Структурно-фазовая нестабильность и активация ряда сплавов с гранецентрированной и объемноцентрированной кубической решеткой при радиационном воздействии тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

СИМАКОВ Сергей Васильевич

Структурно-фазовая нестабильность и активация

ряда сплавов с гранецентрированной и объемноцентрированной кубической решеткой при радиационном воздействии

Специальность 01.04.07 — физика конденсированного состояния

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Москва 2005

Работа выполнена в Лаборатории воздействия излучений на металлы Института металлургии и материаловедения им.А.А.Байкова РАН

Научный консультант: доктор физико-математических наук,

Платов Ю.М.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор Илюшин A.C.

доктор физико-математических наук, профессор Залужный А.Г.

доктор физико-математических наук, Ермишкин В.А.

Ведущая организация: Объединенный институт ядерных

исследований, Лаборатория ядерных реакций им. Г.Н. Флерова (г. Дубна)

Защита диссертации состоится «22» декабря 2005 г. в 1400 часов на заседании диссертационного совета Д 002.060.01 в Институте металлургии и материаловедения им.А.А.Байкова РАН по адресу: 119991 г. Москва, Ленинский проспект, д.49.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института металлургии и материаловедения им.А.А.Байкова РАН по адресу: 119991 г. Москва, Ленинский проспект, д. 49.

Отзывы на автореферат отправлять на имя Ученого секретаря по адресу: 1119991 г.Москва, Ленинский проспект, д.49.

Автореферат разослан «18» ноября 2005 г.

Ученый секретарь «с""

диссертационного Совета, _______

д.т.н., проф. У1^ ^ " Блинт В.М.

ямоб^с 114$ обе

<¿¿3

Общая характеристика работы

Актуальность работы

Развитие ядерной энергетики, космической и ускорительной техники непосредственно связано с разработкой новых ра-диационностойких конструкционных и других материалов различного функционального назначения на основе исследования механизмов изменения их структуры и свойств при облучении.

Проблемы создания материалов, надежно работающих в условиях радиационных полей не потеряли своей актуальности, несмотря на более, чем полувековое развитие атомной энергетики, космической техники.

Вместе с тем исследования механизмов воздействия излучений на материалы, включая модельные системы, представляют и самостоятельный интерес для решения актуальных фундаментальных проблем радиационной физики твердого тела и радиационного материаловедения.

Особенности механизмов структурно-фазовых изменений облучаемых материалов в значительной степени определяются различными реакциями с участием двух типов точечных дефектов — вакансий и междоузельных атомов. В термических условиях термодинамически равновесная концентрация междоузельных атомов крайне мала из-за высокой энергии их образования и процессы изменения структуры и свойств контролируются вакансионным механизмом. В результате атомных смещений при облучении, вакансии и междоузельные атомы образуются в равных количествах, что при определенных температурах и определяет специфику механизмов, контролирующих процессы изменения структуры, фазового состава и свойств исследуемых материалов при радиационных воздействиях.

В последние годы значительную актуальность приобрели вопросы продления ресурса работы ядерных энергетических

установок, а также направление по разработке и исследованию свойств радиационностойких материалов с ускоренным спадом наведенной радиоактивности после окончания эксплуатационного периода их работы в реакторах деления и синтеза — так называемых малоактивируемых материалов. Вопрос об активации материалов рассматривается как один из факторов общей проблемы влияния трансмутационных превращений при ядерных реакциях на свойства материалов, обусловленные также изменением их химического и фазового состава при выгорании и наработке элементов.

Как показывают экспериментальные исследования, радиационная повреждаемость твердых растворов, даже разбавленных, существенно отличается от повреждаемости гипотетически чистых металлов. Наличие примесей, часто неконтролируемых, или возникающих при трансмутационных превращениях влияет на процесс структурно-фазовой нестабильности твердых растворов, изменяя физико-химические свойства материалов.

Все это требует комплексного подхода при выборе материалов, точного контроля их состава и прогнозирования влияния примесей на поведение материала в условиях облучения.

В рамках данных направлений основное внимание было уделено экспериментальному и теоретическому исследованию следующих вопросов:

—диффузионной подвижности точечных дефектов и атомов растворенных элементов в чистых металлах, разбавленных и концентрированных твердых растворах;

— зарождению и росту дислокационных петель междо-узельного типа, вакансионных тетраэдров дефектов упаковки и пор в чистых металлах и сплавах;

— нестабильности твердых растворов по химическому и фазовому составу, связанной с образованием плоских и объемных радиационных дефектов;

—фазовых изменений в металлических материалах при облучении, обусловленных интенсификацией процессов упорядочения, расслоения и распада, а также динамическими эффектами облучения;

—активации металлических материалов, в том числе, перспективных малоактивируемых сплавов для ядерной энергетики;

—термической и радиационной ползучести сплавов на основе алюминия, серебра и ванадия.

Цель работы состояла в экспериментальном исследовании процесса структурно-фазовых изменений в чистых металлах, разбавленных и концентрированных твердых растворах.

Экспериментальном исследовании влияния легирования на процесс зарождения и роста скоплений точечных дефектов междоузельного и вакансионного типа.

Теоретической и экспериментальной оценке эффективности радиационной повреждаемости металлов при различных видах облучения.

Экспериментальном исследовании процессов нестабильности твердых растворов при радиационном воздействии.

Разработке теоретических модельных представлений о нестабильности твердых растворов при облучении и интенсификации процессов структурно-фазовых превращений при облучении.

Оценке влияния примесей на активационные параметры сплавов после облучения нейтронами.

Экспериментальном исследовании влияния диффузионной подвижности точечных дефектов на радиационную ползучесть сплавов.

Научная новизна

Экспериментально исследован процесс зарождения и роста дислокационных петель междоузельного типа и вакансионных тетраэдров дефектов упаковки в разбавленных и концентрированных твердых растворах.

