растяжения стали 12XJ8H10T (а) и экстензо-граммы (б) в координатах "диаметр длина образца", описывающие профиль образца в моменты деформации 1 и 9-19.

Справа: кривые течения молибдена: истинные (сплошная линия) и условные (пунктирная линия): 1 - пеобл., 2 - 2-Ю23, 3 7• 102:t н/м2.

относительно друг друга. С этой целью применяли двухлучсвой интерферометр МИИ.-4 с пределами измерения 0.05-1-1 мкм. Внсрвые примененный для изучения радиоактивных образцов интерференционный метод позволил качественно и количественно исследовать начальные, наиболее важные, стадии зериограничной деформации.

Кроме того в работе использованы стандартные методики определения ыихро и макротвердостп (па твердомерах ПМТ- 3 п Т1Ш-12), измерения электросопротивления (дотенциометраческим четырехзондовым методом).

Представлена блок-схема автоматизированной системы, созданной для сбора, накопления н обработки информации, получаемой в ходе экспериментов по изучению фпзико-механических свойств материалов. Система включает в себя измерительные модули па базе аппаратуры в стандарте КАМАК и IBM совместимого персонального компьютера. Разработанное программное обеспечение позволяет, в частности, осуществлять: сбор и накопление экспериментальных данных; управление установкой в режиме "on line"; интерактивное взаимодействие экспериментатора и ЭВМ и т.д.

В главе 3 "Мартенситное -у —♦ о' превращение при деформации и его

влияние на механические свойства облучеппых мсталгабцльных нержавею-О

щих сталей приведены результаты исследований индуцированного дефор-

Рис. 4. а) Диаграмма растяжения (1) и кривая тепловыделения (2), полу ченные при испытании стали 12Х18Н10Т (Т=293 К, «=0,5 мм/мин), б) Рассчитанные из (а) деформационные зависимости затраченной работ! (1), выделившегося тепла (2), запасенной (3) и относительной заиасенно) энергии (4).

манией бездпффузионпого 7 —» а1 перехода и аустешггных сталях, облучсЕ ных нейтронами, «пектронами и альфа-частицами, а затем испытанны при различных те.-.:'» ратурах и скоростях деформирования.

Отмечается, что мартенсптные 7 —» а' (или 7 е —* а') преврг щенпя играют большую роль в формировании механических свойств не ржавеющих сталей с низкой ЭДУ при температурах ниже Л/</(~100°С дл 12Х18Н10Т). При этом стабильность аустенптной матрицы определяете не только химическим составом материала, но и дефектностью структ} ры, а также температурой п скоростью деформирования. С целью выявж пня закономерностей и механизмов процессов образования и накошгсни мартенсита в облученных метастабпльных материалах изучали условп зарождения и роста а'-фазы в процессе деформации нержавеющей стал 12Х18Ы10Т после воздействия реакторного излучения. Механические пепь тання проводили в диапазоне температур 290-470 К на машине г Настрои 1195", оборудованной электронным устройством для регистрации непосре; ственно в ходе растяжений изменения количества и распределения а'-фаз: в образце. При этом с использованием ОЭЭ определяли истинные знач> ния напряжений (сгкр), соответствующих началу 7 —► а' -превращении. П< лученные экспериментальные кривые, а также линейаые анаморфозы ш

прокспмпрующпх функций п истинные кршзые течения, определенные с помощью экстелзОграмм, приведены на рис. 5. Установлено, что иейт])ошюе облучение (вплоть до 2 • 1024 ч/м2) при данных температуртю скоростных условиях (у =0,1 мм/мип) приводит к уменьшению истинных напряжений п деформаций, соответствующих началу образования мартенснтпой «' фазы при растяжении.

Рпс. 5. а) Экспериментальные кривые растяжения (1) п накопления а'-фазы (2,3) а нержавеющей стали 12Х18Н10Т: I - необлученная, II - облученная флюенсом 2-1021 н/м2.

б) Линейные анаморфозы кривых течения стали: 1, 3 •■ условные, 2, 4 - истинные напряжения; I - необлученная, II -- облученная (2-Ю24 н/м2). Точки на кривой соответствует моментам регистрации чкстеизограмм. Стрелками показаны моменты образования мартенсита.

Развита гипотеза, согласно которой одпой из возможных причин данного эффекта является различие величин внутренней энергии стали в необлу-чсппом п облученном состояниях. Б этой связи подробно рассмотрена роль латентной энергии (£,) в процессе мартенситпого превращения при деформации (Т=295 К, г" = 8-Ю-4 с"1) в необлучеппой и облученной нейтронами (флюепсы 5-10й и 2-10м и/м2, Е>(),1 МэВ) аустенптцой нержавеющей стали 12Х18Н10Т. Показано, что латентная энергия, являющаяся комплексной характеристикой, определяемой совокупностью пластических и прочностных свойств, весьма чувствительна к изменению фазово структурного состояния материала, п что ее можно рассматривать в качестве критического параметра прп описании заро:-хдения а развитая и' фаз и в материале. На

основании проведенного анализа предложено аппроксимировать кинетическую кривую 7 —> а' превращения уравнением: Мф — С ехр(т-Е,), где Мф - объемное содержание а'-фазы, Сит- постоянные. При этом предполагается, что существует некоторое критическое значение энергии упругих -'сражений Ея кр, по достижению которого в материале возникают условия ... ... протекания 7 —> а' превращения. Используя экспериментально полу' .:^ную зависимость £5 кр от флюенса определено, что при интегральной дозе нейтронов ~ 1025 н/м2 в стали 12Х18НЮТ мартенсптное 7 —+ а' превращение произойдет непосредственно в результате облучения при Т=293 К без дополнительной деформации.

Исследовано изменение латентной энергии в зависимости от степени деформации иеоблученных и облученных нейтронами (2-Ю23 н/м2) образцов стали 12Х18Н10Т. Установлено, что с увеличением е значения А, Ег непрерывно возрастают (см.рис. 4). Причем в области деформаций 020 % запасенная энергия изменяется пропорционально квадрату величины деформирующего напряжения. Относительная запасенная энергия (Е,/А) с ростом е сначала резко увеличивается, достигая максимума при деформации, равной ~ 10 %, а затем медленно уменьшается. Оказалось, что облученные образны характеризуются близкими значениями А и <5, причем по мере увеличения степени деформации онп возрастают более интенсивно, чем в случае кеоблучепных образцов, т.е. на деформирование облученной стали затрачивается больше энергии, которая практически не аккумулируется в материале;

Комплексными калориметрическими, магнитными и электропво-мпкроскопичсскимп исследованиями, проведенными при 293 К на одних в тех же образцах, показано, что в деформируемой стали 12Х18Н10Т образование «'-фазы начинается на вполне определенной стадии эволюции дислокационной субструктуры, а именно после образования ячеек. При это.'.: зародышами мартепептной фазы могут служить пересекающиеся дефекте упаковки, наблюдавшиеся в местах стыковки стенок дислокационных ячеек. Поскольку в облученной стали число очагов зарождения а'-фазы увеличивается (вследствие образования дефектов), соответственно возрастает вероятность появления мартенсита, что может привести к повышению пн тснспвпости фазового превращении.

Предложено использовать энергетические характеристики для пзуче ния стадийности пластического течения. С этой целью определяли, введен пыи памп, параметр состояния материала Л./'- = ЛЕ.,/ЛА, отражаюшш способность дислокационных структур к диссипации энергии, и раегчпты ноли его численные значения для каждого конкретного случая. Показано

что с ростом степени деформации, сопровождающейся эволюцией дислокационных структур, повышается способность материалов р ¡.-генвать подводимую извне механическую энергию.

Устаповлено, что процесс 7 —» о-' перехода при деформации сопровождается выделением д. иолнительного' тепла и увеличением внутренней энергии материала. Рассчитаны средние значения теплового эффекта А, приходящегося на один акт фазового превращения, и показано, что нейтронное облучение (^в-Ю14 н/с.м2) повышает А от 30 до 70 Дж/г.

