Исследование изменений электронной структуры и параметров дефектов в сплавах на основе Ni-Cr методом аннигиляции позитронов тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

□03056858

Зин Мин У

ИССЛЕДОВАНИЕ ИЗМЕНЕНИЙ ЭЛЕКТРОННОЙ СТРУКТУРЫ И ПАРАМЕТРОВ ДЕФЕКТОВ В СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ №-Сг МЕТОДОМ АННИГИЛЯЦИИ ПОЗИТРОНОВ

Специальность 01.04.07 - «Физика конденсированного состояния»

Автореферат

диссертации на соискание учёной степени кандидата физико-математических наук

Москва-2007

003056858

Работа выполнена в государственном образовательном учреждении высшего профессионального образования - Московский инженерно-физический институт (государственный университет).

Научный руководитель

к.ф.-м.н., доцент В.Ю.Милосердин

Официальные оппоненты: декан факультета «Экспериментальная и

теоретическая физика», заведующий кафедрой «Медицинская физика» МИФИ, д.ф.-м.н, профессор Беляев В.Н.

Зам. директора ИМЕТ РАН, д.ф.-м.н, профессор, Заболотный В .Т.

Ведущая организация:

ФГУП ГНЦ РФ «Институт теоретической и экспериментальной физики»

Защита состоится "16я мая 2007 г. в 15 часов на заседании диссертационного совета Д.212.130.04 в Московском инженерно-физическом институте (государственном университете) по адресу: 115409, г. Москва, Каширское шоссе,31,

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МИФИ.

Автореферат разослан " апреля 2007 г.

Учёный секретарь диссертационного совета,

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность. Сплавы системы №-Сг имеют. высокие радиационные и коррозионные свойства при температуре теплоносителя около 350°С. Они перспективны как конструкционный материал для изготовления деталей и узлов реакторов на быстрых нейтронах, а также как материал для оболочек твэлов ВВЭР, и как материал для первой стенки водоохлаждаемого бланкета термоядерного реактора ИТЭР [1-4].

Известно, что оптимальные радиационная и коррозионная стойкости данных сплавов достигается в том случае, когда возникает ближний порядок в расположении атомов никеля и хрома. Формирование ближнего порядка по типу ближнего упорядочения может сопровождаться возникновением кластеров на границах между фазами. При этом также изменяется электронная структура той области, в которой происходит упорядочение. Эти изменения зависят от режима термообработки образца и его легирования.

Физико-механические свойства сплавов определяются их электронной плотностью фазового состояния и характеристиками образующихся структурных дефектов. При облучении происходит перераспределение атомов и вакансионных дефектов, а также изменяется их электронная структура. Это перераспределение и, следовательно, физико-механические свойства зависят от начального состояния образца, т.е. от режима термообработки и его легирования. Таким образом, исследование изменения параметров электронной структуры и характеристик дефектов в зависимости от режима термообработки и его легирования дает возможность получить информацию об изменении физико-механических свойств сплавов. Данная работа посвящена разработке методики определения этих характеристик.

Для исследования изменений электронной структуры и дефектов структуры применен метод аннигиляции позитронов, обладающий высокой чувствительностью к изменением электронной структуры и дефектам вакансионного типа. Наиболее информативные методики - измерения времени жизни позитронов в веществе и измерения углового распределения аннигиляционных фотонов (УРАФ). При совместном использовании этих двух методик получается более точная информация об электронной структуре материала. Поскольку электронная структура в дефекте отличается от электронной структуры в бездефектной области, характеристики процесса аннигиляции позитронов изменяются, т.е. изменяются характеристики временного и импульсного распределения аннигиляционных фотонов. По различию этих характеристик можно диагностировать изменения электронной структуры и дефектов структуры исследуемого материала.

Целью данной работы является определение изменений электронной структуры и дефектности кристаллической структуры в сплавах на основе №-Сг при термообработке и легировании для улучшения эксплуатационных характеристик методом аннигиляции позитронов. Для реализации данной цели необходимо:

1. Выбрать наиболее чувствительную методику диагностики дефектов в сплавах №-Сг.

2. Провести экспериментальные исследования электронной структуры и параметров дефектов в сплавах №-Сг при влиянии следующих параметров:

• различных вариантах термообработки;

• легировании малым количеством легирующих добавок;

• азотировании;

• изменении содержания хрома в сплаве и различных режимах отжига;

• введении добавки молибдена.

3. рассмотреть кинетику процессов, происходящих при отжиге сплавов.

4. Определить электронную плотность и параметры структурных дефектов с помощью моделей, адекватно объясняющих экспериментальные данные.

5. Выработать практические рекомендации по исследованию сплавов №-Сг. Научная новизна работы:

Впервые для исследования изменений электронной структуры и дефектов структуры в сплавах №-Сг применен комплекс методов "позитронной диагностики: измерения времени жизни позитронов в веществе и измерения углового распределения аннигиляционных фотонов, позволяющий получить подробную информацию не только о приповерхностных, но и о глубинных слоях материала. Применена модель захвата позитронов дефектами вакансионного типа, позволяющая определять электронную плотность, размер и концентрацию дефектов в металлах и сплавах по измеряемым параметрам временного и импульсного распределения аннигиляционных фотонов для исследования свойств сплава №-Сг. На основании проведенного анализа получены следующие результаты.

• Методом измерения времени жизни позитронов исследованы влияния режимов термообработки, химического состава, легирования азотом, и другими примесями на свойства сплавов №-Сг. Диагностированы типы дефектов и измерены их концентрации, определены изменения интегральной электронной плотности в зависимости от режимов термообработки и легирования материала металлическими примесями и азотом;

• Методом УРАФ исследовано образование ближнего порядка в сплаве №-Сг-Мо при содержании Сг в районе 38-5-44%. Также исследовано влияние легирования Мо и режима термообработки на свойства сплавов №-Сг. Эти измерения позволили наблюдать изменения концентрации дефектов в материалах в зависимости от режимов термообработки и содержания Сг в образцах, а также исследовать перераспределение атомов Сг в зависимости от его содержания и легирования молибденом по всему объему исследуемого образца. Данные результаты качественно подтверждают результаты экспериментов по исследованию свойств данных материалов методом электронной микроскопии.

Практическая значимость

1. Анализ результатов расчетов и экспериментальных данных, полученных методом аннигиляции позитронов путем измерения времени их жизни, показал, что:

• режим термообработки влияет на свойства сплава №-Сг и изменяет величины характеристик аннигиляции позитронов. Выбран наилучший режим термообработки, при котором вероятность образования ближнего порядка наибольшая, - это область температуры 500°С. При этой температуре наблюдается выпадение и рост фазы №гСг и а-фазы. Именно эта температура отжига, как правило, использовалась в экспериментах;

• легирование различными добавками влияет на свойства сплава №-Сг и изменение величин характеристик аннигиляции позитронов, тем самым определено изменение интегральной электронной плотности;

• азотирование влияет на свойства сплава №-Сг и изменение величин характеристик аннигиляции позитронов, свойства сплавов определяются также длительностью отжига и размером зерна кристаллита.

2. Методом УРАФ обнаружено следующее.

• В сплаве №-Сг изменение характеристик электронной структуры и дефектов зависит от содержания Сг и Мо и режимов термообработки. Исследован процесс образования ближнего порядка в сплаве №-Сг-Мо при содержании Сг в

, . районе £8+44%.

• При возрастании содержания Сг до 38% происходит выпадение второй фазы на поверхности зерна ШгСг, причем этот процесс происходит неодинаково для образцов с содержанием Сг 39% и 41%. Следует отметать; что в сплаве, не содержащем Мо, выпадение второй фазы на поверхности зерна №гСг происходит при содержании Сг, равном 42%. В сплаве, содержащем 44%(Х-1%Мо, концентрация второй фазы по границам зерен увеличивается.

3. Результаты -диссертационной работы могут быть использованы при разработке и создании сплавов МьСг-Мо, обладающих способностью к ближнему упорядочению для повышения их радиационной стойкости.

Достоверность полученных результатов обеспечивается малой погрешностью измерений спектров временного и углового распределения аннигиляционных фотонов, и воспроизводимостью полученных результатов при условии проведения легирования и отжигов для образцов сплавов №-Сг. На защиту выносятся:

• Методика определения изменений электронной структуры и самих дефектов структуры в сплавах №-Сг, основанная на применении методов измерения временного и импульсного распределения аннигиляционных фотонов с последующими расчетами, использующими модель захвата позитронов в структурных дефектах сплава;

• Результаты экспериментов, полученных по измерению времени жизни позитронов при исследовании влияния режимов термообработки, химического состава и легирования азотом на свойства сплавов №-Сг и расчетов электронной плотности и характеристик дефектов;

• Результаты экспериментов, полученных при применении метода УРАФ, для исследования структурных превращений в сплавах на основе №-Сг и расчетов электронной плотности и характеристик дефектов.

Апробация работы. Материалы данной работы докладывались на: Конференции "Научно-практическая конференция материаловедческих обществ России", Ершово, Москва, 22-26 ноября, 2004 г., Втором франко-российском семинаре "Новые достижения в материаловедении", Москва, 10-12 ноября, 2005 г., XIII международная конференция студентов, аспирантов и молодых ученых по фундаментальным наукам "Ломоносов-2006", Москва, 14 апреля 2006 г., Семинаре "Физика радиационных повреждений материалов атомной техники", Обнинск, 16-18 мая, 2006 г., Научной сессии МИФИ, 2005 г, 2006 г и 2007г. - -

Публикации. Результаты диссертации опубликованы в 7 работах, список которых приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертация. Диссертационная работа состоит из введения, трех глав и заключения. Она изложена на 164 страницах, включает 31рисунок, 38 таблиц и список литературы из 163 наименований.

Работа выполнялась на кафедре «Прикладная ядерная физика» факультета Физики и экономики высоких технологий МИФИ (ГУ).

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы исследования, определена цель работы, дана общая характеристика проведенных исследований, отражены научная новизна и практическая значимость полученных результатов.

В первой главе рассмотрены физические основы метода аннигиляции позитронов как инструмента исследования изменений электронной структуры и дефектов структуры в металлах и сплавах. Кратко даны основы трех методик аннигиляции позитронов, использующихся в областях материаловедении и физики конденсированного состояния, т.е. методов измерения времени жизни позитронов, измерения углового распределение аннигиляционных фотонов (180°±Д9) и измерения доплеровского уширения аннигиляционной линии (0,511МэВ±ДЕ).

Время жизни позитронов определяется как время между его испусканием, сопровождающимся испусканием реперного фотона с энергией 1,157 МэВ и испусканием одного из двух аннигиляционных фотонов с энергией 0,511 МэВ. Время жизни позитронов зависит от плотности электронов в месте нахождения позитрона.

Метод УРАФ, основанный на измерении углового распределения пары аннигиляционных фотонов, позволяет отдельно исследовать свойства электронов ионного остова и электронов проводимости. В спектре УРАФ, как правило, можно выделить параболическую составляющую, отвечающую за аннигиляцию позитронов на электронах проводимости и гауссиан - результат аннигиляции позитронов на электронах остова. Используя параметры, полученные в результате обработки спектров УРАФ, соответствующие параболической составляющей и гауссиану, можно оценить импульс Ферми, энергию Ферми, число свободных электронов (электронов проводимости), приходящихся на один атом металла, их концентрацию, а также энергию ионизации электронов ионных остовов исследуемого образца.

Метод доплеровского уширения основан на измерении энергетического распределения аннигиляционных фотонов. В принципе метод доплеровского уширения дает ту же информацию об импульсном распределении электронов в веществе. Однако по точности он еще не может конкурировать с методикой исследования угловых корреляций, поскольку предельно достижимое разрешение <Зе(Ц) детекторов не позволяет детально исследовать особенности спектра аннигиляционных фотонов. Поэтому в данной работе для исследования свойства сплава №-Сг выбраны метод измерения времени жизни позитронов и метод УРАФ. Так как плотность электронов и распределение импульсов электронов в бездефектной облаете и в дефекте различается, метод измерения времени жизни позитронов и метод УРАФ позволяют получить информацию о дефектообразовании и изменении электронной структуры в исследуемом образце [5-6].

В этой же главе рассмотрены сравнения с другими методами при исследовании характеристик дефектов. Сравнение возможностей метода аннигиляции позитронов с другими методами при исследовании характеристик дефектов показано на рис. 1.

Рис.1 а) и б). Сравнение возможности метола аннигиляции с другими методами при исследовании характеристик дефектов. Здесь 5ТМ - сканирующая туннельная микроскопия; АРМ - атомная силовая микроскопия; N5 - рассеяние нейтронов; ОМ -оптическая микроскопия; ТЕМ - просвечивающая электронная микроскопия: ХЙБ -рентгеновская спектроскопия, Р5 - метод аннигиляции позитронов.

во второй главе ©я пеана экспериментальная методика и аппаратура для измерения времени жизни позитрон о а и для измерения У РАФ, а также методики обработки экспериментальных данных.

Спектрометр для измерения времени жизни позитронов работает по принципу быстро-быстрых совпадений. В качестве источника используется радионуклид <,4Тц характеризующийся тем. что практически одновременно с позитроном (с задержкой менее Ю пс) испускается связанный с распадом фотон с энергией 1,157 МэВ, источник имеет активность, равную 2.44 МБк. 0 данной работе экспериментальные спектры получены с временным разрешением, равным 190 пс, ценой деления канала I спектрометра - 19,3 пс/канал, при статистике 105 импульсов. Каждое измерение продолжалось 45 минут. Позитроны из радионуклидного источника попадают в образец, где аннигилируют с электронами с определенной вероятностью, зависящей от свойств образца. При аннигиляции испускаются два фотона с энергией 0,511 МэВ. Таким образом, промежуток времени между испусканием реперного фотона с энергией 1,157 МэВ (стартовый импульс) и аннигиляционного фотона с энергией 0,511 МэВ (стоповый импульс) характеризует время жизни позитронов в исследуемом образце.

Регистрация фотот ов осуществляется двумя детекторами на основе пластмассовых сцинтилляторов Б10 и фотоэлекгронных умножителей (ФЭУ - 143-1). Импульсы с детекторов поступают на дискриминаторы-формирователи, где осуществляется их амплитудная селекция и точная временная привязка к фронту. Стартовый и стоповый импульсы с дискриминаторов поступают соответственно на стартовый И стоповый входы врем я-амплитуд но го преобразователя (ВАП). Выходной сигнал с ВАП. амплитуда которого пропорциональна промежугку времени между стартовым и стоповым сигналами, используются для последующего амплитудного анализа с помощью блока аналогов«-цифрового преобразователя и компьютера. Для обработки результатов экспериментов по методу измерения времени жизни позитронов используется пакеты программ РОЗРП [71 или ЬТ [8}, основанные на нелинейном методе наименьших кшдратов.