Предложена модель зарождения и роста как скоплений междоузельного типа, так и вакансионных, которая позволила оценить влияние легирования на физические характеристики процессов зарождения и роста.

Впервые, на основе экспериментов по облучению концентрированных твердых растворов серебро цинк показано, что подвижность вакансий при определенных температурах может быть выше подвижности междоузельных атомов.

Разработаны механизмы нестабильности твердых растворов по химическому и фазовому составу при облучении в условиях зарождения и роста скоплений точечных дефектов.

Экспериментально оценена эффективность радиационной повреждаемости металлов при облучении электронами высокой энергии, нейтронами деления и синтеза, импульсным лазерным облучением.

Впервые экспериментально обнаружен распад ряда ненасыщенных твердых растворов на основе алюминия, серебра и ванадия, в том числе с образованием фаз, не образующихся в обычных термических условиях. Установлено, что облучение стимулирует распад сплавов с образованием модулированных структур.

Предложен механизм интенсификации процесса распада твердых растворов при облучении за счет снятия точечными дефектами упругих деформаций и усиления поцесса взаимодиффузии.

Оценены параметры активации ряда модельных и перспективных малоактивируемых сплавов с различными примесями и спада наведенной активности после их облучения термоядерными нейтронами спектра реактора ДЕМО и быстрого реактора БОР-бО.

Экспериментально изучено влияние облучения на взаимодействие контактной пары сталь - жидкий свинец, предполагаемой к использованию в проектируемом реакторе БРЕСТ-300. С применением панорамного элементного анализа показаны изменения химического состава жидкого свинца после 6

облучения. Оценено влияние этих изменений на активационные свойства свинца.

Экспериментально исследовано влияние легирования на диффузионную подвижность точечных дефектов в твердых растворах и на термическую и радиационную ползучесть. Показана полная корреляция экспериментальных данных по ползучести с экспериментальными данными и модельными представлениями по структурно-фазовым изменениям при облучении.

Практическая ценность. Полученные в диссертации результаты могут быть использованы при разработке и создании радиационно-стойких металлических материалов, оценке эффективности их повреждаемости в условиях облучения различного типа, прогнозировании влияния примесных элементов на структурно-фазовые изменения, активационные свойства материалов в условиях радиационного воздействия и влияния растворенных элементов на изменение механических свойств.

На защиту выносятся

1. Результаты экспериментальных исследований диффузионной подвижности междоузельных атомов и вакансий в твердых растворах.

2. Комплекс экспериментальных данных по исследованию влияния растворенных элементов на процессы зарождения и роста скоплений междоузельного и вакансионного типа при электронном облучении.

3. Кинетические модели зарождения и роста дислокационных петель междоузельного типа и вакансионных тетраэдров дефектов упаковки и их применимость для анализа соответствующих экспериментальных данных.

4. Комплекс экспериментальных исследований по влиянию электронного и нейтронного облучения на структурно-фазовую стабильность разбавленных и концентрированных ненасы-

щенных и концентрированных пересыщенных твердых растворов на основе алюминия, серебра, ванадия и сплава медь-никель.

5. Кинетические модели образования сегрегации и выделений фаз на дислокационных петлях междоузельного типа и вакансионных тетраэдрах дефектов упаковки в процессе их роста при облучении, в результате миграции к этим стокам примесных атомов в виде смешанных гантельных конфигураций. Модели разработаны для двух случаев: когда доминирует диффузионная подвижность междоузельных атомов (образование сегрегации на петлях) и когда доминирует подвижность вакансий (образование сегрегации на тетраэдрах). Применимость разработанных моделей для анализа экспериментальных результатов.

6. Кристаллографическая модель образования £-фазы в а-твердых растворах серебро-цинк при облучении.

7. Модифицированная модель спинодального распада, учитывающая процессы радиационно-усиленной взаимодиффузии и компенсации точечными дефектами когерентных деформаций, возникающих при образовании концентрационных волн. Модель позволяет объяснить радиационно-стимулиро-ванный сдвиг процесса распада из метастабильной в нестабильную область превращений и ускорения процесса превращения. Применимость данной модели оценена по экспериментальным данным по распаду сплава медь-никель при электронном облучении.

8. Результаты экспериментальных исследований переноса атомов примесных и легирующих элементов из стали в жидкий свинец при электронном облучении контактной пары нержавеющая сталь - жидкий свинец.

9. Результаты расчетов активации и кинетики последующего спада наведенной радиоактивности необлученного и облученного жидкого свинца в контакте со сталью, а также аналогичных расчетов для ряда перспективных малоактивируемых сплавов на основе ванадия, и, для сравнения, ферритной стали.

10. Результаты испытаний термической и радиационной ползучести и их анализ в алюминии и сплавах алюминия, серебра и перспективных малоактивируемых сплавах V-4Cr-4Ti и V-3,6Ga-0,82Si.

11. Результаты сравнительного исследования эффективности радиационного повреждения платины и алюминия нейтронами деления и синтеза.

Апробация работы. Результаты работы были доложены на III Всесоюзной и IV Международной конференциях по исследованию и разработке материалов для реакторов термоядерного синтеза, Ленинград 1984 г., Дубна 1990 г., Всесоюзном семинаре по физике радиационных повреждений твердого тела, Обнинск, 1985 г., I Международном совещании по радиационной физике твердого тела, Сочи, 1989 г., Международной конференции Int. Conference on Physics of Irradiation Effects in Metals. Siofok, Hungary, May 20-24, 1991, Международной конференции Fusion reactor materials ICFRM 9, Colorado Springs, October 10-15, 1999, Российско-Китайском симпозиуме по новым материалам и технологиям, Пекин, 2001 г., Агой 2003 г., Конференции по физике радиационных повреждений и радиационному материаловедению, Алушта, 2004 г.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 27 научных статей, список которых приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, шести глав, выводов и списка литературы. Содержит 162 страницы, 42 рисунка, 9 таблиц. Список цитируемой литературы содержит 286 наименований.