Анализ изменений характеристик прочности и пластичности облученных метастабпльиых нержавеющих сталей в условиях проявления мартеи-ситпого превращения показал, что в основе механизма повышения пластичности лежит релаксация пиковых напряжении при образовании мартенсита п коррелщюваипып с ним рост сопротивления материала локализованному течению. Последний особенно эффективно реализуется только в том случае, когда 7 —+ г/ превращение начинается па определенном этапе деформации и протекает по некоторой, оптимальной для данных условий, кинетике. В этой связи было исследовано влияние облучения ка кинетические параметры фазового превращения: количество Мф и интенсивность (ОМ^/дс) образования мартенсита в процессе деформации. При этом рассматривали две различные кинетические зависимости: динамическую (Д) — отражающую содержание а'- фазы в нагруженном образце при различных степенях деформирования, п статическую (С)- соответствующую разгруженному образцу. Кроме того, получали сравнительные экспериментальные данные по кинетическим параметрам, определенным с учетом и без учета неод-породностей образования и накопления мартепсита. а также локализации деформации в испытуемом образце.

Исследовали- применимость известных из литературы аппроксимирующих функций для описания процесса мартенептного -у —+ а' превращения а метастабильной матрице с дефектами радиационного происхождения. Установлено, что наиболее приемлемым является уравнение Л/ф/А/д = Л?11, где М,р, МА количество а' мартенсита и аустенита соответственно, А п В константы, характеризующие склонность стали к мартенситному переходу и учитывающие явтокаталитпческую при] »оду превращения.

В результате машинной обработки экспериментальных данных оказалось, что кривая накопления а' фазы типа Д даже в области равномерной деформации не описывается этой функцией с единым неизменным набором констант Л и В: в логарифмических координатах имеется трп прямолинейных отрезка, различай >щш*ся протяженностью и наклоном к осп деформаций. Определены значения .4, и В, для случаев, когда кинетические

параметры рассчитывали: а) по .усредненному содержанию с/-фазы; Г)) по реальному распределению а'-фазы; в) с учетом неоднородности распределения а'-фазы. Установлено, что нейтронное облучение в большей степени влияет на процессы, протекающие на начальном этапе превращения и характеризующиеся значениями А\, В\. Так, при флюенсс 1023 н/м2 величина ... = 1,5, что в два раза выше по сравнению с исходным состоянием.

'Показано, что в необлучпшых сталях с ростом температуры испытания склонность к 7 —> а' превращению уменьшается и выше Ми мартенсит-ного перехода при деформации не наблюдается. Представляло иптерсс изучить влияние температуры иа параметры образования п развития а-'-фазы в аустениткой матрице, содержащей радиационные дефекты. Эксперименты проводили на образцах стали 12Х18Н10Т, облученных флюсисом 2-Ю22 н/м2 и деформированных со скоростью 8,5•К)-4 с~' в интервале температур 293-348 К. Установлено, что с ростом температуры испытания начало образования а'- фазы сдвигается в сторону больших удлинений, и если до 323 К точка, соответствующая ¿кр, находилась в области равномерной деформации, то при более высоких Т мартенситпое превращение начинается на стадии локализации пластического течения (см. рис. б). Оказалось, что повышение температуры приводит также к резкому уменьшению количества а'- фазы накапливаемой в.образце к моменту разрыва. Максимальная температура испытания, выше которой о'-фазу не'удалось зарегистрировать в деформированной стали 12Х18Н10Т в необлученном п облученном (до 2-10м и/см2) Со.— сянпях составила Л/^- ~ 393 К.

Изучение влияния скорости деформации и па мартенситпое 7 —> а! превращение проводили па цилиндрических образцах стали 12X18И10Т, аусте-нпзированЕой прп 1323 К (выдержка 1800 с, охлаждение в воде), облученных нейтронами и деформируемых при комнатной температуре с различными скоростями в интервале от 0, 5-10~4 до 3,3-Ю-2 с-1. Установлено, что скорость деформации оказывает существенное и неоднозначное влияние па начало образования мартенеитной фазы (<5.ф) п кинетику'фазового перехода. Так, если в песблученвой стали с ростом v значения ¿\Р практически постоянны (~ 16 %), то при флюспсс 5-Ю22 п/м2 6-:р увеличивается ъ 2 раза. Показано, что пра скорости 0,5-10~5 с~® становятся максимальными Ееличтш: пластичности, количества л'- фазы наксилондоц к моменту разрушения и средней сжростп ее образования: прп это:.£ .¿/? я 6 достигают значений, соответствующих уровню сеоблучетюй стали. Такпм образом длг сталей, склонных к 7 —> а''превращению, корректно говорить об эффекте радиаццопного охрупчивашк. лишь отяоса его к определенной скорскгпз деформации.

ш зо х/ м м ю я зв ¿о за <с гз

Отмоскгальное удлинение,",'»

Рлс. 6. Слева: температурная зависимость относительного удлинения и количества мартенептпой а/-фазы для нержавеющей сталн'12Х18Ш0Т. Справа: скоростная зависимость кривых течения и образования ферромагнитной фазы в необлученпоп (1) и з облученной нейтронами флюепсом 5 • 10й (2) п 1 • 1025н/м2 (3) стали 12Х18И10Т, деформируемой при 293 К со скоростями: 4,5 • Ю^г"1 (а), 8,5 • Ю"'^1 (б), 3,3 • КГ2^1 (в). Штрихами отмечены моменты начала у —» с/превращения.

¿ч.ро.■!'• влияния нейтронного облучения исследовали также воздействие па мпртепептяое превращение электронного: стационарного и импульсного облучения. С этой целью з нервом случае изучали промышленную нержавеющую сталь 12Х18Н9. Для получения однофазной аустенитной структуры плоские образцы (толщиной 0,4 мм) отжигали в вакууме при 1425 К 4 часа с последующа:.: охлаждением в в'оде. Затем нх облучали электронами с энергией 4 МэВ флюепсом 2-Ю18 эл/см2 а испытывали на растяжение при 293 К со скоростыО о,5-Ю-'5 е~;. Установлено, что в результате электронного облучения увеличились на 10-15 % значения равномерного и общего удлинения, временного сопротивления разрушению в три раза п зелпчапа крктпческсй деформация образования »'-фазы. Пред-.чолпгаетез, что наиболее вероятным механизмом отмеченного повышения устойчивости аустеанта является релаксация внутренних пиковых напряжений вследствие перераспределения атомов компонентов сплава и установления ближнего порядка.

Бо втором случае плоехпе образцы для механических испытаний ау-стенпзировалп (1325 К 30 мип, охлаждение в воду) и затем с обеих сторон

иодвергали воздействию импульсным (100 не) пучком электронен! с плотностью энергии от 0,4 до 2? МДж/.\Г, в результате чего на поверхности наблюдали ярко выраженный рельеф в виде макроуглублений, микрокра-тсров и вспучиваний. При этом по данным рентгснофлюоресцеытного анализа отмечено некоторое уменьшение концентрации хрома и увеличение количества никеля на фоне практически неизменного содержания остальных элементов.

Установлено, что импульсное электронное облучение упрочняет сталь, причем не только с поверхности: при q ~ 4,5-1Ü9 Вт/см2 эффект повышения предела текучести составил 1С0 % . Наряду с послерадпационными изменениями прочностных и пластических свойств электронно-импульсное воздействие повлияло также на образование п развитие ыартенситной а'-фазы. Отмечается, что при некоторых параметрах электронного пучка о'-фаза регистрируется в стали непосредственно после облучения; деформирование таких образцов приводило к тому, что в начале растяжения количество <*'-фазы уменьшалось, а при больших степенях деформации интенсивно возрастало.

Изучение влияния облучения альфа -частицами на мартепептпое -у —» а' превращение в стали 12Х18НЮТ показало, что равномерное по объему легирование образцов до концентрации в них гелия М-3 ат. % не влияет по параметры 7 —► а' перехода при 293 К, v — 0,5 мм/мик.