При применении метода УРАФ в качестве источника позитронов используется радионуклид мСи, испускающий позитроны с энергией 0,653 МэВ, источник имеет

активность, равную 2.7 МБк. В данной работе кривые УРАФ получены с \гловьш разрешением, равным 0,5 мрад, угловой интервал измерения (ценой деления канала спектрометра) - 0,2 мрад/канал, при статистике ЮМО5 импульсов. Каждое измерение продолжалось 3 ч 30 мин. Отклонение угла разлёта фотонов аннигиляции измеряется с помощью подвижного и неподвижного детекторов на основе N31(11) сцинтилляторов и фотоэлектронных умножителей (ФЭУ - 110). После выполнения измерения при заданном угле 6, плечо спектрометра с подвижным детектором переводится в следующую точку (угол в,+1) и производится новое измерение количества совпадений из подвижного и неподвижного детекторов,

Подвижное плечо с датчиком перемещалось по программе, задаваемой специальным блоком автоматики. Программа составлялась таким образом, чтобы каждая из точек распределения (каждый угол) проходилась подвижным датчиком за время эксперимента несколько раз и тем самым достигалось усреднение нестабильностей и учет распада источника - радионуклида б4Си. Эксперимент продолжается до тех пор, пока не будет измерен с необходимой точностью весть спектр УРАФ. Импульсы с детекторов поступают на дискриминаторы-формирователи. Выходной сигнал со схемы совпадений поступает на счетчик, использующийся дня последующей связи с компьютером.

Результаты экспериментов УРАФ обрабатывались по специальной программе АСАМИ [7], при обработке использовались следующие физические предположения. Первая версия предполагала постоянство свойств электронов проводимости и ионного остова в области, содержащей дефекты структуры, и в основном объеме образца. Это соответствует описанию УРАФ одной параболой и одним гауссианом. Вторая версия предполагала различие характеристик электронов проводимости в дефекте и в основном объеме образца при неизменных характеристиках электронов ионных остовов. Это означает, что спектр УРАФ должен описываться двумя параболами и одним гауссианом. Наконец, третья версия предполагала изменение свойств как электронов проводимости, так и электронов остова в области неоднородности, т.е. спектр УРАФ описывается двумя параболами и двумя гауссианами,

В этой же главе рассмотрены теоретические основы экспериментов по исследованию свойств сплавов на основе №-Сг методом аннигиляции позитронов, т.е. методом измерения времени жизни позитронов и УРАФ. Подробно даны модельные представления, разработанные для определения изменений электронной структуры и характеристик дефектов в областях образца, куда захватываются позитроны.

В методе измерения времени жизни позитронов временной спектр представлен в виде суперпозиции нескольких компонентов, соответствующих аннигиляции позитронов в бездефектной области и в дефектах /'-ого типа. Временной спектр для общего случая, когда в металле содержится N сортов различных дефектов [5-6,9], может быть представлен

N+1 ( N+1 Л ( N Л "1 N+1

п0) = пьш+£п,(0= ехр _ хь + £к, I

+ Е1<ехР(~М) (1)

где 1,= --^—, доля регистрируемых актов аннигиляции позитронов в

к-к+ик 1= 1

областях, соответствующих времени жизни позитронов г, (т =----—), щ и и, -

Л п.

количество позитронов, находящихся в делокализованном состоянии и в дефектах г-ого типа, к, - скорость захвата позитронов в дефекты i-oro типа, h - скорость аннигиляции позитронов в бездефектной области, Д, - скорость аннигиляции позитронов в дефектах i-oro типа, пе - электронная плотность в областях, соответствующих времени жизни позитронов г,.

Тогда концентрацию дефектов /-ого типа С, можно оценить из формулы:

(2)

И,

где fa - коэффициент захвата позитронов в дефект /-ого типа. В наиболее простом приближении для дефекта сферической формы ц, = 4лЯр+, где Rt - средний размер дефектов /-ого типа, D+ - скорость диффузии термализованного позитрона

В методе УРАФ кривая экспериментального спектра углового распределения фотонов представлена в виде суперпозиции отдельных кривых, характеризующих аннигиляцию позитронов в бездефектной области и в дефектах /-ого типа [5-6,9]:

( N+1 Л N+1

n(p2)= 1-II, пь(рж)+£1,п,(р,) (3)

V. ) i=i

где I, = —--, доля регистрируемых актов аннигшяции позитронов в областях,

K + It,

I-1

соответствующих дефестам /-ого типа, щ и п, - количество позитронов, находящихся в делокализованном состоянии и в дефектах /-ого типа, kt - скорость захвата позитронов в дефекты /-ого типа, Ль - скорость аннигиляции позитронов в бездефектной области. Отсюда концентрацию дефектов можно оценить из формулы (2).

В третьей главе представлены результаты, полученные из экспериментов по определению времени ясизни позитронов и УРАФ, и проведено их обсуждение.

Эксперименты по измерению времени жизни позитронов были проведены в три этапа. На первом этапе исследовано влияние режимов термообработки на свойства сплавов Ni-Cr и поиск оптимального режима термообработки. При этом исследовались 7 образцов сплава Ni+43%Cr+l%Mo+0.2%Ti, которые представляли собой навески размером (15х15х 1) мм3 [10]. Полученные результаты приведены в таблице 1. Таблица 1. Влияние режима термообработки сплава Ni-Cr на электронную структуру и

№ образца <t>, ПС к„ пс'1 С|, см'3 R„ нм (Nv) п„ см"3

Обработка kv, ю-3 kci, ю-4 Cv, ю16 Ccl, ю14 Rv Rci <n>, 1023 Пу, 1023 ПсЬ 1023

1 хд. + 500°С,1512ч 201 ±2 - - - - - - 6 65 ±0 1 - -

2 х.д. + ауст. +550 °С, 1512ч 193 ±3 2 71 ±0.6 2.67 ±0 8 1.1 ±0 24 5.65 ±1 7 0.16 (1) 0.48 (21) 6.93 ±0 03 7.96 ±0.1 3 ±0.2

3 хд + 550 °С, 1512ч 193 ±3 2 47 ±0 5 2.12 ±0.7 1.0 ±0.23 4.1 ±1.32 0 16 (1) 0.53 (31) 6 93 ±0 03 7.92 ±0.1 2.82 ±0 2

4 х.д +ауст +675°С, 1512ч 188 ±4 2 42 ±0.5 2.16 ±1 0 0 98 +0 23 4 41 ±1.32 0 16 (1) 0.5 (25) 7.11 ±0 17 8.16 ±0 1 2 92 ±02

5 х.д + 675 °С, 1512ч 183 ±3 2.58 ±0 5 3.42 ±1.0 1.05 +0.2 8.32 ±2 34 0.16 (1) 0.42 (12) 7.31 ±0.14 8.74 ±0.1 3.25 ±0.2

6 Т =1100 "С + зак 176 ±1 2.0 ±0 1 197 ±0.13 0 81 ±0.04 4.03 ±0 27 0.16 (1) 0.5 (22) 7.6 ±0.05 8.98 ±0 2 2.97 ±0.2

7 Т= 1100 °С + печ 183 ±2 2.41 ±0.32 2.73 ±0.5 0.98 ±0.1 6.2 ±1.14 0.16 (1) 0.45 (16) 7.31 ±0.1 8.63 ±0.1 3.1 ±0.2

Здесь х.д,- холоднодеформированная, ауст,- подвергнутая аустенизация, зак- закалка, печ - охлаждаемая вместе с печью, (т) - среднее время жюни позитронов, К и кс! -скорости захвата позитронов в вакансию и кластер, С, и Сс\ - концентрации дефектов, соответственных вакансий и кластеров, и ■/?„/- размеры моновакансий и кластеров, Л7, - условное число вакансий в дефекте, (п) - средняя плотность электронов в общем объеме, пг и пС1 - плотности электронов в вакансиях и кластерах

Величины радиусов дефектов и числа вакансий в дефектах определяются по зависимости времени жизни позитронов от размера дефекта для №. Из приведенных данных в таблице 1 следует, что среднее время жизни позитронов наиболее существенно изменяется в том случае, когда отжиг образца производится при температуре 500°С (в таблице - №1). Для этого образца при обработке результатов определялось только среднее время жизни позитронов. Из результатов экспериментов по электронной микроскопии [10] следует, что при этой температуре наблюдается выпадение и рост фазы №;>Сг и а-фазы. Это приводит к еще большему уменьшению плотности электронов, поэтому увеличивается среднее время жизни позитронов.

При отжиге образцов № 2 и 3 при температуре 550 °С среднее время жизни позитронов практически не зависит от того, подвергнут образец аусгенизации или нет. Этот процесс определяет только перераспределение электронной плотности в скоплениях дефектов. Из результатов экспериментов по электронной микроскопии [10] следует, что при этой температуре происходит более интенсивный рост интерметаллических фаз, что должен приводить к увеличению средней плотности электронов по сравнению с образцом № 1.

При повышении температуры отжига до 675 °С в образце № 5, не подвергнутом аустенизации, дефекта отжигаются медленнее, чем в образце № 4, подвергнутом аустенизации. Из результатов экспериментов по электронной микроскопии [10] следует отметить, что при этой температуре происходит прерывистый распад и выпадение ос-фазы в виде пластин. Это приводит к практически полному восстановлению плотности электронов до уровня, который был в образце № 7, охлажденном с печью.

При нагреве до 1100 °С и последующей закалке (в образце № 6) среднее время жизни позитронов резко падает, что, по-видимому, связано с увеличением средней плотности электронов. В образце № 7 средняя плотность электронов почти такая же, Как в образце № 5. Из результатов экспериментов по электронной микроскопии [10] видно, что при этом микроструктура образца № 6, испытавшего закалку на аустениг, Характеризуется большой гомогенностью, чем медленно охлажденного Закалка приводит к увеличению плотности электронов. При охлаждении образца № 7 вместе с печью наблюдается выпадение и рост избыточной а-фазы. Это приводит к некоторому увеличению концентрации дефектов и некоторому снижению плотности электронов по Сравнению с образцом № 6. В этом образце обнаружено появление твидовой структуры [10].

Из приведенных выше рассуждений можно сделать вывод, что результаты, полученные при применении метода измерения времени жизни позитронов, хорошо

согласуются с данными, полученными методом электронной микроскопии [10]. Из анализа этих результатов видно, что режим термообработки влияет на свойства сплава №-Сг.

Таким образом, в результате исследования режимов термообработки был установлен оптимальный режим, при которой вероятность образования ближнего порядка наибольшая, т.е. происходит наибольшие изменения в структуре образца, - это область температуры 500 °С. Именно эта температура отжига, как правило, использовалась в экспериментах для второй серии образцов.

На втором этапе исследовано влияние легирования различных добавок с малой концентрацией на свойства сплавов №-Сг. При этом исследованы 15 образцов сплава ЭП635У, которые представляли собой навески размером (15x15x1) мм3. Предварительно образцы выдерживались при температуре отжига 500 °С в течение 1000 ч. Они различались химическим составом. Содержание хрома в образцах колебалось в пределах 35,5 до 42,8% [10]. Данные о химическом составе образцов приведены в таблице 2, а результаты расчетов величин, характеризующих электронную структуру и дефекты в сплавах по данным проведенных экспериментов представлены в таблице 3.

Таблица 2. Химический состав исследуемых образцов, в которых никель является основой.

№ образца № Сг Мо А1 Ре в! Т1 ТУ &

1 55,3 41,2 1,20 0,15 0,370 0,24 ОД - -

2 53,5 41,2 1Д0 0,30 0,370 0Д4 0,5 - -

3 50,1 41,2 1,20 0,60 0,370 0Д4 0,9 - -

4 55,5 41,2 1,20 0,05 0,375 0Д4 - 1,0 -

5 54,2 42,8 1,26 0,05 0,390 0,25 - - 0,1

6 53,4 42,8 1Д6 0,40 0,390 0Д5 0,5 - 0,1

7 53,9 42,8 1,26 0,15 0,390 0,25 ОД - 0,1

8 55,2 38,5 3,50 0,70 0,350 0,22 1,5 - -

9 55,2 41,2 1,20 0,30 0,370 0Д4 0,5 1,0 -

10 54,3 41Д 2,50 0,70 0,370 0,24 0,7 - -

11 54,2 41,2 2,50 0,60 0,370 0Д4 0,9 -

12 54,9 41,2 2,50 0,30 0,370 0,24 0,5 - -

13 55,4 41,2 2,50 0,10 0,370 0,24 ОД - -

14 55,1 41Д 1,50 0,04 0,370 0Д4 1,5

15 60,2 35,5 1,30 0,95. 0,320 0Д1 1,5 - -

Таблица 3. Результаты расчетов характеристик дефектов и плотности электронов для

№ ть, к,, по"1 С,, см"3 нм Пе,СМ'3

образца ПС ку, Ю-3 кс1, 10"4 Су, 10'6 СсЬ 10м Я, (К,) пъ, 1024 п», 10м Пс1, 1023

1 56.1 8.47 7.43 3.2 3.1 0.2 2.4 2.4 6.05 1.53

+11 ±1.8 ±1.6 ±0.7 ±0.7 (2) ±0.4 ±0.1 ±0.4

80,3 4.97 4.33 1.87 1.04 0.22 4.2 1.66 5.37'

±6,4 ±0.5 ±0.4' ±0.2 ±0.1 • (2) ±0.13 ±0ЛЗ ±0.3

72.1 5,62 5.24 2.12 1.72 0.22 3.1 1.85. „ 5.57 1.43

±6.5 ±0,6 ±0,5 ±0.2 ±0.2 (2) ±0.1 ±0.1 ±0.4

Л 74.0 5.85 6.2 2.38 1.56 0.22 4.0 1.81 5.6 1.34

±8,0 ±0.7 ±0.8 ±0.3 ±0.2 (2) ±0 2 ±0.1 ±0.3

5 64.0 ±6.5 6.08 ±0.7 5.26 ±0.6 2.3 ±0.2 1.33 ±0.1 0.22 (2) 4.0 2.08 ±0.21 5.48 ±0.1 1.33 ±0.4

6 53.5 ±8 7.75 ±1.3 5.8 ±1.0 2.92 ±0.5 1.1 ±0.2 0.22 (2) 5.4 2.5 ±0.4 5.57 ±0.1 1.24 ±0.4

7 51.0 ±8 8.23 ±1.4 7.47 ±1.3 3.1 ±0.5 2.52 ±0.4 0.22 (2) 3.0 2.62 ±0.4 5.62 ±0.1 1.44 ±0.3

8 64.6 ±6,5 5.73 ±0.6 5.3 ±0.6 2.16 ±0.2 1.31 ±0.1 0.23 (2) 4.1 2.06 ±0.2 5.16 ±0.1 1.32 ±0.3

9 55.2 ±8 7.53 ±1.2 6.65 ±1.0 2.84 ±0.4 1.92 ±0.3 0.22 (2) 2.42 -±0.3 5.46 ±0.1 1.38 ±0.3

10 50.2 ±8 8.01 ±1.4 6.38 ±1.1 3.02 ±0.5 1.25 ±0.2 0.22 (2) 5.2 2.66 ±0.4 5.4 ±0.1 1.25 ±0.3

11 56.56 ±8 7.35 ±1.1 6.1 ±1.0 2.77 ±0.4 1.36 ±0.2 0.22 (2) 4.5 2.36 ±0.3 5.67 ±0.1 1.3 ±0.3

12 54.0 ±8 7.84 ±1.3 6.34 ±1.0 2.96 ±0.5 1.24 ±0.2 0.22 (2) 5.2 2.48 ±0.4 5.46 ±0.1 1.25 ±0.3

13 65.0 ±7,8 6.24 ±0.8 5.67 ±0.8 2.35 ±0.3 1.72 ±0.2 0.22 (2) 3.3 2.06 ±0.2 5.6 ±0.1 1.4 ±0.4

14 58.8 ±8 7,3 ±1.1 7.15 ±1.1 2.75 ±0.4 2.43 ±0.4 0.21 (2) 3.0 2.27 ±0.3 5.76 ±0.1 1.44 ±0.3

15 60.7 ±6,6 6,81 ±0.8 5.37 ±0.6 2.57 ±0.3 1.15 ±0.1 0.22 (2) 4.7 2.2 ±0.2 5.6 ±0.1 1.27 ±0.4

Здесь % - время жизни позитронов в бездефектной области, щ - плотности электронов в бездефектной области. Остальные обозначения те же, что в таблице 1.Для дефектов типа кластеров не определялось число вакансий в них,, вакансиях и кластерах.