Краткое содержание диссертации

Во введении дано краткое состояние проблемы и обоснована актуальность выбранной темы. Дана общая

характеристика исследований и сформулированы положения, представляемые к защите.

Перечислены материалы, типы облучения и методики исследования. В качестве материалов, экспериментально исследованных в работе было выбрано более 30 металлов и сплавов. Облучение образцов проводилось в НИИАР нейтронами различных энергий и флюенсов в реакторах СМ-2 и БОР-бО, электронами энергией 1 МэВ — на высоковольтном электронном микроскопе JEM-1000, энергией 2,2 МэВ — на ускорителе У-10, энергией 21 МэВ — на ускорителе Микротрон СТ, а также гамма квантами на ускорителях с использованием различных мишеней и импульсным лазерным облучением. Диапазон температур, при которых проводились эксперименты — 20-600°С. Для исследований применялись следующие методики: измерение удельного электросопротивления, просвечивающая электронная микроскопия, диффракция электронов, панорамный элементный анализ, измерение термической и радиационной ползучести методом кручения.

В работе представлены теоретические модельные представления о зарождении и росте скоплений точечных дефектов в чистых металлах и твердых растворах, а также механизмы нестабильности твердых растворов при облучении. Приводятся расчетные данные, выполненные совместно с ГЕОХИ, об активации исследованных материалов после их облучения в нейтронных спектрах термоядерного реактора ДЕМО и реактора на быстрых нейтронах БОР-бО.

В первой главе кратко рассмотрены существующие представления о процессах образования в облучаемых материалах первичных радиационных дефектов, коррелированных и некоррелированных (свободных) точечных дефектов - вакансий и междоузельных атомов (пар Френкеля) и их скоплений. Приведены литературные данные о стабильных гантельных конфигурациях собственных междоузельных атомов в ОЦК и

ГЦК решетках и условиях образования смешанных гантельных конфигураций при их взаимодействии с атомами растворенных элементов.

Рассмотрено также влияние растворенных элементов на диффузионную подвижность междоузельных атомов и вакансий и роль диффузионной подвижности в процессах накопления и отжига точечных дефектов, а также структурно-фазовых изменений в облучаемых металлических материалах.

Показано, что наличие атомов растворенных элементов модифицирует процессы накопления и отжига точечных дефектов в чистых металлах. В твердых растворах возможно образование комплексов дефектов с атомами растворенных элементов, в том числе и подвижных. Образование комплексов приводит к изменению диффузионной подвижности точечных дефектов и, соответственно, к изменению процессов зарождения и роста дефектных скоплений в твердых растворах и, как следствие этого процесса, к структурно-фазовой нестабильности. Наличие подвижных комплексов точечных дефектов с атомами растворенных элементов может приводить к переносу этих атомов на стоки и к изменению исходного химического и фазового состава сплавов, в том числе сплавов, которые в обычных термических условиях стабильны.

Одним из наиболее существенных результатов данного анализа является экспериментально и теоретически установленный факт, что в отличие от чистых металлов и разбавленных твердых растворов, в концентрированных сплавах диффузионная подвижность междоузельных атомов при определенных температурах облучения может быть ниже подвижности вакансий.

В значительной степени основные положения, рассмотренные в данной главе, используются при анализе экспериментальных результатов и описании разработанных модельных представлений, изложенных в последующих главах диссертации.

Во второй главе рассмотрены процессы зарождения и роста дислокационных петель междоузельного типа и вакансионных тетраэдров дефектов упаковки в чистых металлах и твердых растворах. Проведен анализ литературных данных по зарождению и росту скоплений радиационных точечных дефектов и дислокационных петель, главным образом, в чистых металлах с ГЦК и ОЦК решетками. Отмечена перспективность исследования механизмов данных процессов в твердых растворах и более сложных металлических системах. Приведены данные по влиянию кинетики роста дислокационных петель на процессы радиационного упрочения и охрупчивания металлических материалов, а также кинетических закономерностей их зарождения и роста на инкубационный период радиационного распухания.

Представлены оригинальные результаты комплексных экспериментальных исследований зарождения и роста дислокационных петель междоузельного типа и вакансионных тетраэдров дефектов упаковки в алюминии, твердых растворах алюминий-магний, алюминий-цинк и серебро-цинк при электронном облучении и дан их анализ в рамках разработанных модельных представлений. Для интерпретации экспериментальных данных предложены два модельных варианта, в которых доминирует диффузионная подвижность либо междоузельных атомов (алюминий и его сплавы), либо вакансий (сплавы серебро-цинк).

Для твердых растворов, когда доминирует диффузионная подвижность одного из дефектов (междоузельных атомов или вакансий) зарождение скоплений и кинетика их роста описывается зависимостью

= + а Л ¿> (г - т),

У и_

1/2

где О — скорость введения свободных дефектов, Я — константа скорости рекомбинаци, ЛГ и — константы скорости поглощения точечных дефектов скоплением. Параметр с'у0 определяет общую концентрацию междоузельных атомов или вакансий в зародышах закритического размера, а т — соответствующее этому время зарождения петель.

Экспериментальные исследования показали, что процесс зарождения и кинетика роста скоплений в твердых растворах принципиально отличается от механизмов, разработанных и предложенных для чистых металлов. Показано, что зарождение скоплений точечных дефектов происходит на атомах растворенных элементов и корректно описывается в рамках модифицированной классической теории зарождения. В процессе роста концентрация точечных дефектов в скоплениях выходит на насыщение.