Иной результат был получен при испытаниях стали 12X1SH9. В этом случае па широкую поверхность плоских, аустенюирозакпых (1325 К, ЗС ш;) крепили проволочки из алюминия диаметром 1,5 мм, а затем облучали альфа-частицами с энергией 50 МэВ. В результате в пределах рабочей части образца, получали несколько различных зон: необлученпую, облученнугс "на прострел" и легированную гелием. Установлено, что непосредственно после ауетелизацни, облучения и отжига (1175 К, 30 мин) образцы оставались немагнитными, в то время как после охлаждения в жидком азоте в течение 30 минут в них зарегистрировано наличие ферромагнитной а'-фазы. Образование а'-мартенсита наблюдалось также при последующее деформации, причем если в необлучешюй стали 7 —» а' переход происходил при <5М. — 30 %, то после легирования гелием начало этого процесс, фиксировалось при 0КГ — ~ "А. Электронно мнк]Х)1:копические исследования обнаружили наличие а' мартенсита реечного типа и типа "баттерфляй"1, неравномерно распределенных в аустепптной матрице, содержаше£ крупные карбидные включения и гелиевые пузырьки. Предполагается, 4Tf мартошчптшму превращению в облучгниоп стали способствует обеднеппс твердого раствора но углероду п азоту благодаря наличию в [м'шетке ра-

дпащгонных дефектов п атомарного гелия.

Глава 3 завершается обобщением полученных результатов и выводами. Подчеркивается, что впервые на материалах, подвергнутых пнтерснв-ному воздействию высокоэнергетическимн частицами, получены обширные экспериментальные данные, отражающие влияние температурных, времеи-пых и силовых факторов на зарождение и кинетику накопления мартенспт-ной л'-фаты, а также выявлены закономерности влияния мартенсита на деформационные характеристики облученных сталей.

Впервые для описания кинетики у —> а' перехода предложено уравнение, учитывающее энергетические параметры, физическая достоверность которого подтверждена результатами испытания стали в условиях нагру-женпя.

Установлена роль у —> а' превращения в изменении пластичности облученных материалов в интервале температур Л/„ 4- Д/(; и показано, что варьируя условия испытания (флюснс, скорость, деформация) можно добиться таких значений и кинетических параметров, при которых пластичность облученной стали может быть сравнимой н даже выше, чем у необлученной. Таким образом, управляя процессом у —♦ а' превращения можно создавать сплавы с оптимальным сочетанием высоких прочностных п пластических свойств, отвечающих требованиям, предъявляемым к ра-диацпонностойким материалам.

В четвертой главе, которая называется "Процессы старения и их роль в Формировании прочностных и пластических свойств облученных металлических материалов" представлены результаты исследовании хро-моникелевых сплавов ( 12Х18Н10Т, Х16Н15МЗБ, Х20Н45М4БРЦ) а также железа, ппобия, молибдена, тантала, подвергнутых радиационному воздействию п испытанных в широком температурно-скоростном диапазоне с целью установления закономерностей влияния процоссов старения (радиационного, статического и деформационного) на характеристики прочности и пластичности.

В первом разделе четвертой главы "Радиационное старение тугоплавких металлов" приведены результаты исследований радиан,иопно-отжпгового упрочнения (РОУ), или эффекта радиационного старения, который наиболее заметен в металл;« с ОЦК-решеткой.

■ Исслгдов;1Лп ниобий электронно-лучевой плавки, а также ниобий, молибден и тантал технической чистоты, которые после рекрпсталлпзацион-иых отжигов облучали в реакторе до флюснсоз 2 • 101 '-^4 • 10л н/см2 при температуре не выше 100°С. В результате установлено, что с ростом пп-гегралыыи лозы нейтронов ирочностшле характеристики п элекгросопро-

тивлсапе металлоа монотонно возрастают, тогда как пластичность уменьшается. Так, для молибдена, облученного флюенсом 2-101" н/см'-' повыше-шго предела тскучсстп составило 50 злектросопропшленпе во <росло на 45 %, в то время как пластичность уменьшилась d 3 раза. Для ниобия, облученного таким же флюенсом, предел текучести увеличился на 60 %, а пластичность снизилась в 3 раза.

Найдено, что d исследуемом интервале флюенсов для молибдена и тап-тала зависимость радиационного упрочнения от интегрального потока бы-сокоонергетичсских частиц определяется степенной функцией с показателем равным 1/3, тогда как для ниобия лучше выполняется соотношение До- ~ (ф})1/\

Отжиги образцов тугоплавких металлов после облучения показали, что в интервале температур 150 - 220°С наблюдается дополнительный прирост предела текучести и микротвердости (причем максимальный эффект радп-ацпонноотжнгового упрочнения составил 25 % для ниобия, 15 % для молибдена, 15 % для тантала) и соответственно уменьшение пластичности (на 35 % для ниобия, 50 % для молибдена). Установлено, что эффект повышения прочности в результате послерадпационного отжига, увеличивается с ростом флюенса и при одинаковых условиях имеет для ниобия большую в 1,5 раза) величину, чем для молибдена (см. рис. 7).

Поскольку диапазон температур проявления РОУ совпал с температурным интервалом III стадии отжига дефектов молибдена и ниобия, то с целью детального изучения этого явления впервые были проведены исследования возврата физических И механических свойств на одних и тех же облученных образцах. В результате обнаружена тонкая структура III стадии, причем установлено, что эффект РОУ коррелирует с конкретной m выделенных подстадлй, а пе со всей областью III стадии, как это предполагалось ранее.

Исследована кшк-тцка процессов возврата физика мехаиическиз свойств облученных нейтронами тугоплавких металлов при изохронных послеради анионных отжигах. Показано, что, во- первых, эти процессы протекают более интенсивно в образцах, облученных большим флюенсом п отжигаемых при более высокой температуре, причем максимальное количество отжигаемых дефектов не превышает 30 Ус . Во вторых, кинетические кривые возврата электросопротивления в интервале времен до 1000 секут описываю гея функциями степенного пила, для которых показатель степени не является постоянным, а уменьшается со временем отжига от 0,7 Дс 0.4 в зависимости от температуры и флюенса (см. рпс. 7). Сопоставлешк результатов экспериментов с литературными Данными свидетельствует <

молибдена. 1 - пцобий (5-Ю23 н/м2), 2 - тантал (1,6-1021 н/м2), 3 - молибден (3,5-1024 н/м2)

б) Нормализованные кинетические кривые отжпга электросопротивления молибдена, облученного нейтронами: 2-Ю24 (4-6) п 2-Ю25 (1-3) н/м2. Температура отжига 1,4-413; 2,5-433; 3,6-453 К

том, что найденные эффективные энергии активации процессов возврата близки к энергиям миграции точечных примесных дефектов (кислорода п азота) на дислокации.

Исследовано влияние температуры реакторного облучения на процессы возврата электросопротивления п микротвердостп молибдена п ниобия. С этой келью облучали плоские, толщиной 0,2 мм образцы набранные в стопки. Оказалось, что в зависимости от положения образна в стопке его температура з процессе облучения может быть различной, что связало с различиями в условиях теплоотвода. Крпвые изменения электросопротивления образцов в зависимости от их местоположения имеют характерный провал для средних (т.е. "горячих") в стопке образцов, в то время как на кривых изменения микротвердостп для этих образцов наблюдался эффект упрочнения. При этом в экспериментах, проведенных па образцах, крайних (т.е. "холодных") з облучаемой стопке, впервые обнаружен и исследован эффект дополнительного 'низкотемпературного (90°С - N1», 100°С -Мо) упрочнения, велпчппа которого растет с флюепсом п в 2-3 раза пре-

восходи г обычно наблюдаемый эффект радиационноотжпгового ¡ вердения в районе 200°С. Анализ полученных данных указывает на существенную роль примесных атомов в эффекте радиационного старения туюплавкпх ОЦК-металлов.

Во втором разделе главы 4 "Статическое деформационное старецпе металлических материалов" приведены результаты исследовании процессов старения, выполненных па необлученных, а также облученных нейтронами и альфа-частицами образцах молибдена, ниобия п нержавех >щей стали 0Х16Н15МЗБ. Выполненные эксперименты имели цель уточнить природу эффекта РОУ и проводились, исходя из предположения, что в основе деформационного старения лежат те же процессы, что п при радиационном старении, которые предполагают наличие в кристаллической решетке примесных атомов и "свежих" (не "отравленных" атмосферами) дислокаций.