Анализ характеристик аннигиляции позитронов, приведенные в таблице 3 можно получить следующие результаты.

• При легировании сплава малыми концентрациями примесей может происходить как увеличение, так и уменьшение электронной плотности и концентрации дефектов. Это зависит от валентности введенной примеси. Чем больше валентность, тем больше электронная плотность. Например, при увеличении содержания алюминия уменьшается электронная плотность. При росте содержания молибдена она увеличивается.

• Изменение электронной структуры и характеристик дефектов в результате увеличения содержания хрома на уровне 35,5+42,8% может быть компенсировано уменьшением легирующих добавок в виде титана и алюминия.

Из приведенных выше рассуждений можно сделать вывод, что режим легирования влияет на свойства сплава №-Сг.

На третьем этапе исследовано влияние легирования азотом на свойства сплавов МьСг. При этом исследованы 9 образцов сплава ХНМ-1, которые представляли собой навески размером (15x15x1) мм3, с разным количеством азота в исходном состоянии (аустенизация при температурах 1090-И270°С, 0,5 ч) и после старения при температуре 500 °С в течение 1600 ч. Часть исследований проведена на образцах, состаренных при температуре 500 °С в течение 6000 ч [11].

Данные о химическом составе образцов и о свойствах образцов приведены в таблицах 4 и 5, а результаты исследований образцов приведены в таблицах 6.

Таблица 4. Химический состав исследуемых образцов.

Тауст» Зерно N2 Содержание других элементов, %

N1 Сг С ЭГ Мп Б ' Р Мо А1 Бе ТС

1090 - 0.06 55.4 42.5 0.03 0.21 0.04 0.004 0.004 1.26 0.1 0.3 0.1

1155 м 0.096 55.7 41 0.015 0.14 0.01 0.005 0.005 1.28 0.2 0.47 0.1

1250 к 0.096 56.7 41 0.015 0.14 0.01 0.005 0.005 1.28 0.2 0.47 0.1

1155 м 0.181 55.5 42 0.03 0.11 0.01 0.007 0.005 1.31 0.24 0.4 0.13

1270 к 0.181 55.5 42 0.03 0.11 0.01 0.007 0.005 1.31 0.24 0.4 0.13

где Тщст. - температура аустенизации, к - крупное, м - мелкое.

Таблица 5. Свойства образцов в зависимости от их химического состава.

Номер образца 1 ' 2 3 4 5 6 7 8 9

Содержание азота, % 0,096 0,181 0,06 0,096 0,096 0,181 0,181 0,096 0,181

Зерно н к н к м к м м м

Температура отжига, °С 0 0 500 500 500 500 500 500 500

Время выдержки, ч. 0 0 1600 1600 1600 1600 1600 6000 6000

где н - неизвестное, к - крупное, м - мелкое.

Таблица 6. Результаты расчетов характеристик дефектов и плотности электронов в бездефектной области для образцов №-Сг при легировании азотом. __

№ образца к|, пс-1 С„ см'3 Кь нм Фазовый

Ть, ПС ку, ю-3 ■ кс1, 10"4 с», 10й СсЬ 10м С*») Пъ, см"3 состав по данным ТЭМ П01

1 101.6 1.71 2.1 7.01 2.78 0.18 0.77 1.31 у + си

±5 ' ±0.12 ±0.15 ±0.52 ±0.2 (1) ±0.06

96.1 1.16 2.0 4.73 3.01 0.18 0.67 1.4

А ±6,2 ±0.12 ±0.2 ±0.5 ±0.32 (1) ±0.1 у + И!

"У 126.6 1,3 3.18 4.93 1.34 0.22 2.42 1.05 у + <*Г +

±6.5 «М ±0,24 ±0.37 ±0.1 . (2) ±0.05 ПВ-

122.6 2.0 3.97 7.15 1.76 0.2 2.3 1.1 у + СЦ + <Х2

±5,2 ±0.12 ±0.26 ±0.47 ±0.12 (2) ±0.04

< 116 1.7 3.2 6.37 . 1.7 0.2 1.92 1.15 у + а! + аг

±6.3 ±0.12 ±0.24 ±0.48 ±0.13 (2) ±0.06,. Л№Сг

6 114.5 ±5.2 1.8 ±0.11 3.51 ±0.22 7.3 ±0.47 2.54 ±0.16 0.18 (1) 1.41 ±0.05 + №гСг

7 109.5 1.77 3.26 7.25 2.16 0.18 1.54 1 1.22'1 у + а] + а2

±5.2 ±0.12 ±0.22 ±0.5 ±0.15 (1) ' ±0.06 ' + №2Сг

. 8 . 98.36 1.6 2.68 • 6.53 1.78 0,18 1.53 1.36 у + а! + аг

• ±6,2 ±0.13 ±0.22 ±0.54 ±0.15 (1) ±0.08' + №гСг

' о 97.21 1.27' ' 2.03 5.2 ' * 3.71 0.18 0.56 ' "1371 • 'У^йг'+аг

±5.2 ±0.11 ' ' ±0;18 ±0.46 ±0.33 (1) ±0,07

Здесь *щ - а - фаза после закалки; сс2 • а - фаза после старения, ПР - прерывистый распад. Остальные обозначения те же, что в таблице 3.

Из результатов, представленных в таблице 6 видно следующее.

• В образцах, легированных азотом, основным механизмом изменения времени жизни позитронов является изменение электронной плотности в бездефектной области.

• Увеличение содержания азота (в образцах № 3, 1 и 2) приводит к увеличению электронной плотности в бездефектной области и концентрации дефектов. Но концентрация дефектов вакансий в состоянии с более высоким содержанием азота (в образце № 2) уменьшилась. Из результатов экспериментов по электронной микроскопии [И] следует отметить, что увеличение содержания азота стимулирует уменьшение концентрации а-фазы и увеличение концентрации упорядоченной фазы №2Сг.

• В крупнозернистых образцах процесс упорядочения происходит, по-видимому, медленнее, чем в мелкозернистых образцах. В крупнозернистых образцах (в образцах № 4 и 6) наблюдается тенденция к уменьшению электронной плотности и увеличению концентрации дефектов по сравнению с мелкозернистыми образцами (образцами № 5 и 7). Этот эффект, по-видимому, объясняется стоком дефектов к границам зерен. Увеличение содержания азота стимулировало процесс упорядочения, как и в сплаве с мелким зерном, поэтому время жизни позитронов в состоянии с более высоким содержанием азота уменьшилось.

• При увеличении времени старения с 1600 до 6000 ч (в образцах № 8 и 9) увеличивается плотность электронов в бездефектной области до уровня, который был в исходных образцах (в образцах № 1 и 2). Из результатов экспериментов по электронной микроскопии [11] следует, что в этих образцах увеличение времени старения с 1600 до 6000 ч дало незначительный количественный прирост выделений КЙгСг. При этом также происходило выпадение частиц а - фазы в форме пластинок, что должно приводить к практически полному восстановлению плотности электронов до уровня, который был в исходных образцах.

Из анализа результатов следует, что фазовые изменения при старении начинаются с обособления а-фазы. Образование «¿-фазы при старении длительностью 1600 ч приводит снижению плотности электронов и увеличению концентрации вакансий. При этом образуются кластеры с большими размерами. Увеличение плотности электронных состояний означает, что увеличение содержания азота в сплаве ХНМ-1 стимулирует дальнее упорядочение. При увеличении времени старения сплава до 6000 ч возрастают параметры ближнего (в образце № 8 при содержании азота 0,096%) и особенно дальнего порядка (в образце № 9 при содержании азота 0,181%).

Отсюда можно сделать вывод, что результаты, полученные при применении метода измерения времени жизни позитронов, хорошо согласуются с данными, полученными методом электронной микроскопии [11]. Из анализа этих результатов видно, что режим легирования азотом влияет на свойства сплава №-Сг. Обнаружено, что на электронную плотность и концентрацию дефектов оказывает влияние также размер зерна и режим отжига.

Далее в этой же главе описываются результаты исследований сплавов №-Сг методом УРАФ. Экспериментальные исследования методом УРАФ были проведены в два этапа. На первом этапе исследовано влияние длительного старения на структурно-фазовую стабильность и свойства сплавов №-Сг. При этом исследованы 6 образцов сплавов №-Сг, размером (8*12х1)мм3, отожженные при температуре 450 °С в течение

40000 ч [4]. Перед старением сплавы подвергали аустенизации при 1050-Я 220 °С (в зависимости от содержания хрома) в течение 30 мин с последующим охлаждением в воде. Химический состав 8 образцов сплавов Ni-Cr приведен в таблице 7. Исследовались также по одному образцу №, Сг и Мо размером (10*10x1)mm3, обработанные при температуре 900 °С.

Результаты обработки экспериментальных данных, полученные при использовании программы ACARFIT для образцов Мо, Сг и Ni, и для образцов Ni-Cr показаны в таблице 8. Результаты расчетов параметров электронной структуры и характеристик дефектов для образцов Мо, Сг и Ni, и для образцов Ni-Cr показаны таблице 9. В этой таблице расчеты проводятся только для аппроксимации двумя параболами- одним гауссианом.

Таблица 7. Химический состав исследуемых образцов сплава Ni-Cr.

Образец Ni Сг Мо с Si Се

1 Осн. 32,11 1,28 0,027 0,006 0,06

2 Осн. 37,85 1,3 0,027 0,006 0,06

3 Осн. 38,9 1,3 0,022 0,005 0,06

4 Осн. 41,2 - 0,03 0,005 0,06

5 Осн. 41,35 1,3 0,028 0,005 0,06

6 Осн. 44,48 1,3 0,026 0,005 0,06

Таблица 8. Результаты обработки экспериментальных данных, полученные при

использовании программы ACARFIT для образцов Мо, Сг и Ni, и для образцов Ni-Cr.

Ор.мрад 0„ мрад Ip.%

«Г AW А ЖС. p2 ер OK ex Ipi Ip2 Isi

Мо P+G 8.68 5.1 ±0.16 - 11.42 11.78 ±0.04 - 4.6 ±0.6 - , 95.0 ±0.6 -

2P+G - 8.64 ±0.07 4.91 ±0 07 - 13.26 ±0.13 - 21.0 ±1.0 9.5 ±0.5 69.0 ±1.8 ■

2P+2G - 8.93 ±0.11 5.27 ±0.58 - 12.33 ±0.05 6.71 ±0.27 12.5 ±0.84 1.71 ±1.16 76.38 ±0.73 9.4 ±1.5

Сг P+G 6.54 5.7 ±0.14 - 12.52 11.5 ±0.06 - 6.0 ±1.0 - 93.0 ±1.0 -

2P+G - 7.0 ±0.2 4.72 ±0.22 - 12.13 ±0.1 - 9.0 ±1.0 4.0 ±1.0 85.0 ±1.0 -

2P+2G - 7.0 ±0.13 4.17 ±0.31 - 12.75 ±0.07 8.3 ±0.54 7.0 ±2.0 1.0 ±0.8 75.0 ±1.0 15.0 ±4.0

Ni P+G 6.75 4.88 ±0.08 - 11.5 11.02 ±0.06 - 12.7 ±0.8 - 87.0 ±0.8 -

2P+G - 6.42 ±0.11 3.76 ±0.12 - 11.7 ±0.12 - 17.0 ±1.0 6.7 ±0.7 76.0 ±1.0 -

2P+2G - 6.48 ±0.1 4.72 ±0.68 - 11.95 ±0.1 5.21 ±0.2 13.37 ±1.0 2.62 ±1.37 75.6 ±0.55 8.4 ±U4

Ni+32Cr +1Мо P+G 6.7 5.92 ±0.1 - 12.65 12.4 ±0.1 - 15.9 ±1.3 - 84.0 ±1.3 -

2P+G - 6.57 ±0.14 4.2 ±0.27 - 12.95 ±0.17 - 16.67 ±1.75 4.33 ±1.05 78.98 ±1.7 -

2P+2G - 6.52 ±0.2 4.23 ±0.54 - 13.1 ±0.1 7.52 ±0.73 14.9 ±2.7 2.9 ±1.3 76.83 ±1.25 5.37 ±4.86

Ni+38Cr +1Мо P+G 6.67 5.86 ±0.2 - 12.64 12.0 ±0.1 - 9.5 ±1.6 - 90.5 ±1.6 -

2P+G - 6.33 ±0.27 4.51 ±0.67 - 12.56 ±0.2 - 10.8 ±2.38 2.45 ±1.8 86.73 ±2.14 -

2P+2G 6.52 0.17 4.31 ±0.46 - 13.13 ±0.24 9.65 i ±1.45 ■8.88 ±2.37 1.63 ,±0,66 71.01-±3.37 -18.46 ±5.8

Ni+39Cr +1Мо P+G 6.66 5.47 ±0.1 - 12.64 12.8 . ±0.1 - 1U ±l.'l* • - 88.6 ±1.1 '

2P+G - 6.0 ±0.16 3.03 ±0.41 - 13.2 ±0.15 - 12.4 ±1.4 1.6' ±0.55 86.0 с. ±1.44 -

2P+2G - 6.27 ±0.14 3.22 ±0.24 - 13.74 ±0.21 10.04 ±1.21 10.77, ±1.83 1.85 ±0.33 72.93 ±2.71 14.43 ±4.42

Ni+41Cr P+G 6.67 5.68 ±0.1 - 12.64 13.1 ±0.2 - 16.0 ±1.0 - 83.0 ±1.0 ••

2P-K5 - 6.22 ±0.20 3.23 ±0.40 - 13.16 ±0.22 - 15.0 ±2.0 3.0 ±1.0 81.0 ±2.0

2P+2G - 6.23 ±0.2 3.2 ±0.4 - 13.7 ±0.1 8.03 ±1.0 14.0 ±3.0 2.0 ±0.7 75.0 ±2.0 7.0 ±6.0

Ni+41Cr +1Мо P+G 6.66 5.9 ±.05 - 12.64 14.3 ±0.1 - 19.4 ±0.6 - 80.5 ±0.6 -

2P+G - 6.44 ±0.08 4.1 ±0.2 - 14.5 ±0.11 - 17.6 ±1.0 3.88 ±0.7 78.52 ±0.84 -

2P+2G - 6.37 ±0.12 4.26 ±0.36 - 14.65 ±0.08 7.61 ±0.46 13.25 ±1.67 1.91 ±0.73 75.95 ±0.74 8.87 ±2.83

Ni+44Cr +1Мо P+G 6.65 5.21 ±0.1 - 12.64 12.5 ±.07 - 11.2 ±0.7 - 88.7 ±0.7 -

2P+G - 6.6, ±0.17 4.22 ±0.16 - 12.8 ±0.11 • - 10.46 ±1.37 5.36 ±0.8 84.16 ±1.35 -

2P+2G - 6.4 ±0.1 3.42 ±0.2 - 13.4 ±0.1 8.6 ±0.6 7.2 ±1.8 1.75 ±0.3 73.2 ±1.3 17.8 ±3.2

Здесь meo. и экс. обозначает значения, полученные из теоретических расчетов и из эксперимента, ep¡ и вр2 - углы пересечения первой и второй параболической кривой с осью абсцисс в, 0g¡ и - дисперсия первого и второго гауссиана, lp¡, Ip2, Ig¡ и Ig¡ -доли аннигиляции позитронов в соответствующих областях.