Разработанная модель учитывает влияние примесей на диффузионные характеристики точечных дефектов, параметры их зарождения и роста. Результаты анализа и интерпретации экспериментальных данных для чистого алюминия и его сплавов, а также сплава А§-16 ат.% Ъх\ с использованием развитых модельных представлений позволили получить ряд величин, характеризующих данный процесс. В таблице 1 приведены некоторые параметры зарождения и роста скоплений точечных дефектов. Здесь р — плотность петель, т — инкубационное время зарождения, а, Ь, Ку — константы, J— скорость зарождения вакансионных тетраэдров, IV — эффективная ширина энергетического барьера для зарождения петель, рос -— скорость поглощения междоузельных атомов одной петлей закритического размера, т)' — параметр, характеризующий степень взаимной рекомбинации точечных дефектов, — время выхода концентрации дефектов на насыщение, — диаметр петель, /=(ф) |/2 — параметр, характеризующий радиационное упрочнение и охрупчивание.

Таблица 1

Параметры дислокационных петель и тетраэдров дефектов упаковки, полученные экспериментально и после обработки экспериментальных данных в соответствии с зависимостями

с 1 = СПВ + аЛг>0-т) и / =

Сплав р, т, а, ь, У, м3с-' (V Рос ** п', г, с! , /.

м'3(1021) с 10"4 с"1 (Ю-4) (1018) с-1 С"' (Ю4) с нм им

А1-99,999 0,66 145 2,03 10,1 4.5 74 18,7 10,0 6 3255 41,0 192

А1-0,06\^ 1,50 113 1,72 12,8 13,2 45 8.8 15,0 5 2565 26,4 158

Al-0,54Mg 2,00 470 1,48 5,3 4,2 47 2,4 7,2 39 6400 21,2 153

А1-2,1 2,00 565 1,44 4,0 3,5 44 1,7 5,6 73 8420 20,9 154

А1-0,022п 1,5 35 0,83 43,5 42,8 32 14,5 105,0 2 760 17,5 195

А1-о,югп 1,6 166 0,77 13,9 9,6 36 4,0 36,0 21 2420 16,3 195

А1-0,20гп 2,0 360 0,68 9,3 5,5 37 1,9 27,0 62 3740 13,7 195

А1-0,50гп 3,1 1070 0,60 5,5 2,9 36 0,6 18,0 227 6830 10,3 174

А1-0,82гп 5,0 1620 0,57 4,4 3,0 31 0,3 15,2 396 8842 7,9 159

А£-1бгп 18,0 550 3,15 5,7 32,0 80 5,9 760 6000 32,4 41,4

Из всех облученных материалов значения упрочнения оказались наибольшими для сплава 16 ат.% Ъъ.

Установлена тенденция влияния атомов растворенных элементов в твердых растворах на основе алюминия на инкубационные периоды процессов стационарного распухания и ползучести. С повышением их концентрации эти инкубационные периоды увеличиваются.

В третьей главе на основе результатов собственных исследований и литературных данных рассматривается процесс образования пор в чистых металлах и сплавах и эффективность порообразования при облучении различного типа. Приводятся оригинальные экспериментальные данные по исследованию структуры алюминия и его сплавов, полученные при облучении нейтронами деления и синтеза, а также результаты исследования процесса поробразования в ванадии, облученном электронами с энергией 21МэВ и в алюминии при воздействии лазерного излучения (рис.1). Отмечается, что процесс образования пор не только контролирует один из наиболее отрицательных эффектов облучения - радиационное распухание, но и стимулирует, подобно дислокационным петлям, радиационное упрочнение и охрупчивание, а также может сопровождаться

а б

Рис.1. Поры в чистом А1 после облучения нейтронами (а) и после импульсного лазерного воздействия (б).

выделениями на порах вторых фаз, то есть приводить к структурно-фазовой нестабильности.

В этой же главе анализируется сравнительная эффективность радиационного повреждения металлов нейтронами деления и синтеза, оцененная на основе экспериментальных данных по исследованию методами электрон-позитронной аннигиляции и просвечивающей электронной микроскопии их воздействия на алюминий и платину.

На примере чистого алюминия показана возможность эффективного моделирования образования пор при лазерном воздействии. Положительным качеством данного метода является его экспрессность и экологическая безопасность, связанная с отсутствием активации материалов, возникающей при нейтронном облучении.

В четвертой главе на основе комплекса собственных экспериментальных и теоретических исследований и литературных данных систематизированы представления о структурно-фазовых изменениях в облученных металлических материалах.

Рассматриваются результаты исследований радиационно-усиленной диффузии, влияния динамических эффектов и трансмутационных превращений на фазовую стабильность металлических материалов. Особое внимание уделено анализу собственных экспериментальных данных по распаду ненасыщенных разбавленных и концентрированных твердых растворов, в том числе пересыщенных, при электронном и нейтронном облучении на основе как собственных моделей, так и теоретических представлений, разработанных другими исследователями. Экспериментально исследовались сплавы А1-7п, Ag-Zn, V технической чистоты, У-ТЧ, У-Оа-^, У-Тт-ИЬ-К

К оригинальным моделям распада, относятся сегрегационные модели нестабильности твердых растворов по химическому и фазовому составу, когда диффузионный перенос

атомов растворенных элементов на дислокационные петли междоузельного типа или вакансионные тетраэдры дефектов упаковки осуществляется путем миграции смешанных гантелей. В первом случае кинетика распада твердого раствора описывается формулой

(X (с2 - 4 ) + р( 1п - 1п с°в ) = -О (/ - х),

где а, р — константы, св и ^ — исходная и текущая

концентрация компонента В в твердом растворе.

В случае, когда доминирует диффузионная подвижность вакансий

Г 2 ]1/2

где КАВ, 0, а, Ъ — константы.

Характерно, что когда более подвижны вакансии, в отличие от сегрегации на междоузельных дислокационных петлях, имеется инкубационный период выделения компонента В на вакансионных тетраэдрах, который характеризует различие в диффузионной подвижности вакансий и междоузельных атомов.