В результате исследования деформационного старения молибдена, отожженного при температуре 1475 К, 3 часа, а затем медленно (у—27 град/мни) охлажденного до комнатной температуры и деформированного на 5 %, обнаружен эффект разупрочнения, наблюдавшийся после отжига при температурах 365 К и 485 К в течение часа. У быстроохла жденного (и=270 град/мин) молибдена (при одинаковых прочих условиях) анялогич-пый эффект не наблюдался. Показано, что изменение прочностные свойств при отжиге коррелирует с изменением электросопротивления.

Механические испытания отожженных (1575 К, 2 ч.) необлученных с облученных в реакторе до флюенса 2-Ю'23 н/мг образцов ниобия технической чистоты показали, что если в ходе их деформирования прп (Т=525 К) делать остановки, то непосредственно после возобновления растяжения с тоЗ же скоростью на кривых течения появляются " зубцы текучести". 1 величина "зуба"зависит от продолжительности остановки (т), степени предиарнтель-ной деформации и флюенса. Установлено, что при т=60 мин наб. подаете* максимум эффекта упрочнения.

•Наряду с данными, свидетельствующими о влиянии старения па прочностные с войства, рассмотрены примеры, когда последствия старения более существенно сказываются на пластичности пеоблученных п облучен >!ЫХ материалов. Исследовали образны стали 0Х1СН15МЗБ в ayc.i егшзаро ванном состстшш, равномерно по объему легированные гелием по концгн Т]>ацпи 3-10"3 ат. %. Устаноалеиб, что иослерадпацпонный отжиг при 1025 К в течение oü часов увеличивает склонность стали к высокотемпературному гелиевому охрупчиванию (эффект снижения'пластичности состави; 400 %). В то же время аналогичное старение необлученных образцов н< привело к изменению пластических свойств стали.

В третьем разделе главы 4 " Динамическое деформационное старение (НДС) облученных металлов и сплавов" дай краткий обзор современных представлений о природе ДДС, как о многостадийном процессе, связанном с блокировкой подвижных дислокаций атомами примеси (от образования атмосферы до выделения второй фазы), п рассмотрены наиболее распространенные модели этого явления. По результатам анализа литературных данных сформулированы основные признаки и критерии его проявления в облученных материалах. Одним из них является эффект Портевена-Ле Ша-телье (ЭПЛШ)—образование зубчпкоа на кривой деформационного упрочнения (см. рнс. 8). Отмечается, что практнческн все известные данные по ДДС относятся к необлучешшм материалам и отсутствуют спстематпче-ехпе псс.чсдовтргя закономерностей этого явления в сталях п сплавах, применяемых в ядерной энергетике.

Эксперименты по изучению деформацпонпого старения проводплн на железе, сплавах на его основе, а также сплаве с высоким содержанием никеля. На основании общепринятых признаков установлены температурно-скоростные интервалы проявления ДДС в необлученных л облученных материалах. Рассмотрено влияние скорости деформации, параметров термообработки п доз облучения нейтронами п а-частпцамп на температурные границы области проявления динамического деформационного старения. Показано, что для всех псследованных материалов увеличение скорости деформирования прпводпт к смещению интервала ДДС в сторону больших температгр. Кроме того, в сталп 12Х18Н10Т п высоконикелевом сплаве Х20Н45М4БРЦ рост скорости деформации ё ведет к повышению велпчнны £с критической степени деформации, соответствующей появлению зубчатости на диаграмме растяжения.

После облучения нейтронами зарегистрировано увеличение значений сс и смещение низкотемпературного (470-670 К) пптерзала прерывистого течения в сторону более высоких температур. В области 700-900 К различия в значениях сс, обусловленные радиационным воздействием, исчезают.

Изучение характера и закономерностей пластического течения показало, что в области проявления ЭПШЛ з облученном образце одновременно ¡тли поочередно существует несколько отдельных областей (полос), деформирующихся в данный момент наиболее интенсивно. Перемещение н/'илл расширение этих областей прпводпт к тому, что за достаточно большой временной интервал вся рабочая длина образца может оказаться деформированной практически гомогенно, а далее процесс локализации пластического течения вновь повторяется.

Обработка п анализ экстеюограмм позволили рассчитать параметры

'■ .««у ' ^ . §

8

Рис. 8. Диаграммы растяжения (а) п выделенные из них участки проявления ЭПЛШ (б) для облученной нейтронами стали 12Х18НЮТ (2-Ю23 н/м2,£ = 2,5-10-^-' )

деформационных полос для необлучениых и облученных образцов стали п установить, что ширина и скорость распространения полосы с увеличением степени деформации уменьшаются, в то время как деформация во фронте полосы и ее скорость возрастают. Установлено, что с увеличением температуры ширина фронта полосы растет, причем тем больше, чем меньше деформация. В стали типа 18-10 облучение нейтронами привело к тому, что при больших деформациях (е > 15 %) ширина полосы и скорость ее распространения становятся меньше, чем в необлученной стали, а деформация л скорость деформации в полосе, напротив, возрастают. Высказывается предположение, что наиболее существенным фактором, влияющим на ширину фронта <1 и скорость перемещения 14, является концентрация вакансий, в зависимости от которой изменяется эффективность блокировки дислокации атмосферами примеси. Привлекая полученные данные по V* и (1 для стали СтЗ было определено количество тепла, выделившегося при образовании деформационной полосы и показано, что в ней аккумулируется до 70 % накопленной в образце латентной энергии, а также клблюдается рост плотности подвижных дислокаций (от 10е до 107 см-2) (рве, 9).

Металлографические исследования обнаружили аа полированной поверхности образцов параллельные патовые полосы, свидетельствующие о той, что деформация в условиях проявления ЭПЛШ протекает неоднородно. Установлено, что при этом формируются полосы двух тпиов:.узкие, соответствующие частым срывам нагрузки - типа Б п более ши)юкие, связанные с появлением зубцов типа С. На практике даже на одной диаграмме растяжения, как правило, наблюдали зубчика различной формы, которые условно можно свести к пилообразному и волнообразному видам.

|ПЕ

Ш1, тВу

|Р, Н

-»

" 1000/Т.К"1

500

юпо

с

Рис. 9. Слова: графики Арреннуса температурной зависимости критической деформации появления зубчатости в необлученной (х), облученной флюенсамн 1,8 • 1022 (Л) и 1,8 • 1023н/м2 (о) стали 12Х18Н10Т (г = 2,5 • 10""4с-1). 1, 2 - области проявления низко- и высокотемпературного ЭПЛШ. Справа: изменение нагрузки и скорости тепловыделения в зависимости от времени растяжения. ( Ст.З, 423 К, 8-Ю-4 с-1 );а) данные, полученные в ходе эксперимента: 1 - диаграмма, 2 - термограмма, б) -данные после обработки на ЭВМ: фрагменты диаграммы растяжения (1), восстало?! тпшсй крпсой тепловыделения (2) и зависимости относительной запасенной энергии (3), соответствующие зубцу с максимальной высотой.

Из графиков Арренпуса для стали 12Х18Н10Т определена эффективная энергия активации процесса ДДС (рпс.9а). Полученное для 470-670 К-зпачеппе эпергшх равное 75 КДж/моль позволило высказать предположение, что в данной области температур блокировка подвижных дислокаций происходит в результате миграции атомов внедрения (азот пли углерод). Исходя из рассчитанной для 700-900 К эффективной энергии актпвацпп процесса появления зубчатости (280 КДж/моль) можно предположить, что в этой области температур ДДС стали, связано с диффузией атомов замещения (вероятнее всего, хрома).

Поскольку при ДДС основная часть пластической деформации протекает во фронте полосы, то плотность подвижных дпслокацпп в нем должна быть достаточно высока для обеспечения деформации со скоростью, задаваемой разрывной машиной. Однако в условиях старения свободные дислокации блокируются атомами примеси, в результате чего уменьшается

их подвижность, а деформация со скоростью v/d в данном месте образц долго продолжаться не может. Поэтом,у фронт полосы с этого участка перс метается, и деформация сосредотачивается в новом месте на обр.ице. Это1 процесс повторяется до тех пор, пока выполняется условие рт • b- v < v/t (b-вектор Бюргерса, v и v -скорости дислокаций и растяжения).