Таблица 9. Результаты расчетов параметров электронной структуры и характеристик

дефектов для образцов Мо, Сг и Ni и для образцов Ni-Cr.

Ер (эВ) Е„(эВ) Пр, 1022 см'3 rj экс el Си см'3 R,, нм

та>. F экс. F1 -ЭКС F2 £Г Э1С fcg «Г _эк ПР» С„ 10" 10" Я» (N,) Rd (N,)

Mo 18.7 19.1 ±0.3 6.16 ±0.2 50.0 67.4 ±1.3 38.5 38.3 ±0.9 5.97 ±0.1 9.95 ±0.5 22.5 ±1.3 0.26 Q) 0.52 (28)

Cr 11.1 12.2 ±0.7 5.7 ±0.5 60.1 56.4 ±0.9 16.6 20.4 ±1.7 2.43 ±0.1 3.24 ±0.3 7.2 ±1.8 0.27 (4) 0.54 (31)

Ni 11.4 10.5 ±0.4 3.61 ±0.2 50.7 52.3 ±1.0 18.2 15.7 ±0.8 1.72 ±0.1 7.76 ±0.4 15.3 ±1.6 0.26 № 0.53 (31)

Ni+32Cr +lMo 11.4 11.0 ±0.4 4.48 ±0.5 61.3 64.2 ±1.7 17.81 15.8 ±1.1 1.89 ±0.1 14.5 ±1.5 18.8 ±4.6 0.27 (4) 0.54 (32)

Ni+38Cr +lMo 11.3 10.2 ±0.8 5.2 ±1.5 61.2 60.4 ±1.9 17.62 15.0 ±1.9 1.71 ±0.2 7.24 ±1.6 8.21 ±6.0 0.27 (4) 0.53 (31)

Ni+39Cr +lMo 11.3 9.2 ±0.3 2.34 ±0.6 61.2 66.7 ±1.5 17.61 12.8 ±1.0 1.45 ±0.1 7.77 ±1.0 5.02 ±1.7 0.27 (4) 0.53 (31)

Ni+41Cr 11.3 9.88 ±0.6 2.66 ±0.6 61.2 66.3 ±2.2 17.65 14.3 ±1.4 - 1.63 ±0.1 10.3 ±1.4 10.0 ±3.4 0.27 (4) 0.55 (34)

,Ni+41Cr +lMo 11.3 10.6 ±0.2 4.3 ±0.4 61.2 80.5 ±1.2 17.6 15.8 ±0.6 1.8 ±0.1 13.2 ±0.7 14.6 ±2.6 0.27 (4) 0.54 (31)

Ni+44Cr+ lMo 11.3 11.1 ±0.5 4.55 ±0.3 61.2 62.8 ±1.1 17.53 17.1 ±1.3 1.95 ±0.1 7.7 ±1.0 19.8 ±3.0 0.28 (4) 0.55 (33)

Здесь Еп и еп - энергия Ферми, соответствующая первой (для области гомогенности) и второй (по-видимому, соответствующей зарождающейся фазе другого состава или дефекту) параболе, % - средняя энергия электронов остова, 1а и пР1 - число электронов проводимости и их концентрация, соответствующие первой параболе, С„ и Сс/ -концентрации дефектов двух различных типов, и - размеры дефектов двух различных типов, М, - условное число вакансий в дефекте.

Анализ данных таблиц 8 и 9 позволяет сделать следующие выводы.

• В образцах (№+32%Сг+1 %Мо) наблюдается наибольшая концентрация дефектов, эквивалентных мелким кластерам, по сравнению с другими образцами, что, по-видимому связано с наибольшим числом антифазных границ при таком составе сплава. При увеличении содержания хрома на уровне 32+39% наблюдается уменьшение числа и концентрации электронов проводимости, и концентрации дефектов, эквивалентных мелким кластерам, по сравнению с другими образцами. Но в образце сплава, содержащего 39%Сг, концентрация дефектов, эквивалентных мелким кластерам, увеличивается по сравнению с образцом сплава, содержащего 38%Сг. В отличие от образца, содержащего 32%Сг в образцах с содержанием хрома 38% и 39% наблюдается еще один остов. По-видимому, этот эффект может быть связан с происходящими при этой концентрации хрома структурными изменениями. Из результатов электронной микроскопии, полученных в работе [4], следует, что в образце сплава №+39%Сг+1%Мо более интенсивно развиваются зернограничные процессы, связанные с фазовым превращением и образованием ближнего порядка на границах зерен, по сравнению с остальными образцами сплава ИьСг-Мо. Процесс образования ближнего порядка сопровождается переходом части электронов проводимости в электронный остов, что и приводит к понижению энергии связи электронов в остове, наблюдаемой в эксперименте.

• При содержании хрома 41% (без молибдена и с молибденом) наблюдается увеличение числа и концентрации электронов проводимости и концентрации дефектов, эквивалентных мелким кластерам. При увеличении содержания хрома до уровня 44% наблюдается увеличение числа и концентрации электронов проводимости и уменьшение концентрации дефектов, эквивалентных мелким кластерам, по сравнению с образами 41%Сг (без молибдена и с молибденом). Кроме образца с содержанием 41% хрома (без молибдена), в этих образцах наблюдается второй остов. Из результатов экспериментов по электронной микроскопии, полученных в работе [4], следует, что в образце сплава N1+41 %Сг+1 %Мо более вяло протекают фазовые превращения по сравнению с образцами сплава №+39%Сг+1%Мо. Матрица имеет твидовый контраст, т.е. ближнее упорядочение. Дальнее упорядочение не обнаружено. В образце сплава №+44%Сг+1%Мо снижается электросопротивление за счет интенсивного выделения а-фазы и образования фазы №гСг, т.е.происходит процесс дальнего упорядочения.

• Уменьшение числа электронов проводимости и их концентрации в образцах сплава №+39%Сг+1%Мо, по сравнению с образцами №+41%Сг и №+41%Сг+1%Мо, показывает, что в сплаве №+39%Сг+1 %Мо выше степень ближнего упорядочения, от которой зависит уровень рекомбинации вакансий и междоузельных атомов при нейтронном облучении и стабильность механических свойств сплавов.

Обращает на себя также внимание немонотонная зависимость числа позитронов, проаннигилировавших на электронах второго ионного остова. Это эффект, по-видимому, связан с аннигиляцией позитронов у поверхности второй фазы. Этот результат можно интерпретировать следующим образом. В образце, содержащем

32%Сг+1°/оМо выпадение второй фазы по границам зерна еще не наблюдается. При возрастании содержания хрома до 38% происходит выпадение второй' фазы на поверхности зерна, причем этот процесс происходит неодинаково для образцов с содержанием хрома 39% и 41%. Следует отметить, что выпадения второй фазы'йа поверхности зерна вообще не наблюдается в сплаве, содержащем 41% хрома и не содержащем молибдена. В сплаве, содержащем 44%Сг+1%Мо, выпадение второй фазы по границам зерен увеличивается.

Результаты, полученные при применении методом УРАФ, находятся в качественном соответствии с результатами исследований сплавов методом электронной микроскопии [4]. Из анализа этих результатов видно, что режим термообработки (длительного старения) влияет на структурно-фазовую стабильность и свойства сплавов N¡-0.

Следует отметить, что экспериментальные значения энергии Ферми несколько отличаются от данных, полученных из теоретических расчетов модели свободного электронного газа. Это, по-видимому, связано с необходимостью учета несферичности поверхности Ферми в сплаве, так как в результате легирования другими элементами в сплаве форма поверхности Ферми меняется. В этой же главе приведены результаты расчетов изменений энергии Ферми в исследуемых образцах. В результате легирования хрома и молибдена в сплаве изменяется значение энергии Ферми порядка 1 эВ/ат.%примесей в зависимости от содержания хрома и молибдена.

На втором этапе исследовано влияние режима термообработки и легирования на свойства сплавов №-Сг. Исследовались 9 образцов сплава №-Сг, содержащие хрома 38%, 40%, и 42%, представляющие собой навески размером (35x30x1) мм3, обработанные при различных температурах. Перед отжигом сплавы подвергали аустенизации при температуре 1050 °С в течение 30 мин с последующим охлаждением в воде. Микроструктура сплавов создавалась последующими отжигами при температуре 500 °С длительностью 10 и 90 ч. Результаты обработки экспериментальных данных, полученные при использовании программы АСАЛПТ для образцов №-Сг показаны в таблице 10. Результаты расчетов параметров электронной структуры и характеристик дефектов для образцов №-Сг показаны в таблице 11. В этой таблице расчеты проводятся только для аппроксимации двумя параболами- одним гауссианом.

Таблица 10. Результаты обработки экспериментальных данных, полученные при

бр, мрад 0е,мрад 1р,% 1ю%

ег Л5В 9Р1 Л экс. еР2 0Г ЛЭК 81 1Р. 1-2 I,.

№+38Сг (закалка, 1050 °С) 1 Р-КЗ 6.66 ,5.62 ±0.06 - 14.1 13.86 ±0.08 - 15.6 ±0.6 - 84.4 ±0.6 -

2Р-КЗ - 6.41 ±0.12 4.35 ±0.2 - 14.15 ±0.1 - 13.66 ±1.15 4.84 ±1.0 81.5 ±0.82 -

2Р+2в - 6.45 ±0.13 4.5 ±0.27 - 14.31 ±0.1 4.34 ±9.77 13.87 ±2.3 4.43 ±3.24 80.95 ±0.82 0.74 ±5.15

№+38Сг (отжиг, 500°С, 10ч) Р-КЗ - 5.71 ±0.06 - - 14-13 ±0.07 13.8 ±0.58 - 86.2 ±0.58 -

2РЮ - 6.93 ±0 24 5.17 ±0.16 - 14.43 ±0.1 8.61 ±1.47 7.94 ±1*38 83.44 ±0.82 -

2?+2в - 6.95 ±0 25 5.24 ±0.17 - 14.44 ±0.1 0.83 ±0.43 8.47 ±1.58 8.02 ±1.52 83.35 , ±0.83. 0.14 ±0.07

№+38Сг (отжиг, 500°С, 90ч) Р+в ■ 5.75 ±0 07 - - 14 13 ±0 1 - 14.28 ±0 73 - 85 72 ±0.73 -

2Р+С - 65 ±0.25 4 72 ±0.25 - 14.1 ±0.11 - 9.7 ±1.7 5 44 ±1 55 84.87 ±0.96 -

2Р+2С - 6.77 ±0.24 4 84 ±0.25 - 14 32 ±0.11 3.27 ±11.7 9.83 ±153 6.34 ±1.66 83.67 ±1.0 0.15 ±1.21

№+40Сг (закалка, 1050 °С) Р+в 6 65 5 63 +0 05 - 14.0 13 72 ±0 06 - 14.0 ±0.54 - 86.0 ±0 54 -

2Р-К} - 7.05 ±0 17 4.88 ±0 11 14 04 ±0.1 - 9.77 ±1.02 7.96 ±0.83 82.27 ±0.8 -

2Р+2С - 71 ±0 2 506 ±0.16 14.06 ±0 1 47 +4 61 94 ±1 7 7.15 ±2 6 82.14 ±0 83 1.3 ±3.85

№+40Сг (отжиг, 500°С, 10ч) Р+в - 5.7 ±0 1 - 13.86 ±0.1 - И 46 ±0 82 - 88 53 ±0.82 -

2Р-К} - 6.0 +0.14 3.03 ±0.62 14 0 ±0.1 - 11.03 ±0.94 1.0 ±0.48 88.06 ±0.88 -

2Р+2в - 5.95 ±0.23 3.66 ±2.68 13 94 ±0.15 5.87 ±2.43 8.72 ±3.81 0.4 ±1.82 87.53 ±2.01 4.15 ±6.42

М+40Сг (отжиг, 500°С, 90ч) Р+в - 572 ±0 07 - 14.23 ±0 1 - 14.1 ±0 7 - 86.0 ±0.7 •

2Р+в - 6.57 ±0.24 4 85 ±0.22 14.4 ±0.11 - 9.62 ±1.0 6.1 ±1.6 84 28 ±1.0 -

2Р+20 - 6.93 ±0.25 4.94 ±0.16 14.62 ±0 11 144 ±2.62 9.35 ±1.43 7.67 ±1.25 83.05 ±0.96 0.07 ±0.16

№+42Сг (закалка, 1050 °С) Р+в 6.64 5 85 ±0 06 - 13.88 13.8 ±0 08 - 15.35 ±0.64 - 84.64 ±0.64 -

2Р+в - 693 ±0.1 4 25 ±0 14 14 62 ±0.1 - 15.74 ±0 9 5.41 ±0 6 78.84 ±0.8 -

2Р+2в ■ 7.0 ±0.2 46 ±0.46 14.8 ±0.2 7.4 ±0 84 10.0 ±2.57 2.12 ±1.42 76.2 ±2.57 11.67 ±5.46

№+42Сг (отжиг, 500°С, 10ч) Р+в - 5.83 ±0.05 - 13 93 ±0.06 - 14.18 ±0.54 - 85.81 ±0.54 -

гр+в - 6 06 ±0.07 3 01 ±0 34 14.0 ±0 07 - 13.91 ±0.61 1.03 ±0.3 85.05 ±0.6 -

2Р+2Э - 6.44 ±0.12 5.02 ±0.54 14 12 ±0 11 6.4 ±1.43 9.81 ±2.5 2 83.57 ±1.53 4.61 ±3.76

№+42Сг (отжиг, 500°С, 90ч) р+в - 5 24 ±0 06 - 13 56 ±0.05 - 10.33 ±0.43 - 89.67 ±0.43 -

■ 5 76 ±0.1 3 66 ±0.27 13 74 ±0.06 - 9.88 ±0.7 1 9 ±0 51 88 22 ±0 55 •

2Р+2С - 6 12 ±0 23 5.08 ±0.54 14.0 ±0.11 6 54 ±0 87 5.0 ±2.17 2 86.01 ±17 7.0 ±3.6

Здесь обозначения те же, что в таблице 8.

Таблица 11. Результаты расчетов параметров электронной структуры и характеристик

дефектов для образцов №-Сг (для двух парабол и одного гауссиана).

Ер (эВ) е,(эВ) Пр, 10й см3 У ЭКС с1 Сьсм3 И,, нм

„то Ьр экс ЬГ1 сжс тео „экс В пР ПР1 Г 10" Сс, 10й Я, <N0 11С1 (М„). .