Предложена также модифицированная модель спино-дального распада, учитывающая процессы радиоционно-усиленной диффузии и компенсации точечными дефектами когерентных деформаций при образовании концентрационных волн. Механизм компенсации точечными дефектами когерентных деформаций в процессе фазовых превращений может, по-видимому, играть определенную роль и в подавлении образования скоплений радиационных дефектов в сплавах. Результаты электронномикроскопических исследований струкгурно-фазовых изменений при облучении в сплаве ВТАН (У-ТьМЬ-Ы) хорошо согласуются с этим предположением.

Рассмотрена кристаллографическая модель образования зародышей предвыделенной £-фазы в а-твердых растворах

Таблица 2

Результаты экспериментальных исследований распада ряда ненасыщенных твердых растворов при электронном и нейтронном облучением

Сплав Предел Облучение, Фазы Механизм

растворимости отжиг образования

А1-0,06% 2,2% е, Ф>1021см-2,20°С мВзА18 Спинодальный, сегрегационный

А1-0,54% —'•— е.Ф>1021 см"2,20°С М85А18 Спинодальный, сегрегационный

п,Ф=2,6102Осм-2,~100°С М8зА18 Сегрегационный, трансмутационно-

отжиг 150°С сегрегационный

А1-2,1%Мё —'•— п, Ф=2,6-1020 см2, ~ 100°С Мб5А18 Сегрегационный,трансмутационно-

отжиг 150°С сегрегационный

п, Ф=2,6'1020 см-2. ~100°С

отжиг 400°С

А1-0,02%2п-0,01%Мв 1,1 %гп П, Ф=2,6-1020 см-2, -100°С мвп(А1,гп)49 Трансмутационно-сегрегационный

А1-0,1%2п-0,06%Мё — - е, Ф>1022 см"2, 100°С М§з2(А1,гп)49

А§-8,75%2п 27% гп е, Ф>1022 см"2, <70°С Распад, изменение ближнего порядка

А£-1;8;16%2п — '— е, Ф>1022см'2 <70°С Распад с образованием модулированной структуры

У-0.5%(А1,...) е, Ф>1022 см'2 Распад с образованием

е, Ф>1022 см-2 модулированной структуры

У-4,0%Са-0, 81 Сегрегационный

У-5 %П-20%КЬ-0,44%Ы е, Ф>1022см'2,400°С Распад с образованием

е, Ф>1022 см"2 модулированной структуры

Си-44%№ Спинодальный распад, рекомбинационн ы й

РЬ-сталь е, Ф>1022 см"2 Динамический

серебро-цинк Образование тетраэдров создает кристаллографические предпосылки для структурного перехода ГЦК решетки в ГПУ. Приток к тетраэдрам атомов В, в нашем случае атомов 7п, в виде смешанных гантелей способствует стабилизации и росту зародышей гексагональной ^-фазы, поскольку соотношение с,п/сАё для нее выше, чем для исходного а-твердого раствора серебро-цинк.

Результаты собственных экспериментальных исследований структурно-фазовых изменений в твердых растворах при облучении приведены в таблице 2.

Во всех указанных в таблице металлических системах радиационно-стимулированный распад обнаружен впервые.

При электронном облучении образование фаз в сплавах А1-0,06 ат.%М§ и А1-0,54 ат.%М§ наблюдалось лишь при высокой скорости введения точечных дефектов ~3 • 10-4 с"1. В процессе облучения сплава А1-0,06 ат.%М^ и А1-0,54 сначала происходит образование междоузельных дислокационных петель, а затем выделений однородного контраста типа зон Гинье-Престона. При дозе 3 1025 м"2 образуются тетраэдры и появляются рефлексы от фазы Mg5Alg. Таким образом, механизм выпадения фазы может быть следующим: зоны Гинье-Престона - фаза \^5А18 - тетраэдры.

Фазовые изменения, вызванные облучением, при дальнейшем термическом воздействии могут носить как обратимый, так и необратимый характер.

Облучение чистого алюминия нейтронами приводит к образованию крупных ограненных пор, петель дислокаций и мелкодисперсных выделений нерегулярной формы, часто связанных с порами. При облучении в спектре нейтронов деления, из-за высокого сечения ядерной реакции 27А1(п,у)2881 возможно выпадение трансмутационного 81. Из-за низкого (<10"2%) предела его растворимости в А1 при температурах <200°С можно предположить, что наблюдаемые мелкодисперсные выделения в чистом А1 являются выделениями Би при его выпадении в матрице и на порах. Данный механизм

образования фазы относится к трансмутационному, поскольку в исходном материале кремний практически отсутствует. Выделение в чистом алюминии является характерные примером структурно-фазовой нестабильности при наработке элемента по ядерным реакциям.

В сплавах А!-М§ захват тепловых нейтронов изотопом М§25, содержание которого в естественной смеси изотопов М§ составляет -10%, должен приводить к дополнительному, по сравнению с чистым А1 и сплавом А1 -0,02 ат.%2п, увеличению концентрации трансмутационного Не, который стабилизирует поры.

Процесс коагуляции пор сопровождается переносом атомов на крупные поры, повышая их локальную концентрацию и размер сегрегационной зоны. Трансмутационный 81 обладает более низкой диффузионной подвижностью в А1 по сравнению с М§ и более низкой концентрацией. Поэтому образование фазы происходит в зонах сегрегации атомов Таким образом механизм образования фазы М§5А18 после облучения и отжига связан с образованием трехмерных дефектов вакансионного типа с сегрегациями фазы №^5А18. Этот процесс контролируется переносом атомов М§ на вакансионный сток-пору по механизму миграции комплексов атом - вакансия.

В сплавах А 1-0,02 ат.%2п-0,01 ат.%?^ после облучения нейтронами при 100°С выделяются две фазы — фаза М§32(А1,2п)49 и А1-М§-2п, в которой содержание магния больше, чем в фазе М§32(А],гп)49. Механизм распада ненасыщенного твердого раствора в данном случае практически полностью аналогичен механизму распада сплава А1-М§. При этом также происходит перенос атомов в область вакансионных тетраэдров дефектов упаковки, где и наблюдается выделение фаз.