Полученные результаты дают основание предположить, что с процес сом образования н распространения деформационной полосы связаны рея кие, пилообразные срывы нагрузки, тогда как деформации области вн фронта полосы соответствуют плавные (волнообразные) колебания налря женпя. В этой связи реально наблюдаемую зубчатость в стали предпола гается рассматривать, как суперпозицию волнообразной и пилообразно] составляющих.

Обобщая результаты по анализу зубчатости, можно отметить следу ющее: а) на кривой течения практически всегда одновременно ваблюда ют волнообразную и пилообразную составляющие колебаний нагрузки; б волнообразная составляющая зубчатости сохраняется практически во все* интервале ДДС, п исчезает лишь при высоких температурах. Обычно npi этом на диаграмме растяжения наблюдают зубцы типа В пли С; пилообраз ной составляющей зубчатости соответствует образование и pactiростране пне деформационных полос типа А; в) негомогенной деформации соответ ствует появление на кривой течения резких срывов (от зубцов типа А, В С или их комбинации), но не волнообразных колебаний нагрузки.

Для стали 12Х18Н10Т на температурной зависимости предела теку чести наблюдают три отчетливо выраженных максимума, причем высоко температурные экстремумы совпадают с интервалами ДДС, обус ювлешш ми взаимодействием подвижных дислокаций с атомами примеси впедренл: (предположительно, азот, второй максимум) и замещения (хром, третш максимум). Наиболее ярко эти лоюигьныр экстремумы выражен ы у облу ченкого материала, вероятно, из-за облегчения миграции .примеси к дис локациям вследствие возможного наличия радиационных вакансий. Суще ствованне на температурной зависимости предела текучести облучеиноз п веоблучепЕоц стали первого максимума, лежащего ниже облети про явлеяпя ДДС, объясняется возможным протеканием процесса статпческоп старения в образце при его нагреве перед экспериментом и выдержке npi температуре эксперимента. Интенсивность этого пика увеличивается с ро CTtJM интггральцой дозы облучения, причем чем больше флюепс, тем npi более высокой температуре он исчезает.

С целью выяснения ролл приметных п легирующих элементов в процес се ДДС облученных материалов проведены эксперименты по определений

элементного состава области разрыва образцов из аустенитных нержавеющих сталей, деформированных в интервале температур 293 -1073 К. Образцы из стали Х16Н15МЗБ равномерно по объему легировали гелием до концентрации 1,5*Ю-3 ат %, а затем растягивали со скоростью 0,1 мм/мин в вакууме 3 • 10~3 Па. Разрушенные при различных температурах образцы исследовали методом рентгено-флюоресцентного анализа на установке с кремний-литиевым детектором. Анализировали элементный состав зоны локализованной деформации и разрыва в сравнении с малодеформирован-ной областью вблизи головки образца. Установлено, что в зависимости от температуры испытания и состояния материала относительное содержание хрома, никеля, ниобия и молибдена в области шейки может изменяться в достаточно широких пределах. Анализ температурной зависимости элементного состава места разрыва и вида диаграмм растяжения позволяет предположить, что зубчатость на кривых течения, наблюдавшаяся при 873 К, вероятнее всего связана с взаимодействием дислокаций с атомами ниобия и перемещением последних в зону разрыва, что в конечном счете приводит к ее обогащению ниобием (па ~ 15% ).

В конце главы 4 приведены выводы, свидетельствующие о важной роли примесных атомов в процессах упрочнения и охрупчпвания, обусловленных старением, которое усиливается в результате воздействия облучеппя. Установленные температурные интервалы эффекта РОУ позволяют выдать рекомендации по радпацпенпо-термической обработке молибдена, ниобия И тантала <• целью придания им необходимых прочностных свойств.

В главе 5 "Роль границ зерен и зерногранпчных процессов в упрочнении и высокотемпературном охрупчиванпп облученных металлических систем" анализируется влияние поликристаллпчностп исследуемых модельных чистых металлов и промышленных сплавов на изменение характеристик прочности и пластичности полпкрпсталлических материалов в результате воздействия облучения.

Отмечается, что границы и приграничные области, занимая определенный объем поликристалла п в значительной степени отличаясь по структуре и свойствам от матричных объемов, прямо или косвенно предопределяют многие практически важные свойства материала, в том числе и прочностные. Установлено, что при температурах ниже 0.5 Тпл границы зерен оказывают значительное сопротивление пластической деформации металлических материалов, что нашло свое отражение в известном эмпирическом соотношении Петча- Холла. Согласно ему при уменьшении величины зерна, т.е. с ростом доли приграничных объемов, прочность поликристаллов должна увеличиваться. Проведепный анализ многочисленных исследовании

подтвердил, что эта зависимость справедлива п для облученных металла и сплавов. Кроме того в работе показано, что если ширина пригранич ной зоны не изменяется, то радиационное упрочнение Асг будет зависетз не только от величины зерна, по еще и от того, насколько эффективно 1 результате облучения упрочняются приграничные зоны и матрица, т.е. оч соотношения относительного прироста прочностеп Дог и Даи э гих обла стей. Согласно обширному экспериментальному материалу о микрострук туре металлов, облученных различными частицами, концентрация мелки? и крупных радиационных дефектов в матрице и вблизи границ зерен резке отличается, а в отдельных случаях наблюдают широкие приграничные зоны вообще свободные от видимых дефектов. С учетом полученных результатов выдвинута гипотеза: чем больше доля приграничного объема материала, тем меньше будет эффект радиационного упрочнения, ила иным! словами мелкозернистый материал в результате облучения должен упрочняться в меньшей степени, чем крупнозернистый. При этом пеобходимс иметь в виду, что анализируя влияние облучения на прочностные свойства поликристаллов с различной величиной зерна правильнее рассматривать относительное, а не абсолютное изменение этих свойств. На оенованщ анализа эффекта радиационного повышения прочности сделано предположение, что для каждого материала существует некоторый характерный размер зерна, при котором велнчшха относительного упрочнения не должна изменяться с флюексом.

В данной главе представлены также результаты исследования влиянш облучения (реакторного и циклотронного) и температуры испытания ни механические свойства, характер пластического течения и параметры зер-аогрпничной деформации в никеле, ниобии п аустепитных нержавеющи} сплавах. В результате 'механических испытаний установлено, что изменение прочностных характеристик исследуемых материалов с ростом температуры испытания качественно примерно одинаковы. При комнатной температуре наибольший эффект радиационного упрочнешиг наблюдается } всех исследованных материалов, облупепных нейтронами (6,7 • 1022 н/м2 Е>0Д МэВ) а в меньшей степени у образцов равномерно по объему легированных гелием (Ы0~3 ат. % Не). С повышением температуры эффект радиационного упрочнения снижается и исчезает в районе температур 500°С для никеля а ^00-700°С для нержавеющих сплавов.

В то да время пластичность материалов Именно при высоких температурах наиболее чувствительна к облучению. Так, легирование гелием Никеля до таких сравнительно малых концентраций как Ю-7 - Ю-5 ат. % Не привело к резкому уменьшению удлинения образцов при Тяса > 500°С

(в отличие от пеоблучевных образцов, для которых значения 6 даже возра-, стают). При этом заметно проявляется зависимость пластичности от концентрации гелия: чем выше содержание гелия, тем больше эффект высокотемпературного охрупчпваппя никеля и тем меньше температура начала снижения характеристик пластичности (рис. 10). Кроме того следует отметить, что при Т>1000°С изменение концентрации гелия на два порядка практически не оказывает влияния на уровень высокотемпературной пластичности.

Рис. 10. а) Влияние концентрации гелия на высокотемпературное охруп-члванпе никеля: 1- исходное состояние, 2- 1 • Ю-7, 3- 1 • Ю-8, 4- 1 • Ю-5 ат. % Не."

б) Температурные зависимости относительного общего удлинения необлу-ченных и облученных образцов стали 12Х18Н10Т- *-необлученные, х—6,4-1022в/м2, □ — 1 • 10~3 ат. % Не .

Для ниобия влияние облучения на пластичность' проявляется только в области температур выше 1200°С, где равномерное удлинение необлучен-ного образца составляет 60 %, а у облученного оно в 1,5 - 2 раза меньше.