№+38Сг (закалка 1050°С) 11.46 10.5 ±0.4 4 83 ±0.4 76 2 76.7 ±1.1 17 6 15.6 ±0.8 178 ±0 1 9 75 ±0.8 17.2 ±3 5 0 27 (4) 0 54 (32)

N1+3 8Сг (отжиг, 500°С, 10 ч) - 12.2 ±0.8 6.83 +0 4 - 79 8 ±1.1 - 19 7 ±2 0 225 ±0 2 65 ±1.1 30 0 ±5 2 0.27 (4) 0.54 (31)

№+38Сг (отжиг, 500°С, 90 ч) - 10 8 ±0 8 5 7 ±0.6 - 76 2 ±1.2 - 16.3 ±1 8 1 85 ±0.2 6.16 ±11 17.3 +5 0 0.27 (4) 0 54 (31)

№+40Сг (закалка 1050°С) 11.44 12.7 ±0.6 6.08 ±0.2 76.1 75.5 ±1 0 17.5 20 8 ±1 5 2 37 ±0 1 7.87 +0 8 32.0 ±3 3 0.27 (4) 0.54 (32)

№+40Сг (отжиг, 500°С, 10 ч) - 9.2 ±0.4 2.34 ±1.0 - 75.1 ±1.0 - 12 8 ±1.0 1.46 ±10 6.76 ±0.6 3 06 ±1.4 0.27 (4) 0 53 (30)

№+40Сг (отжиг, 500°С, 90 ч) - 12 2 ±0 8 6.23 ±0 4 - 82 0 ±12 - 19 7 ±2.1 2 25 ±0.2 6 63 ±0.7 210 ±5.5 0.27 (4) 0.54 (31)

№+42Сг (закалка 1050°С) 11.42 12.2 ±0.3 4 61 ±0.3 76 81.9 ±1.1 17.4 19.7 ±0.8 2 26 ±0.1 12.5 ±0.1 21.6 ±2.4 0 27 (4) 0 54 (31)

№+42Сг (отжиг, 500°С, 10 ч) - 9.38 ±0.2 2.31 ±0.5 - 75.1 ±0.7 - 13 2 ±0 4 1.51 ±0.1 95 +0.4 3.5 ±1 0 0.27 (4) 0.6 (40)

№+42Сг (отжиг, 500°С, 90 ч) - 8.47 ±0.3 3.42 ±0.5 - 723 ±0 6 - 11 3 ±0.6 1.3 ±0.1 5.6 ±0.4 5 42 ±1.4 0.27 (4) 0.53 (30)

Здесь обозначения те же, что в таблице 9.

Из анализа данных таблиц 10 и 11 можно придти к следующим выводам.

• В образце сплава, содержащего 38% Сг, закаленного при температуре 1050°С наблюдается наибольшая концентрация дефектов, эквивалентных кластерам небольших размеров, и наименьшая концентрация электронов проводимости по сравнению с отожженными образцами сплава, содержащего 38% Сг. При температуре отжига 500°С в течение 10 ч наблюдается уменьшение концентрации дефектов, эквивалентных кластерам небольших размеров, и увеличение концентрации электронов проводимости по сравнению с закаленным образцом. При этом увеличивается концентрация дефектов, эквивалентных кластерам различных размеров При повышении длительности отжига до 90 ч уменьшается концентрация электронов проводимости и концентрация дефектов, эквивалентных кластерам различных размеров. Феномен изменения концентрации и типа дефектов структуры в этих образцах связан с кинетическими процессами, протекающими при закалке и отжиге образцов. Закалка образца при температуре 1050°С приводит к образованию большой концентрации неравновесных дефектов, в частности, комплексов вакансия/межузельный атом, а также областей, в которых большое количество атомов оказывается вне соответствующих им узлах решетки. В начальной стадии отжига при температуре 500°С в течение 10 ч, происходит высвобождение вакансий из комплексных ловушек, с высокой диффузией межузельных атомов к стокам, которыми являются границы зерен и поверхности кристалла. При определенной «рекристаллизации» областей (возвращение атомов в соответствующие им узлы решетки) за счет диффузионного механизма происходит объединение части одиночных вакансий в мелкие кластеры, которые постепенно за счет «упругого» взаимодействия объединяются в крупные (устойчивые) кластеры, размер которых эффективно не отличается от размера кластеров для закаленного

образца. Последующий отжиг с длительностью 90 ч, приводит к тому, что часть кластеров разрушается, и возникшие мелкие дефекты попадают на стоки

• В образце сплава, содержащего 40% Сг, закаленного при температуре 1050°С также наблюдается наибольшая концентрация дефектов, эквивалентных кластерам небольших размеров, и концентрация электронов проводимости по сравнению с отожженными образцами. По сравнению с образцами сплава, содержащего 38%, в образцах сплава, содержащего 40%Сг наблюдается уменьшение концентрации дефектов, эквивалентных кластерам небольших размеров, увеличение энергии Ферми и концентрации электронов проводимости. При этом увеличивается концентрация дефектов, эквивалентных кластерам различных размеров. Величина энергии ионизации электронов ионного остова, соответствующего основной фазе, не изменилась так же, как в образце сплава, содержащего 38%Сг. Увеличение энергии Ферми и концентрация дефектов, эквивалентных кластерам различных размеров по сравнению с образцом, содержащего 38%Сг, указывают на наличие серьезных возмущений в электронной подсистеме (их можно в первом приближении рассматривать, как признак несферичности поверхности Ферми в сплаве) и на увеличение скопления вакансий с неоднородностью, представляющую собой некоторое примесное состояние сплава. Скорее всего, в исследуемом образце на границах кристаллов начинают появляться выделения новой фазы, которые в свою очередь окружены областями ближнего упорядочения, но имеют довольно малый размер, по порядку величины не отличающийся от хараетерного размера «вакансионных» кластеров. При температуре отжига 500°С в течение 10 ч сохранилась неизменной только значение энергии ионизации электронов остова, соответствующего основной фазе, а изменение всех остальных экспериментальных характеристик сильно отличается от изменений в остальных образцах, содержащего 40%Сг. Это связано с малой статистикой эксперимента. При повышении длительности отжига до 90 ч наблюдается уменьшение концентрации дефектов, эквивалентных кластерам различных размеров, и концентрации электронов проводимости по сравнению с закаленным образцом. Феномен исчезновения дефектов при отжиге такой же, как в образце сплава, содержащего 38%Сг.

• В образце сплава, содержащего 42%Сг, закаленного при температуре 1050°С наблюдается наибольшая концентрация дефектов, эквивалентных кластерам различных размеров, и концентрация электронов проводимости по сравнению с отожженными образцами сплава, содержащего 42%Сг. По сравнению с закаленными образцами, содержащими 38%Ст и 40%Сг, в образце сплава, содержащего 42%Сг увеличивается концентрация дефектов, эквивалентных кластерам небольшие размеров. Концентрация электронов проводимости несколько уменьшается по сравнению с образцом сплава, содержащего 40%Сг. Уменьшается концентрация дефектов, эквивалентных кластерам различных размеров, и концентрация электронов проводимости по сравнению с закаленным образом сплава, содержащего 42%Сг, как при температуре отжига 500°С в течение 10 ч, так и при повышении длительности отжига до 90 ч. Феномен исчезновения дефектов при отжиге такой же, как в образце сплава, содержащего 38% Сг, но концентрация дефектов, эквивалентных кластерам различных размеров, существенно уменьшается при отжиге по сравнению с отожженными образцами сплава, содержащих 38% и 40%Сг. В отличие от образцов, содержащих 38%Сг и 40%Сг, в образцах с содержанием хрома 42% наблюдается второй остов. По-видимому, этот эффект может быть связан с происходящими при этой концентрации хрома структурными изменениями, связанными с образованием твердого раствора никеля в

хроме на границе зерна ЭДгСт. Но, ¡по-видимому, из-ва недостаточной статистики эксперимента, вычисление его образования с большей точностью не представлялось возможным.

<♦ Результаты, полученные при применении методом УРАФ, находятся в качественном соответствии с результатами исследований сплавов методами измерения электросопротивления и электронной микроскопии. Из анализа этих результатов видно, что режим термообработки влияет на свойства сплава М-Сг.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Разработана и впервые применена методика определения изменений параметров электронной структуры и характеристик дефектов! в сплавах на основе №-Сг, основанная на ¡применении комплекса методик} измерения времени жизни позитронов в веществе и измерения углового распределения аннигиляционных фотонов с последующими расчетами, использующими модель захвата позитронов в структурных дефектах сплава.

2. Выявлены изменения электронной плотности и характеристик дефектов в сплавах №-Сг при различных режимах термообработки и легировании методом измерения времени жизни позитронов.

« Установлено, что при легировании сплава различными малыми концентрациями примесей может происходить как увеличение, так и уменьшение электронной плотности, причем последнее зависит от валентности введенной примеси.

» Показано, что во всех образцах существуют структурные неоднородности двух типов, эквивалентное кластерам различных размеров.

3. Благодаря проведенному исследованию влияния легирования азотом на электронную структуру и распределение дефектов $ образцах сплавов №-Сг с различными размерами зерна и при различных режимах [термообработки показано, что:

• основным механизмом изменения времени жизни позитронов в этих сплавах является изменение электронной плотности в бездефектной области;

« в крупнозернистых образцах процесс упорядочения происходит, по-видимому, медленнее, чем $ мелкозернистых образцах, в крупнозернистых образцах наблюдается тенденция к уменьшению электронной плотности и увеличению концентрации дефектов по сравнению с мелкозернистыми образцами, этот эффект, па-видимому, объясняется стоком дефектов к границам зерен.

4. Методом измерения углового распределения анигиляционных фотонов исследовано изменение электронной плотности и дефектов структуры в сплавах №-Сг с различным содержанием хрома при различных режимах термообработки:

* установлено, что в сплавах, содержащих Мо, при возрастании содержания хрома до 38% происходит выпадение второй фазы на поверхности зерна №2Сг, причем этот процесс происходит неодинаково для образцов с содержанием хрома 39% и 41%;

щ в сплаве, не содержащем Мо, выпадение второй фазы на поверхности зерна МгСт происходит при содержании 42%Ст;

« в сплаве, содержащем 44%Сг+1%Мо, концентрация второй фазы по границам зерен увеличивается.

5. Показано, что феномен изменения концентрации и типа дефектов структуры в сплавах №-Сг, не содержащих Мо, при увеличении содержания хрома| в интервале

концентрации 38+42%, связан с перераспределением хрома в фазе Ni2Cr, приводящем к увеличению содержания хрома на границах фазы. Наблюдается хорошее соответствие экспериментальных данных с результатами экспериментов по электронной микроскопии и измерения электросопротивления.

6. На основании полученных экспериментальных результатов о концентрационной зависимости дефектов от состава образца и режимов его термообработки выработана практическая рекомендация. Целесообразно-

• применять сплавы, содержащие 42% Сг;

• подвергать их отжигу при температуре 500°С в течение 90 часов.

Основные результаты работы опубликованы в следующих научных трудах;

1. Зин Мин У, В.Ю.Милосердии, В.Т.Самосадный, В.П.Колотушкин, В.Н.Речицкий, Исследование влияния легирования и термообработки на электронную структуру и дефекты структуры сплавов Ni-Cr методом аннигиляции позитронов, Физика и химия обработки материалов, 2005, № 4, с.12-16.

2. В.И.Графутин, Зин Мин У, В.П.Колотушкин, В.Ю.Милосердин, А.Ю.Мищенко, В.Н.Речицкий, В.Т.Самосадный, Ю.В.Фунтиков, Ю.В.Штоцкий, Исследование изменений электронной структуры и дефектов структуры сплавов на основе Ni-Cr методом измерения углового распределения аннигиляционных фотонов (УРАФ), Физика и химия обработки материалов, 2007, №1, с.68-72.

3. Зин Мин У, В.Ю.Милосердин, А.Ю.Мищенко, В.Т.Самосадный, Исследование сплавов на основе Ni-Cr методом аннигиляции позитронов, Сборник тезисов «II франко-российский семинар "Новые достижения в материаловедении "», МИСиС, 2005, с.40-41.

4. Зин Мин У, В.Ю.Милосердин, А.Ю.Мищенко, В.Т.Самосадный, Исследование изменений структуры сплавов на основе Ni-Cr методом аннигиляции позитронов, Сборник тезисов «XIII международная конференция студентов, аспирантов и молодых ученых по фундаментальным наукам "Ломоносов-2006"», секция "Физика", Физический факультет МГУ, 2006, Т.2, е.139-141.

5. Зин Мин У, В.П.Колотушкин, В.Ю.Милосердин, О.В.Мынцова, В.Н.Речицкий, В.Т.Самосадный, Исследование влияния легирования и режима термообработки на электронную структуру и дефекты структуры сплавов Ni-Cr и Fe-Cr методом аннигиляции позитронов, Сборник научных трудов, научная сессия МИФИ-2005, Т.9, с.103-104.

6. В.И.Графутин, Зин Мин У, В.П.Колотушкин, В.Ю .Милосердии, А.Ю.Мищенко, В.Н.Речицкий, В.Т.Самосадный, Ю.В.Фунтиков, Ю.В.Штоцкий, Исследование изменений элекгронной структуры и дефектов структуры сплавов на основе Ni-Cr методом аннигиляции позитронов, Сборник научных трудов, научная сессия МИФИ-2006, Т.9, с.103-104.

7. В.И.Графутин, Зин Мин У, У.Н.Курельчук, В.П.Колотушкин, В-Ю.Милосердин, А.Ю.Мищенко, В.Н.Речицкий, В.Т.Самосадный, Ю.В.Фунтиков, Исследование структурных превращений в сплавах на основе Ni-Cr методом измерения углового распределения аннигиляционных фотонов, Сборник научных трудов, научная сессия МИФИ-2007, Т.5, с.116-117.

ЦИТИРУЕМАЯ ЛИТЕРАТУРА

1. М.И.Солонин, С.Н.Вотинов, В.П.Колотушкин и др., Сплав ХНМ-1 как перспективный материал для элементов Конструкций ядерных и термоядерных реакторов с водным теплоносителем, Вопросы атомной науки и техники, Серия: Материаловедение и новые материалы, 1995, Т.1(52), с. 13-20.

2. В.П.Кондратьев, М.И.Солонин, В.Н.Речицкий, Т.А.Красина, В.П.Колотушкин, Сплав ХНМ-1 как альтернативный материал корпусов реакторов типа ВВЭР, Вопросы атомной науки и техники, Серия: Материаловедение и новые материалы, 2001, Т.1(58), с. 79-85.

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

4. В.П.Колотушкин, В.П.Кондратьев, А.В.Лаушкин, В.Н.Речицкий, Влияние длительного старения на структурно-фазовую стабильность и свойства никель-хромовых сплавов, Металловедение и термическая обработка металлов, 2003, № 11, 710.

5. В.И.Графутин, Е.П.Прокопьев, Применение позитронной шшигиляционной спектроскопии для изучения строения вещества, Успехи физических наук, 2002, Т.172(1), с.67-84.

6. В.И.Гольданский, Физическая химия позитрона и позитрония, М.:«Наука», 1968, 173 с.

7. P.Kirkegaard, N.J.Pedersen, M.Eldrup, PATFIT-88: A data-processing system for .positron annihilation spectra on mainframe and personal computers, February 1989 - revised August 1997 - reprinted November 2003, Riso National Laboratory, DK-4000 Roskilde, Denmark.

8. J.Kansy, Microcomputer program for analysis of positron annihilation lifetime spectra, Nuclear Instruments and Methods in Physics Research A 374,1996,235-244.

9. G.Dlubek, N.Meyendorf, O.Brummer, An Estimation of the angular correlation curves being characteristic of positron annihilation in dislocations, vacancies, and vacancy clusters in Ni, Crystal Res&Technol. 18, 1983, №6,805-812.

10.В.П.Колотушкин, В.Ю.Милосердин, В.Т.Самосадный и др., Исследование структурных изменений в сплавах Ni-Cr при различных режимах термообработки и легировании методами электронной микроскопии и аннигиляции позитронов, Вопросы атомной науки и техники, Серия: Материаловедение и новые материалы, 2004, Т.4(2), с. 436-445.

11.В.П.Колотушкин, В.Н.Речицкий, В.Ю.Милосердин, А.А.Парфенов, О влияния азота на фазовый распад сплава ХНМ-1, Вопросы атомной науки и техники, Серия: Материаловедение и новые материалы, 2001, Т. 1(58), с. 54-64.