В сплаве А 1-2,1 ar.%Mg, отожженном изохронно до 450°С, наблюдались выделения фаз по границам зерен и выделения пластинчатой формы на порах. В отличие от сплава А 1-0,54 ат.%М§ дополнительные рефлексы соответствовали двум 20

Рис.2 Микроструктура сплава А1-2,1 ат.%М§, облученного нейтронами при 100°С дозой 2,6-1020 см"2 и отожженного при 450°С с выделениями фазы М§28ь

фазам — М§5А18 и М^ь На рис.2 в режиме темного поля хорошо видны выделения на порах, светящихся в рефлексах фазы

Сравнительное исследование влияния облучении электронами с энергией 1 МэВ на структурно-фазовые изменения в ванадии технической чистоты ВНМ-1 (99,52%) и в электролитическом ванадии чистотой 99,98% показали, что облучение электролитического ванадия в интервале температур 20-3 00°С приводит к образованию и росту дислокационных петель междоузельного типа, тогда как облучение ванадия технической чистоты в тех же условиях приводит к распаду с образованием

а б

Рис.3. Пространственно-ориентированные модулированные структуры

при облучении электронами энергией 1 МэВ дозой 6-1021 см'2:

а — сплав А§-16 ат.% Ъп, 20°С; б — сплав У-ТШЬ-Ы, 450°С

(изображение в темном и светлом поле).

пространственно-ориентированной структуры типа модулированной вдоль направлений <111> решетки матрицы.

Подобный результат с образованием пространственно-ориентированных модулированных структур при облучении получен и на сплавах системы У-Ть1ЧЬ-М и сплавах Ag-Zn (рис.3).

Следует специально отметить, что образование интерметал-лидной фазы (ТцА18,Мо,У) при электронном и нейтронном облучении сплава У-21,5 ат.%Т\ обнаружено впервые. Ранее, образование интерметаллидных фаз в сплавах У-П, У-Сг-П, У-ТЧ^ не наблюдалось. Как правило, в этих системах наблюдаются соединения титана или титана и ванадия с неметаллическими примесями.

В данной главе представлены также нетривиальные экспериментальные данные по взаимодействию жидкого свинца и нержавеющей стали Х12Г14Н4ЮМ при электронном облучении. Как показали результаты элементного панорамного анализа после облучения при 600°С образца нержавеющей стали в контакте с жидким свинцом весьма незначительной дозой — 1,410,8см'2 облучения электронами энергией 2,2 МэВ происходит весьма значительное обогащение свинца по

100

5

о £

ю

к •е-

5

0,1

\ Термический отжиг | Облучение

I I I I I

В1 Ад А! Со Сг ¿п N1 Ре Мп

Элемент

Рис.4. Коэффициент обощения исходного свинца элементами при термическом отжиге и облучении.

большинству элементов входящих в состав стали (рис.4). При этом концентрация ряда имплантированных в сталь элементов существенно превысила их предел растворимости при 600°С, что говорит о действии динамического механизма переноса легирующих и примесных элементов стали в свинец.

В пятой главе приведены результаты численных расчетов активации ряда металлических материалов для нейтронных спектров быстрого реактора БОР-бО и термоядерного реактора ДЕМО и кинетики спада наведенной радиоактивности после окончания облучения с применением программного комплекса ACTIVA. Расчеты проводились с использованием данных элементного панорамного анализа, который по сравнению со стандартным химическим анализом позволяет с высокой точностью определить концентрацию значительно более широкого спектра элементов, входящих в состав исследуемого материала. При этом особенно важно, что обладая высокой чувствительностью, данный метод позволяет выявить даже незначительные концентрации примесных элементов, образующих долгоживущие радионуклиды, снижающие скорость спада наведенной радиоактивности.

Показано, что использование для приготовления сплавов, в частности ванадиевых, ванадия технической чистоты (ВНМ-1), который содержит -0,5% примесей, существенно влияет на активационные свойства материала. Расчетные данные по спаду наведенной активности после облучения спектром термоядерного реактора ДЕМО ванадия технической чистоты и гипотетически чистого ванадия показывают, что примеси заметно увеличивают время спада активности до приемлемого уровня, а использование ванадия технической чистоты существенно ухудшает активационные свойства сплава (рис.5).

Проведенные для сравнения расчеты активации ванадиевого сплав ВТАН (V-10%Ti-20%Nb-0,44%N), который ранее также рассматривался как перспективный материал для термоядерной энергетики, показали неприемлимость его использования как

Время, годы

Рис.5 Расчетные кинетические зависимости спада мощности эквивалентной дозы: 1 — гипотетически чистый ванадий, 2—ванадий ВНМ-1,3 — сплав ВТАН. Облучение спектром термоядерных нейтронов реактора ДЕМО.

материала для термоядерного реактора. Неудовлетворительные характеристики сплава обусловлены наличием такого легирующего компонента как ниобий, который катастрофически ухудшает активационные свойства.

Практическое значение имеют и расчеты активации и ее последующего спада в малоактивируемых сплавах на основе ванадия: У-4Сг- 4Л производства США, У-4Сг-4"П производства ВНИИНМ, У-3,6Са-0,8251 и малоактивируемой ферритной стали Ре9С^УМп, проведенные для нейтронного спектра термоядерного реактора ДЕМО и флюенса 2 1023см'2(рис.6).

Расчеты показали, что времена достижения биологически безопасного уровня для всех сплавов ванадия лежат в пределах 20-30 лет, что значительно ниже, чем для ферритной стали (>100 лет). Следует отметить, что с экологической точки зрения и с учетом материальных затрат на переработку и захоронение радиоактивных отходов, что в значительной степени определяется скоростью спада наведенной радиоактивности, сплавы ванадия в качестве материала первой стенки реактора ДЕМО имеют несомненные преимущество по сравнению с мало-активируемой ферритной сталью. 24

О- У-4Сг-4Т| (США)

Продолжительность выдержки, годы

Рис.6. Кинетика спада наведенной радиоактивности сплавов У-4Сг-4Л производства США и ВНИИНМ, сплава У-3,61 Са-0,8281 (ИМЕТ РАН) для нейтронного спектра термоядерного реактора ДЕМО, флюенс 2-1023 н/см2. Для сравнения представлена аналогичная кривая для ферритной стали 10Х9ВФА (ИМЕТ РАН). Расчеты активации материалов проводились на основе данных панорамного элементного анализа сплавов.