Комплексные исследования механических свойств и структуры обнаружили корреляцию изменений механизмов пластической деформации с температурной зависимостью пластичности. При температурах испытания меньших, чем 0,4 - 0,5 Тт пластическая деформация никеля, аустенпт-ных сплавов и ниобия как в необлученном, так и в облученном состояниях происходит за счет внутризеренных механизмов деформация (скольжение,

двойникование и т.п.) в области высоких температур (> 0,5ГЛЛ) и, в частности, в диапазоне температур проявления эффекта ВТРО, внешние признаки внутризеренной деформации исчезают, а линии границ наблюдаются в виде четких линий. Оптическая и интерференционная микроскопия показали, что контраст гранта при этом обусловлен смещением кристаллитов, которое в облученных образцах выражено ярче. В отдельных случаях в никеле и ниобии на начальной стадии деформации наблюдались повороты зерен относительно друг друга на небольшие, в пределах нескольких; градусов, углы. Анализ эволюции зерногранпчного микрорельефа проводился на основе усреднения 300-500 измерений ступенек зерногранпчного проскальзывания (ЗГП). В результате исследования изменения величины и особенностей зернограничной деформации никеля, стали 12Х18Н10Т и ниобия, в зависимости от типа и флюенса частиц, температуры испытания и величины общей деформации образца установлено, в частности, что: а) как в необлученном, так п в облученном материале средняя величина ЗГП линейно возрастает с увеличением общей деформации; б) облучение никеля и ниобия приводит к усилению интенсивности процесса зерногра-ничного проскальзывания, что выражается в увеличении скорости роста ступеньки ЗГП, причем, чем больше флюенс нейтронов или концентрация имплантированного гелия, тем выше скорость роста;

Известно, что предварительная холодная деформация аустенитных сталей в ряде случаев ослабляет эффект ВТРО. Имеются сведения о положительном воздействии 5 и 20 %-го наклепа на механические свойства пр1 Т>0,5 Гп„ облученных стабильных нержавеющих сталей типа А181 316 Полагают, что подавать радиационное охрупчпвание в этом случае позволяет образующаяся устойчивая дислокационная структура с мелкодисперс нымк карбидами, которая удерживает гелий в теле зерна и препятствуе1: его выносу на границы кристаллитов. Представляло интерес изучить влп яппе степени наклепа и облучения на высокотемпературные характерпстн ки прочности и пластичности метпетабильной стали типа 18-10, в котороз возможно 7 —+ Ы превращение в процессе холодной деформации. Аустепв зированные (1323 К. 1 ч) образцы деформировали на 5 % при Т—293 К,: затем облучали в реакторе (8,4-102;|Ф/мг, Е>0,1 МэВ) или на циклотрон (4-]0'*'° част/ы2, Е=50МэВ) при Т< 353 К, и испытывали до разрушения пр 1073 К. Установлено, что предварительная холодная деформация на 5 У а) стимулирует образование морфологически подобных, регулярно распс ложеяных выделений частот карбида тптава, плотность и размер которы зависят от вида облучения; б) вызывает дополнительное упрочнение стала в) но приводит к ожидаемому уменьшению проявления эффекта ВТРО.

Исследованпе влияния больших степеней предварительной холодной деформации (54-70 %) на ВТРО проводили на образцах стали 12Х18Н10Т, облученных нонами гелия в режимах "на прострел" и равномерного объемного легирования до флюенса 4-Ю20 част/м2, что для второго режима соответствовало концентрации гелия 1,5-Ю-3 %. Оказалось, что при значениях деформации не более 42 % истинная высокотемпературная (1073 К) пластичность £ необлученных образцов монотонно снижается от 23 до 5 %, тогда как при холодной деформации более 42 % величина £ резко увеличивается п при 50-60 % наклепа достигает максимального значения, практически равного е для иедеформированного образца. Следует отметить, что степень холодной деформации, соответствующая началу увеличения высокотемпературной пластичности, совпадает с образованием в стали мартеп-ситпой «'-фазы. При этом, как установлено экспериментально, значения запасенной энергии достигают 0,7 Дж. Эффект положительного влияния обратного мартенсптного у —» а' превращения на высокотемпературные механические свойства проверялся также на нержавеющей безникелевоц стали Х15АГ14, в которой количество индуцированного деформацией а'-мартенсита к концу растяжения в 10 раз больше, чем в стали 12Х18Н10Т. Аустенпзированные (1325 К, 5 мпн) образцы равномерно по объему легировали гелием до концентрации 1,5-10~3 ат. % и испытывали на растяжение в диапазоне температур 525-1075 К. Установлено, что и в этом случае предварительная холодная деформация, приводящая к появлению заметного (20-40 %) количества л'-фазы приводит в делом к улучшению механических свойств марганцовистой стали, особенно при повышенных температурах испытания. Так прочность обработанной стали становится в 2-3 раза выше, а пластичность (относительное удлинение), по крайней мере в диапазоне 575-1075 К, сохраняет довольно высокий уровень (10-15 %).В то же время склонность этой стали к ВТРО не устраняется.

Глава 5 завершается обобщением полученных экспериментальных результатов и выводами. В частности, делается заключение, что целесообразно иметь в виду реальную возможность различных последствий воздействия облучения на матрицу зерна и границу с приграничной областью. Отмечено, что зернограничные процессы эффективно формируют высокотемпературные механические свойства п играют большую роль в радиационном и гелиевом охрупчиваяии нержавеющих сталей. Определенное положительное воздействие на снижение склонности сталей к ВТРО оказывает холодная деформация, сопровождающаяся образованием мартенситной а'~ фазы.

В заключении приведены основные результаты и выводы работы.

Проведены комплексные систематические иследования эффектов упрочнения п охрупчпванпя, а также фазово-структурной стабильности металлов и сплавов с ГЦК- и О ЦК-решеткой, облученных нейтронами (2-Ю21 — 2-1025 н/м2 Е> 0,1 МэВ), альфа частицами (50 МэВ, до концентрации гелия 2-Ю-2 ат. %) и электронами: импульсными (100 н/с, 0,4 -г 27 МДж/м2) и стационарными (до флюенса "2 • 1018 эл/см2, 4 Мэв), которые показали, что в зависимости от температуры испытания (отжига) существенную роль в формировании прочностных п пластических характеристик играют: при Т < 0.15Т, - бездиффузпонные процессы (в аустенитных нержавеющих сталях - образование пнищгарованного мартенсита деформацией, при У > 0.15Т5.~ термоактивируемые процессы (радиационное старенпе тугоплавких металлов, статическое и динамическое деформационное старение, а также зернограничное проскальзывание, которое наиболее заметно при Т > 0.5Г„. На основе новых подходов к изучению этих процессов получены следующие результаты и сделаны следующие выводы:

I. Впервые исследованы особенности морфологии а' мартенсита н выявлены закономерности мартенситного у —* а1 превращения в процессе деформации облученных не2>жавеюхцпх сталей с одновременным определением истинных кривых упрочнения и тепловыделения. Установлено, что фазовый 7 —> а' переход наблюдается на вполне определенной стадии эволюции дислокационной структуры (после образования ячеек), а местами предпочтительного образования о' мартенсита служат дефекты упаковки.

Установлено, что значительную роль в зарождении и развитии кристаллов мартенсита играет латентная энергия Е„ определены ее кристиче-екпе значения для случаев деформации п облучения и установлена функциональная связь между Ег и содержанием а'-фазы, которая более корректна по сравнению с известными деформационными зависимостями.

На основании выявленных закономерностей влияния температуры испытания на параметры у —* о' превращения и механические свойства сделан вывод, что резкое снижение пластичности облученных метастабильных сталей в области 250 -420 К связано, в основном, с уменьшением склонности материала к мартенептиому превращению. Покачаю, что в результате воздействия реакторного излучения фазовое -) —► а' превращение инициируется при меньших истинных напряжениях и протекает более интенсивно на начальном этапе по сравнению с нсоблученным материалом, что играет важную роль в радиационном охрупчиванпп метастабпльных сталей.

Показано, что комбинируя значения флюенса, температуры п скорости растяжения в облученных сталях, можно добиться оптимальных параметров обраюианпя И накопления а' фазы, обеспечивающих более высокие

показатели пластичности по сравнению с необлученным материалом. Это открывает возможности для создания новых радиационных технологии модификации свойств промышленных сплавов.