Подписано в печать 05.04.2007 г. Исполнено 06.04.2007 г. Печать трафаретная.

Заказ №251 Тираж: 75 экз.

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

Введение.

Глава 1. Состояние вопроса.

1.1 Диаграмма состоянии системы Ni-Cr и основные свойства ее сплавов.

1.2 Исследование сплавов Ni-Cr физическими методами.

1.3. Исследование металлических сплавов методом аннигиляции позитронов.

1.3.1. Основные методы позитронной спектроскопии.

1.3.1.1. Измерение времени жизни позитронов в веществе.

1.3.1.2. Метод измерения углового распределения аннигиляционных фотонов (УРАФ).

1.3.2.3. Метод измерения уширения аннигиляционной линии.

1.3.2. Взаимодействие позитронов с дефектами твердых тел.

1.3.3. Сравнение возможности метода аннигиляции позитронов с другими методами при исследовании характеристик дефектов.

Глава 2. Экспериментальные методики и расчеты.

2.1. Экспериментальная установка для измерения времени жизни позитронов

2.1.1. Технические характеристики.

2.1.2. Принцип работы спектрометра измерения времени жизни позитронов

2.1.3. Краткое описание конструкции спектрометра.

2.1.4. Калибровка спектрометра для измерения времени жизни позитронов

2.1.5. Обработка результатов измерения времени жизни позитронов.

2.2. Экспериментальная установка для измерения одномерного углового распределения аннигиляционных фотонов.

2.2.1. Технические характеристики.

2.2.2. Принцип работы спектрометра УРАФ.

2.2.3. Краткое описание конструкции спектрометра.

2.2.4. Регистрирующий тракт спектрометра УРАФ.

2.2.5. Обработка результатов измерения углового распределения аннигиляционных фотонов.

2.3. Расчетные методы.

2.3.1. Определение характеристик дефектов в сплавах Ni-Cr.

2.3.1.1. Определение характеристик дефектов в веществе по измерению характеристик аннигиляции позитронов при условии(£ < Ль).

2.3.1.1.1. Модель захвата позитронов, применяемая при измерениях времени жизни позитронов.

2.3.1.1.2. Модель захвата позитронов, применяемая при измерениях методов определения углового и энергетического распределения аннигиляционных фотонов.

2.3.1.2. Определение характеристик дефектов в веществе по измерению характеристик аннигиляции позитронов при условии^ > Хь).

2.3.2. Определение изменений электронной структуры в результате взаимодействия позитронов с электронами в твердых телах.

2.3.2.1. Определение параметров электронной структуры методом углового распределения аннигиляционных фотонов.

2.3.2.2. Определение параметров электронной структуры методом измерения времени жизни позитронов.

2.3.3. Расчетные методики оценки характеристик взаимодействия позитронов с веществом.

2.3.3.1. Определение коэффициента захвата позитронов.

2.3.3.2. Определение коэффициента диффузии позитронов.

2.3.4. Анализ экспериментальных результатов измерений и расчетных значений времен жизни позитронов в металлах.

Глава 3. Определение параметров электронной структуры и характеристик дефектов в образцах сплавов Ni-Cr.

3.1. Исследование образцов сплавов Ni-Cr методом измерения времени жизни позитронов.

3.1.1. Исследование влияния режимов термообработки на микроскопические свойства сплавов Ni-Cr и поиск оптимального режима термообработки.

3.1.2. Исследование влияния легирующих добавок с малой концентрацией на микроскопические свойства сплавов Ni-Cr.

3.1.3. Исследование влияния легирования азотом на микроскопические свойства сплавов Ni-Cr.

3.1.4. Обсуждение результатов, полученных методом измерения времени жизни позитронов.

3.2. Исследование образцов сплавов Ni-Cr методом углового распределения аннигиляционных фотонов.

3.2.1. Исследование влияния длительного старения на структурно-фазовую стабильность и микроскопические свойства сплавов Ni-Cr.

3.2.2. Определение изменений энергии Ферми в сплаве Ni-Cr при легировании другими элементами.

3.2.3. Исследование влияния режима термообработки и легирования на микроскопические свойства сплавов Ni-Cr.

3.2.4. Анализ кинетических процессов в исследуемых сплавах Ni-Cr, протекающих при изменении концентрации хрома.

3.2.5. Обсуждение результатов, полученных методом углового распределения аннигиляционных фотонов.

Актуальность. Сплавы на основе никеля, в отличие от сплавов на основе железа, характеризуются значительно более высокой жаропрочностью в температурном интервале 700-г900 °С и поэтому находят весьма широкое применение в различных отраслях науки и техники. В ядерной энергетике использование сплавов на никелевой основе в какой-то мере ограничено из-за их высокой себестоимости. Одним из сплавов, нашедших применение в ядерной энергетике, является сплав на основе Ni-Cr, как правило, допированный молибденом. Он перспективен как конструкционный материал для изготовления деталей и узлов реакторов на быстрых нейтронах, а также как материал для оболочек твэлов водо-водяных энергетических реакторов, работающих при температуре теплоносителя порядка 300 °С, и как материал для первой стенки водоохлаждаемого бланкета термоядерного реактора ИТЭР [1-6].

Известно, что оптимальные радиационная и коррозионная стойкости данных сплавов достигается в том случае, когда возникает ближний порядок в расположении атомов никеля и хрома [1-6]. Формирование ближнего порядка по типу ближнего упорядочения может сопровождаться возникновением кластеров на границах между фазами. Кроме того, в самих новых нарождающихся фазах может значительно измениться электронная структура той области, в которой происходит упорядочение.

Физико-механические свойства сплавов определяются их электронной плотностью фазового состояния и характеристиками образующихся структурных дефектов. При облучении происходит перераспределение атомов и вакансионных дефектов, а также изменяется их электронная структура. Это перераспределение и, следовательно, физико-механические свойства зависят от начального состояния образца, т.е. от режима термообработки и его легирования. Таким образом, исследование изменения параметров электронной структуры и характеристик дефектов в зависимости от режима термообработки и его легирования дает возможность получить информацию об изменении физико-механических свойств сплавов. Настоящая работа посвящена разработке методики определения этих характеристик.

Для исследования изменений электронной структуры и дефектов структуры применен метод аннигиляции позитронов, обладающий высокой чувствительностью к изменением электронной структуры и дефектам вакансионного типа. Основными методиками позитронной диагностики являются метод измерения времени жизни позитронов в веществе, метод измерения углового распределения аннигиляционных фотонов, и метод измерения доплеровского уширения аннигиляционной линии. Из всех перечисленных методик наиболее информативным методом представляется измерения времени жизни позитронов и измерения углового распределения аннигиляционных фотонов (УРАФ), примененные для исследования свойств материалов в работах [7-16]. При совместном применении метода УРАФ и метода измерения времени жизни позитронов получается наиболее точная информация об электронной структуре и о дефектах структуры исследуемого материала.

Суть метода заключается в том, что испущенные позитроны из источника замедляются в образце и аннигилируют с электронами, образуя аннигиляционные фотоны. Время жизни позитронов в образце до аннигиляции, угол разлета аннигиляционных фотонов и изменение их энергетического распределения зависят от плотности электронов и распределения импульсов электронов проводимости и ионного остова в месте нахождения позитронов. Поскольку электронная структура в дефекте отличается от электронной структуры в бездефектной области, характеристики аннигиляции позитронов также различаются, т.е. изменяются характеристики временного и импульсного распределения аннигиляционных фотонов. По различию плотности электронов и распределения импульсов электронов в бездефектной области и в дефекте можно диагностировать как изменения электронной плотности, так и дефекты структуры исследуемого материала.

Наличие дефектов (точечных, линейных, и.т.д) в твердом теле вызывает локальное изменение электронной плотности. Поведение позитрона зависит от величины плотности электронов и распределения электронов проводимости и ионного остова по их импульсам. При определенных условиях позитрон может захватываться дефектом и аннигилировать в нем. Следовательно, характеристики излучения непосредственно связаны с электронной плотностью и с импульсным распределением электронов в месте аннигиляции позитрона в бездефектной области и в дефекте исследуемого образца. Это позволяет собрать информацию о распределении электронной плотности и об импульсном распределении электронов исследуемого образца. В большинстве твердых тел позитроны эффективно захватываются в дефекты кристаллической решетки, причем характеристики аннигиляции позитронов существенным образом зависят от вида и концентрации дефектов. Поэтому, данный метод обладает высокой чувствительностью к дефектам кристаллической структуры и позволяет идентифицировать типы дефектов.

Благодаря отмеченным особенностям в последние годы позитронный метод находит все более широкое применение при исследовании радиационной стойкости различных металлов и сплавов, в физике тонких пленок и полупроводниковом приборостроении, при исследовании полимеров, при изучении высокотемпературной сверхпроводимости, а также при исследовании газонаполненных пузырей, образующихся при эксплуатации в реакторе в перспективных конструкционных материалах [17-27]. Данный метод относится к методам неразрушающего контроля [28]. Эта особенность дает возможность проведения измерений при различных температурах исследуемых образцов в сочетании с высокой чувствительностью к локальным изменениям электронной плотности, что позволило позитронной диагностике занять достойное место среди других методов исследования строения вещества.

Поэтому исследование изменений электронной структуры и дефектов в сплавах на основе никель-хром методом аннигиляции позитронов должно оказаться продуктивным для получения информации о процессе дефектообразования при радиационном воздействии, легировании или термообработке материала. Первому этапу такого исследования и посвящена данная работа.

Целью диссертационной работы является определение изменений электронной структуры и дефектности кристаллической структуры в сплавах на основе Ni-Cr при термообработке и легировании для улучшения эксплуатационных характеристик методом аннигиляции позитронов. Для реализации данной цели необходимо:

1. Выбрать наиболее чувствительную методику диагностики дефектов в сплавах Ni-Cr.

2. Провести экспериментальные исследования электронной структуры и параметров дефектов в сплавах Ni-Cr при влиянии следующих параметров:

• различных вариантах термообработки;

• легировании малым количеством легирующих добавок;

• азотировании;

• изменении содержания хрома в сплаве и различных режимах отжига;

• введении добавки молибдена.

3. рассмотреть кинетику процессов, происходящих при отжиге сплавов.

4. Определить электронную плотность и параметры структурных дефектов с помощью моделей, адекватно объясняющих экспериментальные данные.

5. Выработать практические рекомендации по исследованию сплавов Ni

Cr.

Научная новизна работы заключается в следующем:

Впервые для исследования изменений электронной структуры и дефектов структуры в сплавах Ni-Cr применен комплекс методов позитронной диагностики: измерения времени жизни позитронов в веществе и измерения углового распределения аннигиляционных фотонов, позволяющий получить подробную информацию не только о приповерхностных, но и о глубинных слоях материала. Применена модель захвата позитронов дефектами вакансионного типа, позволяющая определять электронную плотность, размер и концентрацию дефектов в металлах и сплавах по измеряемым параметрам временного и импульсного распределения аннигиляционных фотонов для исследования свойств сплава Ni-Cr. На основании проведенного анализа получены следующие результаты.

• Методом измерения времени жизни позитронов исследованы влияния режимов термообработки, химического состава, легирования азотом, и другими примесями на свойства сплавов Ni-Cr. Диагностированы типы дефектов и измерены их концентрации, определены изменения интегральной электронной плотности в зависимости от режимов термообработки и легирования материала металлическими примесями и азотом;

• Методом УРАФ исследовано образование ближнего порядка в сплаве Ni-Cr-Mo при содержании Сг в районе 38ч-44%. Также исследовано влияние легирования Мо и режима термообработки на свойства сплавов Ni-Cr. Эти измерения позволили наблюдать изменения концентрации дефектов в материалах в зависимости от режимов термообработки и содержания Сг в образцах, а также исследовать перераспределение атомов Сг в зависимости от его содержания и легирования молибденом по всему объему исследуемого образца. Данные результаты качественно подтверждают результаты экспериментов по исследованию свойств данных материалов методом электронной микроскопии.

Практическая значимость результатов работы заключается в следующем:

1. Анализ результатов расчетов и экспериментальных данных, полученных методом аннигиляции позитронов путем измерения времени их жизни, показал, что:

• режим термообработки влияет на свойства сплава Ni-Cr и изменяет величины характеристик аннигиляции позитронов. Выбран оптимальный режим термообработки, при котором вероятность образования ближнего порядка наибольшая, - это область температуры 500°С. При этой температуре наблюдается выпадение и рост фазы Ni2Cr и а-фазы. Именно эта температура отжига, как правило, использовалась в экспериментах;

• легирование различными добавками влияет на свойства сплава Ni-Cr и изменение величин характеристик аннигиляции позитронов, тем самым определено изменение интегральной электронной плотности;

• азотирование влияет на свойства сплава Ni-Cr и изменение величин характеристик аннигиляции позитронов, свойства сплавов определяются также длительностью отжига и размером зерна кристаллита.

2. Методом УРАФ обнаружено следующее.

• В сплаве Ni-Cr изменение характеристик электронной структуры и дефектов зависит от содержания Сг и Мо и режимов термообработки.

Исследован процесс образования ближнего порядка в сплаве Ni-Cr-Mo при содержании Сг в районе 38-^44%.

• При возрастании содержания Сг до 38% происходит выпадение второй фазы на поверхности зерна Ni2Cr, причем этот процесс происходит неодинаково для образцов с содержанием Сг 39% и 41%. Следует отметить, что в сплаве, не содержащем Мо, выпадение второй фазы на поверхности зерна №гСг происходит при содержании Сг, равном 42%. В сплаве, содержащем 44%Сг+1%Мо, концентрация второй фазы по границам зерен увеличивается.

3. Результаты диссертационной работы могут быть использованы при разработке и создании сплавов Ni-Cr-Mo, обладающих способностью к ближнему упорядочению для повышения их радиационной стойкости.

Достоверность полученных результатов обеспечивается малой погрешностью измерений спектров временного и углового распределения аннигиляционных фотонов, и воспроизводимостью полученных результатов при условии проведения легирования и отжигов для образцов сплавов Ni-Cr. Автор вынести на защиту следующие положения:

1. Методика определения изменений электронной структуры и самих дефектов структуры в сплавах Ni-Cr, основанная на применении методов измерения временного и импульсного распределения аннигиляционных фотонов с последующими расчетами, использующими модель захвата позитронов в структурных дефектах сплава;

2. Результаты экспериментов, полученных по измерению времени жизни позитронов при исследовании влияния режимов термообработки, химического состава и легирования азотом на свойства сплавов Ni-Cr и расчетов электронной плотности и характеристик дефектов;

3. Результаты экспериментов, полученных при применении метода УРАФ, для исследования структурных превращений в сплавах на основе Ni-Cr и расчетов электронной плотности и характеристик дефектов.

Апробация работы. Материалы данной работы докладывались на: Конференции "Научно-практическая конференция материаловедческих обществ России", Ершово, Москва, 22-26 ноября, 2004 г., Втором франкороссийском семинаре "Новые достижения в материаловедении", Москва, 10-12 ноября, 2005 г., XIII международная конференция студентов, аспирантов и молодых ученых по фундаментальным наукам "Ломоносов-2006", Москва, 14 апреля 2006 г., Семинаре "Физика радиационных повреждений материалов атомной техники", Обнинск, 16-18 мая, 2006 г., Научной сессии МИФИ, 2005 г, 2006 г и 2007 г.