На основе данных, полученных при электронном облучении нержавеющей стали в контакте с жидким свинцом, проведены расчеты скорости спада наведенной радиоактивности в исходном и облученном электронами свинце после их активации в нейтронном спектре реактора БОР-бО флюенсом 2 1023см'2 (рис.7). В результате показано, что если в исходном свинце время спада до биологически безопасного уровня составляло всего три дня, то для облученного в контакте со сталью свинца, за счет присутствия в нем примесных элементов из стали, оно увеличилось до одного года.

Этот результат имеет важное практическое значение, поскольку по проекту создания нового реактора БРЕСТ-300 в нем в качестве теплоносителя предусмотрено использование жидкого свинца.

Предельная доза для персонала

—П— Образец X»! —о— 06paseu№2 —Д— Образец ЖЗ

10'3 1С"2 1С'" 10° 1С' 1С2 1С3 104 Время, годы

Рис.7. Расчетные кинетические зависимости спада мощности эквивалентной дозы образцов свинца облученного спектром нейтронов реактора БОР-бО.

Одним из основных выводов по активации сплавов является требование использования для их производства особо чистых материалов, так как наличие даже небольших количеств примеси может значительно ухудшить активационные характеристики сплава.

В шестой главе приведены экспериментальные данные по радиационной ползучести металлов и сплавов. Исследование ползучести представляет интерес, так как позволяет сравнить данные, полученные при исследовании структурно-фазовых изменений, а также оценить их влияние на реальные механические свойства. Изучение структурно-фазовых изменений и, в том числе, влияние легирования на подвижность радиационных точечных дефектов, естественно, должно сказываться и на других свойствах материала, которые определяются диффузионными характеристиками, в частности на ползучести. В этой связи были изучены параметры ползучести сплавов Al, Ag-Zn — материалов, в которых при структурно-фазовых исследованиях наблюдались изменения подвижности точечных

дефектов, а также сравнительные исследования термической и радиационной ползучести перспективных ванадиевых сплавов системы У-И-Сг и У-Оа-8ь

Ползучесть исследовалась методом кручения проволочных образцов при нагреве и облучении электронами энергией 2,2 МэВ, интенсивностью 10" м'2см"1.

Обычно во всех моделях ползучести предсказывается ее ускорение в радиационных условиях за счет повышения подвижности дислокаций, вследствие поглощения ими избыточного количества радиационных точечных дефектов. Оценить влияние избыточных точечных дефектов можно по сравнению скоростей ползучести до и в начальный период облучения, когда структурные изменения не успевают произойти. Стадия радиационно-стимулированной переходной ползучести проявляется тем заметнее, чем сильнее разница в подвижности дефектов разного типа и выше их концентрация.

Особый интерес представляет изучение нестационарной радиационной ползучести при импульсном облучении, когда в каждом цикле накапливается дополнительная деформация, величина которой может достигать недопустимых значений.

При изучении зарождения и роста дислокационных петель в алюминии и сплаве алюминия с цинком было обнаружено заметное снижение диффузионной подвижности междоузельных атомов за счет образования смешанных гантельных конфигураций алюминий-цинк.

Зависимости скорости ползучести от времени для чистого алюминия и сплава А1 -0,82 ат.% Тп при температуре испытания 40° С приведены на рис.8. Как видно, для чистого алюминия рост скорости ползучести начинается сразу после начала облучения, а в сплаве А1-2п — лишь через 5-10 мин после начала облучения. При температуре 90° С и выше облучение не влияет на процесс ползучести как алюминия, так и сплава \\-Zn.

Данные по ползучести полностью коррелируют с данными по зарождению и росту дислокационных петель, где для сплава

г, Ю'7с< 15 г

10

■У

5

~ Вкл *

пучка I

¿, мин

Рис.8. Эволюция скорости ползучести сплава А1-0,82 ат.% 2п при включении и выключении электронного пучка при 40°С.

к\-Ъп, в отличие от чистого алюминия также имеется инкубационный период ~ 1600 с.

Экспериментальные данные по структурно-фазовым изменениям при облучении в модельных сплавах системы серебро-цинк показали, что в них происходит инверсия диффузионной подвижности точечных дефектов. Значительный интерес в этой связи представляло экспериментально оценить, как это скажется на ползучести системы под облучением.

Во всех случаях при включении облучения происходит снижение скорости ползучести, кроме 120°С — после быстрого снижения в начальный период облучения скорость радиационной ползучести вновь возрастала (рис.9). При выключении электронного пучка скорость ползучести при низких (<60°С) температурах не меняется, а при 70°С и выше наблюдается а

скачкообразный всплеск скорости ползучести, после релаксации которого скорость термической ползучести практически не отличалась от скорости радиационной ползучести перед выключением пучка. Нарастание скорости ползучести при выключении пучка происходило за 5 мин при 70-90°С и быстрее ~1 мин, при 120°С.

о 8 х 8 с

I Пучок вкл

Ag-Zn 30°С,44 МПа

£ 4

Пучок ВЫЮ1

о

б 2

12

О 10

о

1 8

и

1 6

с

•а 4

О 2

О

О 10 20 30 40 50 60 70 80 Время, мин

| Пучок вкл | Пучок выкл

\ А$-7м

\ 90°С, 43 МПа

10 20 30

40 50 60 Время, мин

70 80 90 100

Рис.9. Эволюция скорости ползучести сплава Ag-8,75 ат.%7п при включении и выключении электронного пучка при 90°С.