2. Методами механических испытаний, электронной микроскоп пи, измерения электросопротивления, рентгеноструктурного анализа и калориметрии исследованы закономерности и особенности процессов старения (радиационного, статического и динамического деформационного) в облучен. ных тугоплавких металлах и аустенитных нержавеющих сталях и сплавах. В результате установлено, что в основе этих процессов лежит иммобилизация дислокаций примесными атомами, протекающая з условиях различной подвижности дислокаций и атомов, что определяет вид их взаимодействия и степень упрочнения кристалла.

Показано, что радиационное старение в молибдене, ниобии и тантале, облученных нейтронами и подвергнутых послераднацпонному отжигу, наблюдается при температурах, соответствующих окончанию определенной иодстадии возврата физических свойств; обнаружен н интерпретирован эффект нпзктемпературного (~ 373 К) радиацпонноотжпгового упрочнения.

Установлено, что в температурно-скоростном интервале проявления динамического деформацпонного старения пластическая деформация в облученных нейтронами и альфа-частицами железа. Стали 12Х18Н10Т п сплава Х20Н45М4БРЦ сопровождается образованием зубчатости на кривых течения и осуществляется путем зарождения, формирования и распространения деформационных полос. При этом для ГЦК-крпсталлов (в отличие от ОЦК) характеристики пластичности остаются практически не измененными.

. Показано, что облучение понижает эквпкогезпвную температуру, при которой происходит смена преимущественного механизма деформации от внутризеренною скольжения к межзеренному смещению; последнее реализуется в виде относительного проскальзывнпя и взаимного поворота кристаллитов. Характер зерногранпчной деформации в результате облучения не изменяется, однако ее интенсивность в материалах, содержащих гелий выше, что в случае, когда аккомодационные процессы подавлены, приводит к преждевременному интеркристаллитному разрушению микротрещип.

Выведено соотношение между величиной ЗГП н напряжением, необходимым для зарождения криновидной трещины.

На основании анализа полученных зависимостей зерногранпчного проскальзывания от внешних факторов установлено, что зернограничная деформация, интенсивность которой увеличивается с ростом температуры, флюенса нейтронов п концентрации гелия, является одной из главных при-

чин проявления эффекта высокотемпературного радиационного охрупчшза ния.

3. В результате систематических экспериментальных исследованш структуры и механических свойств поликристаллическпх облученных никеля, аустенитных сталей и ниобия показано, что границы зерен, приграничные объемы п зернограничные процессы существенным образом влияют на низкотемпературное радиационное упрочнение и высокотемпературное радиационное охрупчпванпе материалов. Установлено, что уменьшение размеров кристаллитов (увеличение протяженности границ зерен и объема приграничных областей) значительно снижает относительный эффект радиационного упрочнения.

Предложено в качестве одного из перспективных путей борьбы с ВТРС использовать обратное мартенентное 7 —> си' превращение в метастабпль-пкх нержавеющих сталях, подвергнутых предварительной холодной деформации.

4. Впервые процесс пластического течения п сопровождающие его эффекты мартенептного превращения и динамического деформациопного старения облученных металлических материалов рассмотрены с энергетических позиций; при этом с использованием разработанного численного метода восстановления формы кривой тепловыделения, определены величшш параметров состояния материала, характеризующих эволюцию дпелокацц-оппой структуры и ее возможностей акумулпроиать и дпссипнровать энергию. Похазапо, что с ростом флюенса облучения и степени деформации способность металлов в сплавов рассеивать подводимую извне механическую эпергшо существенно повышается.

5. Создан автоматизированный многопрофильный комплекс экспериментального оборудования, позволяющий, в частности, проводить механические испытания высокорадиоактивных образцов в широком дпапазош скоростей деформирования и температур и одновременно .определять истинные характеристики прочности и пластичности; количество ферромагнитной фазы, образующейся при деформировании и ее распределение пс образцу; тепловые эффекты, сопровождающие процесс деформации и позволяющие рассчитать латентную энергию на каждой стадии плстическогс течения, а тмеже строить диаграмму структурных состояний деформируемого материала.

Подводя итоги работы в целом можно заключить, что установлении закономерности процессов мартенептного превращения, старения и зерно граничной деформации, а также разработанные методики исследования об лученных металлов и сплавов могут быть использованы при создании физи

ческпх основ для конструирования радпацпоыностойких материалов в технологических целях и способствовать появлению новых методов дкагности дефектов и изучения свойств радиоактивных материалов.

Список литературы

1. Ибрагимов Ш.Ш., Максимкин О.П., Добровольский B.C. Радиационно-отжпгозое упрочнение облученных нейтронами молибдена и ниобия и ÍÍI стадия возврата.//В кп."Радпапноппые дефекты п металлах", 1981; с.189-194.

2. Ibragimov Sh, Sh, Maksimkin O.P, and Shiganakov Sh.B. Grain-boundary deformation in nickel irradiated by a-particles. // Phys.Stat.Sol (a), v.75, 198.3, p. 55-58.

3. Ибрагимов Ш.Ш., Иаксимкии О.П., Шиганаков Ш.Б. Влияние концентрации гелия па ВТРО никеля.// Ж. техн.физики, т.55, K¡ 1, 19S5, с.

4. Ибрагимов III.Ш., Максимкин О.П., Шиганаков Ш.Б. Влияние величины зерна на радиационное упрочнение меди.// В кн. "Радиационные эффекты з .металлах", 1985, с. 108-112.

5. Ибрагимов III.Ш., Максимкин О.П., Добровольский B.C. Ill стадия возврата в деформированном и облученном молибдене.// В кн. "Радиационные эффекты в металлах и сплавах", 1985, с. 113-117.

6. Максимкин О.П., Шиганаков Ш.Б.и др. Исследование зерпограничпого проскальзывания в никеле и стали 18-10, облученных нейтронами и а-частицами.// Изв.АН Каз.ССР, сер. Физ.-мат.,' № G, 1985, с.18-23.

7; Ибрагимов Ш.Ш., Максимкин О.П., Добровольский B.C. Низкотемпературный пик радиацкенноотжпгового упрочнения в молибдене.// ЖТФ, т.56, № 1, 1986, с.210-212.

8. Максимкин О.П., Шиганаков Ш.Б. К вопросу о роли границ зерен в упрочнении и высокотемпературном охруггчавггип облученных металлических материалов.// Препринт ИЯФ Л"21-86, 1S86, 25 с.

9. Ибрагимов Ш.Ш., Me?;cui.íkvm О.П., Шиганаков Ш.Е. Зернограыпчпрл деформация в ипкеле, облученном нейтронами.// Атомная энергия, т. 61, 1986, с. 260-263

10. Ибрагимов Ш.Ш., Максимкин О.П., ■ Шиганаков Ш.Б. Влияние галпя на высокотемпературную пластичность и зернограничную деформацию стали 12Х18Н10Т, никеля и ниобия.// Физика и химия обработки материалов, Л* 4, 1987, с. 12-15

11. Ибрагимов Ш.Ш., Максимкин О.П., Шиганаков Ш.Б. Влияние гелия Еа высокотемпературную пластичность молибдена и ниобия.// ВАНТ сер. Физика радпац. повреждений и радиационное материаловедение, 1987, вып.2 (40) 1-89, с.35-3?.

12. Ибрагимов Ш.Ш., Максимкин О.П., Шиганаков Ш.Б., Курманов Б.Г. Деформация по границам зерен н механические свойства ниобия, облученного нейтронами п альфа-частицами.// Известия АН Каз.ССР 1987, № б, c.ai-2.5.

13. Ибрагимов Ш.Ш., Максимкин .О.П. Пластичность облученной сталл 12Х18Н10Т в области температур 293-823 К.//Извс-стпя АН Каз.ССР 1987, № G, с.6-9.

14. Добровольский B.C., Максимкин О.П. Определение темпех>атуры облучения из экспериментов по отжигу эл.сопротивлелия.// Известия АН Каз.ССР 1988, № 4, с. 17-21.