Публикации. Результаты диссертации опубликованы в 7 работах, список которых приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, трех глав и заключения. Она изложена на 164 страницах, включает 31 рисунок, 38 таблиц и список литературы из 163 наименований.

Основные результаты и выводы

Из вышесказанного можно сделать следующие выводы:

1. Разработана и впервые применена методика определения изменений параметров электронной структуры и характеристик дефектов в сплавах на основе Ni-Cr, основанная на применении комплекса методик: измерения времени жизни позитронов в веществе и измерения углового распределения аннигиляционных фотонов с последующими расчетами, использующими модель захвата позитронов в структурных дефектах сплава.

2. Выявлены изменения электронной плотности и характеристик дефектов в сплавах Ni-Cr при различных режимах термообработки и легировании методом измерения времени жизни позитронов.

• Установлено, что при легировании сплава различными малыми концентрациями примесей может происходить как увеличение, так и уменьшение электронной плотности, причем последнее зависит от валентности введенной примеси.

• Показано, что во всех образцах существуют структурные неоднородности двух типов, эквивалентные кластерам различных размеров.

3. Благодаря проведенному исследованию влияния легирования азотом на электронную структуру и распределение дефектов в образцах сплавов Ni-Cr с различными размерами зерна и при различных режимах термообработки показано, что:

• основным механизмом изменения времени жизни позитронов в этих сплавах является изменение электронной плотности в бездефектной области;

• в крупнозернистых образцах процесс упорядочения происходит, по-видимому, медленнее, чем в мелкозернистых образцах, в крупнозернистых образцах наблюдается тенденция к уменьшению электронной плотности и увеличению концентрации дефектов по сравнению с мелкозернистыми образцами, этот эффект, возможно, объясняется стоком дефектов к границам зерен.

4. Методом измерения углового распределения анигиляционных фотонов исследовано изменение электронной плотности и дефектов структуры в сплавах Ni-Cr с различным содержанием хрома при различных режимах термообработки:

• установлено, что в сплавах, содержащих Мо, при возрастании содержания хрома до 38% происходит выпадение второй фазы на поверхности зерна Ni2Cr, причем этот процесс происходит неодинаково для образцов с содержанием хрома 39% и 41%;

• в сплаве, не содержащем Мо, выпадение второй фазы на поверхности зерна Ni2Cr происходит при содержании 42%Сг;

• в сплаве, содержащем 44%Сг+1%Мо, концентрация второй фазы по границам зерен увеличивается.

5. Показано, что феномен изменения концентрации и типа дефектов структуры в сплавах Ni-Cr, не содержащих Мо, при увеличении содержания хрома в интервале концентрации 38ч-42%, связан с перераспределением хрома в фазе Ni2Cr, приводящем к увеличению содержания хрома на границах фазы. Наблюдается хорошее соответствие экспериментальных данных с результатами экспериментов по электронной микроскопии и измерения электросопротивления.

6. На основании полученных экспериментальных результатов о концентрационной зависимости дефектов от состава образца и режимов его термообработки выработана практическая рекомендация. Целесообразно:

• применять сплавы, содержащие 42% Сг;

• подвергать их отжигу при температуре 500°С в течение 90 часов.

1. В.П.Кондратъев, М.И.Солонин, В.Н.Речицкий, Т.А.Красина, В.П.Колотушкин, Сплав ХНМ-1 как альтернативный материал корпусов реакторов типа ВВЭР, Вопросы атомной науки и техники, Серия: Материаловедение и новые материалы, 2001, Т. 1(58), с. 79-85.

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

3. В.П.Колотушкин, В.П.Кондратьев, А.В.Лаушкин, В.Н.Речицкий, Влияние длительного старения на структурно-фазовую стабильность и свойства никель-хромовых сплавов, Металловедение и термическая обработка металлов, 2003, № 11, с. 7-10.

4. В.П.Колотушкин, С.Н.Вотинов, Метастабильность структуры и радиационная стойкость никель-хромовых сплавов, Металловедение и термическая обработка металлов, 2006, № 1, с. 33-37.

5. В.П.Колотушкин, Влияние структурного состояния на стабильность Cr-Ni-сталей и сплавов при облучении нейтронами, Физика металлов и металловедение, 2004, Т.97(2), с. 63-73.

6. В.П.Колотушкин, В.Н.Речицкий, В.Ю.Милосердин, А.А.Парфенов, О влияния азота на фазовый распад сплава ХНМ-1, Вопросы атомной науки и техники, Серия: Материаловедение и новые материалы, 2001, Т. 1(58), с. 54-64.

7. В.П.Колотушкин, В.Ю.Милосердин, А.А.Парфенов, И.А.Репин, В.Н.Речицкий, К.Л.Савицкий, А.Н.Семенихин, Исследование сплавов наоснове Ni-Cr методом электронной микроскопии и аннигиляции позитронов, Инженерная физика, 2000, №1, с.33-36.

8. В.И.Графутин, Зин Мин У, В.П.Колотушкин, В.Ю.Милосердин,

9. A.Ю.Мищенко, Ю.В.Фунтиков и др., Применение метода измерения углового распределения аннигиляционных фотонов (УРАФ) для исследования изменений структуры и свойств сплавов Ni-Cr, будет публикована в журнале ВАНТ 2007 г.

10. В.Т.Самосадный, А.Н.Семенихин, К.Л.Савицкий и др., Исследование влияния примесного кремния на кинетику образования радиационных дефектов в сплавах на основе Fe и Сг методом измерения времени жизни позитронов, Инженерная физика, 2000, №2, с. 54-57.

11. Лабораторный практикум "Ядерно-физические методы решения задач прикладной физики конденсированного состояния", под редакцией

12. B.Т.Самосадного, МИФИ, М.2002.

13. Е.Б.Клопиков, С.В.Свирида, А.Н.Семенихин, Методы позитронной диагностики дефектов структуры твердых тел, Под ред. П.JI.Грузина, М.: МИФИ, 1988. 52 с.

14. В.И.Гольданский, Физическая химия позитрона и позитрония, М.:«Наука»,1968, 173с.

15. M.Rubel, Fusion reactor materials and components: Issues related to radioactivity and radiation induced effects, Fusion Science and Technology, 45, 2004,467-474.

16. W.D.Wilson, M.I.Baskes, C.L.Bisson, Atomistics of Helium bubble formation in a face-centered-cubic metal, Phys. Rev. В 13,1976, 2470-2478.

17. K.O.Jensen, R.M.Nieminen, Helium bubbles in metals: Molecular-dynamics simulations and positron states, Phys. Rev. В 35, 1987, 2087-2090.

18. K.O.Jensen, R.M.Nieminen, Noble gas bubbles in metals: Molecular-dynamics simulations and positron states, Phys. Rev. В 36, 1987, 8219-8232.

19. M.Eldrup, Positron studies of gases and gas bubbles in metals, Materials Science Forum, 105-110, 1992, 229-248.

20. G.Amarendra, B.Viswanathan, A.Bharathi, K.P.Gopinathan, Nucleation and growth of helium bubbles in nickel studied by positron annihilation spectroscopy, Phys. Rev. В 45, 1992,10231-10241.

21. H.Rajainmaki, S.Linderoth, H.E.Hansen, R.M.Nieminen, M.D.Bentzon, Nucleation and growth of helium bubbles in aluminum between 20 and 900 K, Phys. Rev. В 38,1988,1087-1094.

22. Kjeld O.Jensen, M.Eldrup, B.N.Singh, M.Victoria, Helium bubbles in aluminium studied by positron annihilation: determination of bubble parameters, J.Phys. F 18, 1988, 1069-1089.

23. S.Makinen, H.Rajainmaki, S.Linderoth, Hydrogen and helium implanted silicon: Low temperature positron lifetime studies, Phys. Rev. В 44, 1991, 5510-5517.

24. R.Rajaraman, B.Viswanathan, M.C.Valsakumar, K.P.Gopinathan, Anomalous helium bubble growth in palladium, Phys. Rev. В 50, 1994, 597-600.

25. R.Rajaraman, G.Amarendra, B.Viswanathan, C.S.Sundar, K.P.Gopinathan, Supression of helium bubble growth in palladium by prior cold working, Journal of Nuclear Materials, 231, 1996, 55-62.

26. A.Marucco and B.Nath, Effects of ordering on the properties of Ni-Cr alloys, Journal of materials science 23, 1988,2107-2114.

27. В.Н.Чеботин, Физическая химия твердого тела, М: Химия, 1982.

28. R.N.West, Positron states of condensed matter, (Taylor and Francis Ltd., London, 1974).

29. P.Hautojarvi, A.Vehanen, Positrons in Solids (Topics in current physics vol.12), Edited by P.Hautojarvi, Springer-Verlag, Berlin, Heidelberg, New York, 1979.

30. I.K.MacKenzie, in Proc. of the Int. School of physics "Enrico Fermi" on "Positrons in Solids", 1981.

31. Johan de Vries, Positron lifetime technique with applications in materials science, Dissertation, Delft university (Amsterdam), NorthHolland, 1987.

32. W.Brandt and N.Arista, Thermalization and diffusion of positrons in solids, Phys. Rev. В 26,1982, 4229-4238.

33. R.H.Ritchie, Interaction of Charged Particles with a Degenerate Fermi-Dirac Electron Gas, Phys. Rev. 114,1959, 644-654.

34. J.P.Carbotte and H.L.Arora, Thermalization time of positrons in metals, Can. J. Phys. 45,1967,387-402.

35. P.J.Schultz, K.G.Lynn, Interaction of positron beams with surfaces, thin films, and interfaces, Rev. Mod. Phys. 60, 1988,701-779.

36. В.И.Графутин, Е.П.Прокопьев, Применение позитронной аннигиляционной спектроскопии для изучения строения вещества, Успехи физических наук, 2002, Т. 172(1), 67-83.

37. A.Seeger, Investigation of point defects in equilibrium concentrations with particular reference to positron annihilation techniques, J.Phys.F 3, 1973, 248294.

38. R.Krause-Rehberg, H.S.Leipner, Positron annihilation in semiconductors, Springer-Verlog, February, 1999.

39. A.Vehanen, K.Saarinen, P.Hautojarvi, H.Huome, Profiling multilayer structures with monoenergetic positrons, Phys. Rev. В 35, 1987, 4606-4610.

40. A.Laakso, Construction of a Pulsing System for Low-Energy Positrons, Dissertation for the degree of Doctor of Science in Technology, Department of Engineering Physics and Mathematics, Helsinki University of Technology (Espoo, Finland) June, 2005.

41. D.L.Ball, M.T.Doerfler, Experimental and analytical studies of residual stress field evolution and fatigue crack growth at cold expanded holes, 2003 USAF ASIP conference, Savannah GA, Dec.2003.

42. D.W.Akers, Corrosion-induced fatigue measurements on 2024 and 7075 aluminum using photon-induced positron annihilation (PIPA), Phase 1 final report (for 01 April 2002 01 November 2002), Positron systems, Inc., December 2002.

43. G.Dlubek, N.Meyendorf, O.Brummer, An Estimation of the angular correlation curves being characteristic of positron annihilation in dislocations, vacancies, and vacancy clusters in Ni, Crystal Res & Technol. 18,1983, №6, 805-812.

44. R.M.Nieminen, M.J.Puska, Defect spectroscopy with positrons: calculations, Positron annihilation, Positron Annihilation (eds. P.G.Coleman, S.C.Sharma, and L.H.Diana), North Holland, New York, 1982, 395-397.

45. M.J.Puska, R.M.Nieminen, Defect spectroscopy with positrons: a general calculation^ method, J.Phys. F 13, 1983, 333-346; Corrigendum: Defect spectroscopy with positrons: a general calculational method, J.Phys. F 13, 1983, 1091.

46. Yasuhiro Kawaguchi, Yasuharu Shirai, Fatigue evaluation of type 316 stainless steel using positron annihilation lineshape analysis and (3+-y coincidence positron lifetime measurement, Journal of nuclear science and technology 39, 2002, 1033-1040.

47. P.Kirkegaard, M.Eldrup, POSITROFIT: A versatile program for analysing positron lifetime spectra, Computer Physics Communications 3, 1972, 240-255.

48. P.Kirkegaard, M.Eldrup, POSITROFIT EXTENDED: A new version of a program for analysing positron lifetime spectra, Computer Physics Communications 7,1974, 401-409.

49. P.Kirkegaard, M.Eldrup, O.E.Mogensen, N.J.Pedersen, Program system for analyzing positron lifetime spectra and angular correlation curves, Computer Physics Communications 23,1981,307-335.

50. J.Kansy, Microcomputer program for analysis of positron annihilation lifetime spectra, Nuclear Instruments and Methods in Physics Research A 374, 1996, 235-244.

51. Ю.В.Штоцкий, А.Н.Михеев, П.Н.Сухарев, Обработка разностных спектров угловой корреляции аннигиляционных гамма-квантов методов RID-кривых, М.: Препринт/МИФИ, 1990.

52. S.Dannefaer, D.P.Kerr, Deconvolution of Doppler broadened spectra of positron annihilation photons, Nuclear instruments and methods 131, 119-124, 1975.

53. V.I.Goldanskii, K.Petersen, V.P.Shantarovich, A.V.Shishkin, Another method of deconvoluting positron annihilation spectra obtained by the solid state detector, Appl. Phys. 16,413-416, 1978.

54. A.Baranowski, M.Kostrzewa, M.Szuszkiewicz, Test measurements of modernized version of two-detector Doppler spectrometer, Acta physica polonica A 95, 439-447, 1999.

55. R.Y.Howell, Antimatter helps to protect our nuclear stockpile, Science & Technology Review, Lawrence Livermore National Laboratory, December 1998, 13-17.

56. P.Hautojarvi, J.Heinio, M.Manninen, R.Nieminen, The effect of microvoid size on positron annihilation characteristics and residual resistivity in metals, Philosophical Magazine 35,1977,973-981.

57. Б.Ю.Балдин, Схема блокировки и ВАЛ на интегральных микросхемах, Препринт ОИЯИ, 13-6984, Дубна: ОИЯИ, 1973.

58. С.Г.Басиладзе, В.Я.Гвоздев, П.К.Маньяков, В.Тлачала, Сообщение ОИЯИ, 13-6382,1972, Дубна.

59. С.Г.Басиладзе, В.Тлачала, Сообщение ОИЯИ, 13-6383,1972, Дубна.

60. Н.П.Валуев, Быстродействующий спектрометр времени жизни позитронов, Приборы и техника эксперимента, Т.7,1981, №1,33-35.

61. W.Hardy, Y.M.Lynn, A new approach to timing the fast-fast system, IEEE Trans. Nucl. Sci, 1976, 523,229-231.

62. В.Н.Беляев, В.Ю.Ковалень, В.Н.Разов, Б.В.Соболев, Ю.В.Штоцкий, Установки для измерения времени жизни позитронов и позитрония вконденсированных средах, Приборы и техника эксперимента, 1980, №6, 44-47.

63. Т.М.Агаханян, Л.Е.Гаврилов, Б.Г.Мищенко, Основы наносекундной импульсной техники, М.: Атомиздат, 1976, 189 с.

64. Е.И.Рехин, П.С.Чернов, С.Г.Басиладзе, Метод совпадений, М.: Атомиздат, 1979, 120 с.

65. T.J.Paulus, Optimization of a State-of-the-Art Positron Lifetime Measurement Apparatus,

66. EG&G ORTEC (1985 China Nuclear Society Seminar).

67. T.Sharshar, M.L.Hussein, An optimization of energy window settings for positron annihilation lifetime spectrometers, Nuclear instruments and methods in physics research A 546, 584-590, 2005.