15. Ибрагимов Ш.Ш., Максимкин О.П., Шиганаков Ш.Б. Влияние реакторного и циклотронного облучения на зернограничпое проскальзывание ц высокотемпературную пластичность ппкеля, ниобия и стали 12Х18Н10Т.// В сб. Радиационные дефекты в металлах, йзд-во "Наука" Алма-Ата, 1988, сМЪ-166

16. Ибрагимов Ш.Ш., Максимкин О.П., Челноков С.10. Изменение ферромагнитной фазы в облученной стали 12Х18Н10Т при деформпрова-шш.// йзв.АН Каз.ССР сер. фпз.мат. 1989, № 2, с.3-5.

17. Ибрагимов Ш.Ш., Максимкин О.П., Болотов A.B. Выделение и накопление энергии в процессе растяжения облученной нейтронами стали 12Х18Н10Т.//Атомная энергия, 19S9, т. 66. № 6, с.430-431.

18. Максимкин О.П., Леньшии К.В. Долговечность прп малоцикловов усталости стали 12Х18НЮТ, имплантированной ионами углерода п азота.//Препринт ИЯФ АН Каз.ССР, 4-89 Алма-Ата, 1989, с.

19. Ибрагимов Ш.Ш., Максимкин О.П., Садвакасов Д.Х. Мартенситнос 7 —<• а'евращеппе и механические свойства сталл 12Х18Н10Т, облученной нейтронами.// ФММ, 1990, К 7, с.199-201.

20. Максимкин О.П., Челноков С.К)., Леньшин К.В. Диаграммы истин-цых напряжений течения некоторых облученных материалов.//Зав лаб.. Лг: Ö. 1990, с.86-88.

21. Макслшкин О.П., Садвакасов Д.Х. Влияние скорости деформации на мартенситное превращение и механические свойства стали 12X1SH10T, облученной нейтронами.// ФММ 1991, 9, с.202-205.

22. Максимкин О.П., Шиганаков III.Б. Изменение высокотемпературных механических свойств и микроструктуры облученной стали 12Х18Н10Т в результате предварительной 5-% холодной деформации.// ВАНТ, 1991, № 2 (56), с. 22-24.

23. Максимкип О.П., Шиганаков Ш.Б., Курмаиов Б.Г. Влияние холодной деформации и облучения на высокотемпературные свойства стали 12Х18Н10Т.// Атомная энергия, 1991, т.71, № 4, с. 349-350.

24. Астафьев И.В., Максимкии О.П., Уткелбаев Б.Г. Накопление энергии и изменение микроструктуры в процессе деформации стали 12Х18Н10Т.// Металлофизика, 1991, т.13, № 10, с. 36-40.

25. Максимкин О.П., Садвакасов Д.Х. Влияние температуры деформации и отжига на мартенситпое превращение.// ФММ, 1992, № 5, с. 136-139.

26. 'Максимкин О.П. Мартенситное превращение в процессе деформации нержавеющих сталей, подвергнутых воздействию высоксэпергеткче-екпми ядерными частицами.// Доклады Всесоюзной конференции по мартенептным превращениям в твердом теле, Киев, 1992, с. 138-141.

27. Максимкин О.П. Способ ранней диагностики шейки в деформируемом образце аусгенитдай стали. // Авторское свидетельство Ns 1789916, 1993 г. с. 25

28. Добровольский B.C., Максимкин О.II., Сакбаев М.Ж. Влияние нейтронного облучения на изменение электросопротивления при отжиге молибдена и ниобия.// Известия HAH PK, сер. фпз.-мат., 1993, № 2, с. 16-19.

29. Максимкин О.П., Шиганаков Ш.Б., Уткелбаев Б.Г. Влияние по-слерадиационвой термообработки на гелиевое охрупчивание стали ОХ16Н15МЗБ.// ФММ, 1993, т. 75, № 6, с. 147-149.

30. Максимкин О.П., Садвакасов Д.Х., Петухов В.К. Влияние электронного облучения на у —* а'превращение в механические свойства стали

' 12Х18Н10Т.// В сб. "Радиационная физика твердого тела"., йзд-во КазГУ, Алматы, 1993, с.52-57.

31. Максимкин О.П., Сакбаев М.Ж. Процессы старения в облуче] ной нейтронами стали 12Х18Н10Т при деформировании в разли1 ных температурно-скоростных условиях.// Металлофизика, 1993, • 15, № 7, с. 13-19.

32. Астафьев И.В., Максимкин О.П. Восстановление калориметрпческг термограмм в экспериментах по изучению тепловыделения и запасанв энергии при деформировании.// Зав. лаб., 1994, № 1, с. 4-46.

33. Астафьев И.В., Максимкин О.Л. Калориметрическое изучение Maj тенситного 7 а' превращения при деформации облученной стал 12X18H1GT.// ФММ, 1994, т.77, № 3, с. 166-168.

34. Астафьев И.В., Максимкин О. П. О роли латентной энергии в маг тенсктном 7 —* а' превращении при деформировании облученной н< ржавеющей Fe-Cr-Ni стали.// ФММ, 1994, т.77, № 3, с. 90-95.

35. Максимкин О.П. Некоторые аспекты радиационного охрупчивания aj стендтЕых нержавеющих сплавов.// Сборник научных трудов КазБ ТУ, 1994 г., с. 298-302.

36. Максимкин О.П., Сакбаев М.Ж. Параметры деформационной полос! в условиях ДДС стали 12Х18Н10Т, облученной нейтронами.// ФМ№ т.78, выпЛ, 1994 г., с. 170-174.

37. Максимкин О. П. Упрочнение облученного нейтронами ниобия в прс цессе отжига дефектов.// Известия Ан КазССР, сер. физ.-мат., 199^ № 6, с. 27-31.

38. Maksimkin О.Р, Astafiev I.V. and Sakbaev M.J. The thermal effects an stored energy duriug serrated yielding. // Strengh of Material, 1994, № 11 p.26-29.

39. Maksimkin O.P, Astafiev I.V. and Sakbaev M.J. The Portevin-le Shatelie eiFect. in neutron irradiated 12Crl8NilOTi Stainless steel. //Strengh с Material, 1994, N° 12, p. 52-56.

40. Мтсимгчн О. Л. Радиационное и радиациопно-отжиговое упрочнени тантала. //ФММ, т.80, № 5,1995, с.165-168.

Максимкин О.П. Фазалык,-курылымдык, процесстер жэне олардьщ •улелендершген метал материалдарыньщ бержтшп мен сынгышты-гнын артуьшдагы рел1.

Нейтрон жэне а-белшектермен сэулеленддрьчген тем^рде, стенитпк болатпен корытпада мартенситпк айналау (MA), дэн екаралык, сырганау (ДШС) жэне деформация кезшдеп динамикалык, ртаю (ДДК) кубылыстарыц жуйел! зертгеу етгазшген. Зерттелген 1териалдардьщ механикалык, касиетгер1 мен пластикалык, деформа-1ясыныц ерекшшп аныкгалып жэне созымдылык, касиетгерш гертуше MA, ДШС жене ДДК кубылыстарын пайдалануга болатыны •рсеттлген.

Элекгркедергесщ влшеу едалмен молибден, ниобий жэне тантал ¡йтронмен сэулелендаршгенде пайда болатыц дефектердш куйщршу испкасы арасында зерттелген. Дефектердщ жылжу ушщ жумсалатьщ [ергиясыньщ мвлшер1 аныкталган. Зертгеу кррьггындыларьщ диациямен жене жылумен ендеу технологияларында, сондай-ак, щюкурылымдык; баклау ушш пайдалануга болады.

Maksimkin O.P. Phase-structural processes and their role in strengthening and ibrittlement of irradiated metallic materials.

Systematical research of the phenomenon of maitensiric transformation (MT), un-boundaiy sliding (GBS) and dynamical strain ageing (DSA) in austenitic steels and rectory metals irradiated by a- particles and neutrons has been carried out. The perimental data on mechanical properties as well as on plastic deformation nature in ; materials in question have been received. It is shown that for elevated test pperatures the ductility and strength properties of steel are determined by the cold->rking extent as martensitic a'- phase formation and the energy storage intensity ange..The MT, GBS and DSA has been proposed to use for directed variation of the ength and plasticity of irradiated metals and alloys.

Annealing kinetics of defects in neutrons irradiated molibdenum, niobium and italum has been studied and the activation energies of the lattice defect migration have termined. The results may be used in radiation and thermal processing technologies as 11 as microstructural control.