68. Б.В.Аркангельский, В.И.Добрынин, Р.Н.Краснокутский, Ю.М.Пищальников, О.В.Скрипачев, Р.С.Шувалов, Некоторые характеристики ФЭУ-143, Препринт ИФВЭ 87-41, 1987, с. 4.

69. А.Н.Семенихин, С.В.Свирида, Е.Б.Клопиков, Стабильный ВАЛ с высокой загрузочной способность, Приборы и техника эксперимента, 1983, №4, 9294.

70. А.Н.Семенихин, Наносекундный ВАЛ с предварительным временным отбором, Приборы и техника эксперимента, 1982, № 2, 82-83.

71. R.Myllyla, J.Kostomarova, A Time-to-Amplitude converter with constant-fraction timing discriminators for short time interval measurements, Nucl. Inst. And Methods, A 239, 1985, 568-578.

72. Н.П.Валуве, А.Н.Кикарев, Формирователь сточной временной привязкой, Приборы и техника эксперимента, 1987, №2, 111-112.

73. Б.Ю.Балдин, З.В.Крумпггейн, А.И.Ронжин, Универсальный формирователь со следящим порогом, Сообщение ОИЯИ, 13-9850, Дубна, 1976, 32 с.

74. Е.А.Мелешко, Интегральные схемы в наносекундной ядерной электронике, М.:Атомиздат, 1978,117 с.

75. В.Шамис, В.Каминский, Регулятор мощности на микросхемах, Радио, 1981, №9, 26-27.

76. N.Djourelov, M.Misheva, Source correction in positron annihilation lifetime spectroscopy, J.Phys.: Condens. Matter 8, 2081-2087, 1996.

77. Б.В.Соболев, Ю.В.Штоцкий, В.Ю.Дубов, Автоматизированный спектрометр угловых корреляций аннигиляционного излучения "Квант -ИТЭФ". Отчет по теме N 93-3-007-1440, 1993, 40 с.

78. Л.Ю.Дубов, Е.Г.Копейкин, С.П.Павлов, Б.В.Соболев, П.Н.Сухарев, Ю.В.Штоцкий, Измерительно-вычислительный комплекс "ИВК Квант" для исследований электронной структуры вещества методом аннигиляции позитронов. Препринт МИФИ 008-94, М., 1994, 24 с.

79. Ю.В.Штоцкий, В.Н.Беляев, И.В.Сидорин, Б.В.Соболев, П.Н.Сухарев, Н.Н.Шилкин, Автоматизированный спектрометр угловых корреляций аннигиляционного излучения "Квант СТ", Деп.рукопись ВИНИТИ, N 345-В88 (1988).

80. В.Н.Беляев, А.Н.Михеев, П.Н.Сухарев, Ю.В.Штоцкий, Приборная функция спектрометра угловых корреляций аннигиляционных фотонов. Препринт МИФИ №056-89, М., 1989.

81. В.Н.Беляев и др., "Моделирование методом Монте-Карло приборной функции установки для наблюдения угловой корреляции аннигиляционных гамма-квантов.", Препринт ИТЭФ, № 113,М., 1980.

82. W.Brandt, Statistical dynamics of positrons in solids, Proc. 83th Int. School of Physic "Enrico Fermi", New York, 1981, Ed. W.Brandt, Amsterdam: North Holland, 1983, p.1-31.

83. R.M.Nieminen, Defect and surface studies with positrons, in International School of Physics "Enrico Fermi", Course LXXXIII (North-Holland, Amsterdam 1983).

84. C.Hidalgo, S.Linderoth, Nieves de Diego, Positron-trapping mechanism at dislocations in Zn, Phys. Rev. В 36,1987,6740-6745.

85. W.Brandt, R.Paulin, Positron diffusion in solids, Phys. Rev. В 5, 1972, 24302435.

86. W.Brandt, Positron dynamics in solids, Appl. Phys. 5, 1974, 1-23.

87. T.E.M.Staab, R.Krause-Rehberg, B.Kieback, Review: Positron annihilation in fine-grained materials and fine-powders an applications to the sintering of metal powders, Journal of Materials Science 34, 1999, 3833-3851.

88. S.Dannefaer, P.Mascher, and D.Kerr, Deformation-induced defects in GaAs, J. Appl. Phys. 69(7), 1991,4080-4091.

89. A.Vehanen, P.Hautojarvi, J.Johansson, and J.Yli-Kauppila, P.Moser, Vacancies and carbon impurities in a iron: Electron irradiation, Phys. Rev. B. 25, 1982, 762-780.

90. G.Dlubek, O.Brummer, E.Hensel, Positron annihilation investigation for an estimation of the dislocation density and vacancy concentration of plastically deformed polycrystalline Ni of different purity, Phys. Stat. Sol. (a) 34, 1976, 737-746.

91. Г.МБартенев, И.И.Бардышев, Д.П.Ерчак, В.Ф.Стельмах, А.Д.Цыганов, Аннигиляции позитронов в облученном нейтронами германии, Физика твердого тела, 1979, Т.21(4), с.1185-1188.

92. Ч.Киттель, Введение в физику твердого тела. М: Наука, 1978.

93. G.Lang, S.Debenedetti, Angular correlation of annihilation in various substances, Phys. Rev. 108,914-921, 1957.

94. R.A.Ferrell, Theory of Positron Annihilation in Solids, Rev. Mod. Phys. 28, 308337, 1956.

95. Z.Michno, T.Gorecki, W.Swiatkowski, A.Baranowski, Electronic properties and thermal stability of Ni73TMi5SiioBi2 , p.260-262, 8th International workshop on positron and positronium chemistry, Coimbra, Portugal, September 4-9, 2005.

96. M.Manninen, R.Nieminen, P.Hautojarvi, J.Arponen, Electrons and positrons in metal vacancies, Phys. Rev. В 12,1975,4012-4022.

97. R.M.Nieminen, J.Oliva, Theory of positronium formation and positron emission at metal surfaces, Phys. Rev. В 22, 1980, 2226-2247.

98. R.M.Nieminen, J.Laakonen, P.Hautojarvi, A.Vehanen, Temperature dependence of positron trapping at voids in metals, Phys. Rev. В 19,1979, 1397-1402.

99. H.E.Schaefer, Investigation of thermal equilibrium vacancies in metals by positron annihilation, Phys. Status Solidi (a) 102,1987, 47-65.

100. G.Dlubek, R.Krause, O.Brummer, Z.Michno, T.Gorecki, Impurity-induced vacancy clustering in cold-worked nickel alloys as studied by positron annihilation techniques, J. Phys. F: Met. Phys. 17,1987, 1333-1347.

101. M.J.Puska and R.M.Nieminen, Theory of positrons in solids and on solid surfaces, Rev. Mod. Phys. 66,1994, 841-897.

102. W.Triftshauser and G.Kogel, Defect Structures below the Surface in Metals Investigated by Monoenergetic Positrons, Phys. Rev. Lett. 48,1982,1741-1744.

103. Ul.J.Bardeen, W.Shockley, Deformation potentials and mobilities in non-polar crystals, Phys. Rev. 80,1950, 72-80.

104. E.Soininen, H.Huomo, P.A.Huttunen, J.Makinen, A.Vehanen, P.Hautojarvi, Temperature dependence of positron diffusion in cubic metals, Phys. Rev. В 41, 1990, 6227-6233.

105. M.Alouani, R.C.Albers, M.Methfessel, Calculated elastic constants and structural properties of Mo and MoSi2, Phys. Rev. В 43, 1991,6500-6509.

106. J.K.Chen, D.Farkas, W.T.Reynolds, Jr., Atomistic simulation of an f.c.c./b.c.c. interface in Ni-Cr alloys, Acta Mater. 1997, Vol. 45, No. 11,4415-4421.

107. W.Brandt, R.Paulin, Positron implantation-profile effects in solids, Phys. Rev. В 15, 1977, 2511-2518.

108. A. van Veen, H.Schut, M.Clement, J.M.M. de Nijs, A.Kruseman, M.R.Upma, VEPFIT applied to depth profiling problems, Applies Surface Science 85, 1995, 216-224.

109. H.Schut, A. van Veen, Extension of the PC version of VEPFIT with input and output routines running under Windows, Applied Surface Science 85,1995, 225228.

110. Positron Solid State Physics, edited by W.Brandt, A.Dupasquier (North-Holland, Amsterdam, 1983).

111. E.Boronski, R.M.Nieminen, Electron-positron density-functional theory, Phys. Rev. В 34,1986,3820-3831.

112. R.M.Nieminen, E.Boronski, L.Lantto, Two-component density-functional theory: Application to positron states, Phys. Rev. В 32,1985,1377-1379.

113. B.Barbiellini, M.J.Puska, T.Korhonen, A.Haiju, T.Torsti, R.M.Nieminen, Calculation of positron states and annihilation in solids: A density-gradient-correction scheme, Phys. Rev. В 53, 1996, 16201-16213.

114. Doppler program package: A program to model positron states and annihilation in solids, Laboratory of physics, Helsinki University of Technology, 2003.

115. EPMD-LMTO program package: A program for electron-positron momentum density calculations in solids, H.H.Wills Physics Laboratory, University of Bristol, 2003.

116. B.Barbiellini, S.B.Dugdale, T.Jarlborg, The EPMD-LMTO program for electron-positron momentum density calculations in solids, Computational Materials Science 28,2003,287-301.

117. W.Kohn, LJ.Sham, Self-consistent equations including exchange and correlation effects, Phys. Rev. 140, 1965, AI 133-A1138.

118. J.P.Perdew, A.Zunger, Self-interaction correction to density-functional approximations for many-electron systems, Phys. Rev. В 23, 1981, 5048.

119. P.Hohenberg, W.Kohn, Inhomogeneous electron gas, Phys. Rev. 136, 1964, B864-B871.

120. LJ.Sham, W.Kohn, One-particle properties of an inhomogeneous interacting electron gas, Phys. Rev. 145, 1966, 561-567.

121. O.K.Andersen, O.Jepsen, M.Sob, in Electronic Band Structure and its Applications, edited by M.Yussouff (Springer Verlag, Heidelberg, 1987), p.l.

122. P.A.Sterne, J.H.Kaiser, First-principles calculation of positron lifetimes in solids, Phys. Rev. В 43, 1991, 13892-13898.

123. B.Barbiellini, M.J.Puska, T.Torsti, R.M.Nieminen, Gradient correction for positron states in solids, Phys. Rev. В 51,1995, 7341-7344.

124. R.M.Nieminen, C.H.Hodges, Positron work functions in transition metals, 1976, Solid State Commun. 18,1115.134. K.Saarinen (unpublished).

125. A.Seeger, F.Branhart, W.Baner, in Positron Annihilation, edited by L.Dorikens-Vanpraet, M.Dorikens, D.Segers (World Scientific, Singapore, 1989, p. 275.

126. H.Weisberg, S.Berko, Positron lifetimes in metals, Phys. Rev. 154, 1967, 249257.

127. M.J.Stoot and P.Kubica, New approach to the positron distribution in metals and alloys, Phys. Rev. В 11, 1975,1-10.

128. A.Bansil, Electron and positron states in disordered alloys, Positron annihilation, Positron Annihilation (eds. P.G.Coleman, S.C.Sharma, and L.H.Diana), North Holland, New York, 1982, 291-315.

129. K.M.Hong, J.P.Carbotte, Positron annihilation in alloys, Can. J.Phys. 55, 1977, 1335-1341.

130. Y.Tsuchiya, S.Tamaki, Positron annihilation and charge transfer in simple alloys, J.Phys.F 8,1978, L29-L32.

131. C.Koenig, On the positron localization in ordered and disordered metallic alloys, Phys. Stat. Sol. (b) 88, 1978, 569-579.

132. K.Koepernik, B.Velicky, R.Hayn, H.Eschrig, Self-consistent LCAO-CPA method for disordered alloys, 1997, Phys. Rev. В 55, 5717-5729.

133. А.И.Дехтяр, П.С.Низин, Позитронная аннигиляция в деформированных57монокристаллах молибдена с примесью Fe , Физика твердого тела, 1978, Т.20(4б), 1218-1220.

134. Z.Michno, Positron trapping in metallic glasses and the crystalline embryos model of their structure, p.392-394, 8th International conference on positron annihilation, Gent, Belgium, 29 august-3 September, 1988.

135. G.Dlubek, W.Rechner, O.Brummer, A contribution to the parameterization of the angular correlation curves of the 2-y positron annihilation radiation, Experimentally Technik der Physik 25,1977, 289-297.

136. E.Debowska, J.Rudzinska-Girulska, Examination of the electronic structure of split-band and VCA alloys by positron annihilation, p.257-259, 8th International conference on positron annihilation, Gent, Belgium, 29 august-3 September, 1988.

137. Ю.В.Штоцкий, Л.Ю.Дубов, АН.Михеев, П.Н.Сухарев, Восстановление симметричности спектров угловой корреляции аннигиляционного излучения. Препринт МИФИ 008-92, М., 1992, 24 с.

138. В.И.Гольданский, А.О.Татур, А.В.Шишкин, "Восстановление импульсного распределения аннигилирующих (е'-е*) пар из кривых угловой корреляции.", ДАН СССР, 1975, Т.223(1), 76.

139. H.Akai, P.P.Dederichs, A simple improved iteration scheme for electronic structure calculations, J.Phys. С 18, 1985, 2455. (Akai-KKR пакет программ -http://sham.phys.sci.osaka-u.ac.jp/~kkr/)

140. R.S.Sorbello, Effect of alloying on the Fermi surface, Phys. Rev. В 15, 1977, 3045-3053.

141. A.Bansil, H.Ehrenreich, L.Schwartz, R.E.Watson, Complex energy bands in a-brass, Phys. Rev. В 9, 1974,445-464.

142. A.Bansil, L.Schwartz, H.Ehrenreich, Electronic structure of disordered CuNi alloys, Phys. Rev. В 12, 1975, 2893-2907.

143. F.J.Blatt, Residual resistivity of copper and silver alloys: Dependence on periodic table, Phys. Rev. 108, 1957, 285-290.

144. W.Kohn, M.Luming, Orbital susceptibility of dilute alloys, J.Phys.Chem. Solids (Pergamon press) 24, 1963, 851-862.

145. E.A.Stern, Rigid-band model of alloys, Phys. Rev. 157, 1967, 544-551.

146. E.A.Stern, Electron states in dilute disordered alloys, Phys. Rev. 168, 1968, 730736.

147. E.A.Stern, Electronic properties of alloys, Phys. Rev. 188, 1969, 1163-1170.

148. E.A.Stern, Fermi level in disordered alloys, Phys. Rev. В 5,1972,366-371.

149. E.A.Stern, Forward-scattering approximation for disordered systems, Phys. Rev. В 7, 1973, 1303-1311.

150. R.S.Sorbello, Calculation of Dingle temperatures in dilute lead alloys, Phys. Rev. В 12,1975, 3500-3502.

151. W.K.Fung, W.L.Gordon, Calculation of Dingle temperatures in dilute magnesium alloys, Phys. Rev. В 14,1976, 1770-1771.

152. R.S.Sorbello, Anisotropic relaxation times for impurity scattering on the Fermi surface, J. Phys. F 4,1974, 1665-1683.

153. W.Brandt, N. Arista, Diffusion heating and cooling of positrons in constrained media, Phys. Rev. A 19, 1979, 2317-2328.