При температурах <60-80°С скорость ползучести не реагирует на выключение электронного пучка, тогда как при более высоких температурах наблюдается переходной процесс всплеска скорости ползучести, после завершения которого она опять возвращается к радиационно-равновесному значению. Снижение скорости ползучести при включении электронного пучка и ее неизменность при выключении соответствует представлениям о необратимом радиационном упрочнении сплава.

Как показано в экспериментах по зарождению дефектных скоплений, при температурах ниже ~60-80°С подвижность вакансий выше подвижности междоузельных атомов.

Энергия активации радиационной ползучести при температурах ниже 80°С равна -0,63 эВ, что хорошо совпадает с данными по энергии миграции ваканий. Полученный результат полностью коррелирует с зарождением и ростом дефектных скоплений в этом сплаве при облучении при температурах ниже 70°С, когда наблюдается образование вакансионных тетраэдров дефектов упаковки. Необратимость радиационного эффекта ползучести сплава А§-8,75 ат.% 2п в радиационных условиях так же хорошо объясняется наблюдаемым загрязнением тераэдров предвыделениями.

Эффект снижения скорости ползучести при облучении коррелирует с результатами по изменению электросопротивления и данными по росту тетраэдров и распаду твердого раствора Ag-Zn за счет сегрегации атомов цинка на дефектах упаковки.

При сравнительном исследовании ползучести сплавов У-4Сг-4ТЧ и У-3,61 Са-0,8281 было установлено, что хотя скорость установившейся ползучести сплава У-ва-Б! может в 2-3 раза превышать скорость ползучести сплава У-Сг-И, однако склонность сплава У-Сг-П к охрупчиванию при температурах ниже ~400°С приводит к его ускоренному разрушению уже при относительно невысоких приложенных напряжениях, тогда как сплав У-ва-Б! демонстрирует классическую картину ползучести с выходом на стационарную стадию, на протяжении которой скорость ползучести в течение длительного времени остается неизменной.

Экспериментальные исследования радиационной ползучести показали, что облучение влияет как на скорость, так и на термоактивационные параметры процесса ползучести обоих сплавов. Из представленных на рис.10 температурных зависимостей скорости установившейся ползучести в термических и радиационных условиях видно, что в сплаве У-Сг-Тт облучение при любых температурах в интервале 350-450°С приводит к ускорению ползучести, тогда как в сплаве У-ва-Б! облучение замедляет ползучесть. 30

\ЛСг-Т| Выкл а

470е С 197 МПа обл

- ■ а

- Вкп /

обл /

-

Время, мин

-1—■—I—■_I_■_I_,_1_._|_|_|_.—I—I—1_

О 5 10 15 20 25 30 35 40 Время, мин

Рис. 10. Эволюция скорости ползучести сплавов У-4Сг-4П (а) и У-3,61 йа-0,8281 (б) в условиях циклического электронного облучения.

При циклическом электронном облучении ванадиевых ъ сплавов было установлено, что изменение скорости ползучести

в процессе облучения и после его прекращения происходит не мгновенно, и в течение некоторого переходного периода наблюдается стадия нестационарной радиационной ползучести (рис. 10). Применительно к условиям работы материалов первой стенки реактора ДЕМО были проведены оценки, согласно которым в некоторых случаях за счет этого эффекта в условиях

импульсного или циклического облучения возможно накопление значительной дополнительной деформации ползучести.

Следует отметить принципиальное различное поведения двух исследованных сплавов. Если в сплаве У-Сг-Тм при облучении происходит достаточно быстрое увеличение скорости ползучести, которая даже после прекращения облучения хотя и снижается вновь, все равно остается выше, чем исходное значение до облучения (рис. 10а), то в сплаве У-Оа-81 облучение резко замедляет ползучесть, так что ее скорость даже после прекращения облучения и некоторого переходного процесса остается в 2-3 раза ниже, чем до первого цикла облучения (рис.106). Таким образом, в сплаве У-ва-Б! циклическое облучение не только не приводит к накоплению дополнительной деформации за счет эффекта радиационно-индуцированной переходной ползучести, но, наоборот, вызывает эффективное снижение скорости ползучести и, соответственно, уменьшение деформации ползучести, что является весьма полезным свойством такого конструкционного материала.

Различие в радиационном поведении двух сплавов связано с тем, что в сплаве У-Сг-Т1 облучение за счет введения избыточной концентрации радиационных точечных дефектов стимулирует диффузионные процессы, контролирующие ползучесть, тогда как в сплаве У-Оа^ происходит смена контролирующего механизма ползучести. При этом важную роль могут играть процессы диффузии комплексов примесей с радиационными точечными дефектами и вызванная ими радиационно-стимулированная сегрегация этих примесей, например, на дислокациях, что может резко снизить их подвижность и, как следствие, скорость контролируемой их движением ползучести. Данный результат коррелирует с данными по зарождению и росту дислокационных петель с сегрегациями на них при облучении.

Сравнительные исследования ползучести сплавов У-4Сг-4И и У-3,60а-0,881 показали, что хотя в интервале температур 200-500°С и приложенных напряжениях 100-200 МПа скорость 32

установившейся ползучести сплава У-Са-81 несколько выше, чем сплава У-Ст-ТМ, однако склонность сплава У-Сг-Т1 к охрупчиванию при температурах ниже 400°С ограничивает возможность его использования в качестве конструкционного материала, работающего в условиях сильного нагружения. В условиях электронного облучения поведение У-Сг-ТЧ и У-Са-81 сплавов принципиально различается — облучение эффективно замедляет ползучесть сплава У-ва^ и увеличивает результирующую скорость ползучести сплава У-Сг-И

1. Получен комплекс оригинальных экспериментальных данных по исследованию диффузионной подвижности точечных дефектов в чистых металлах и сплавах. Впервые, на примере сплавов Ag-( 1,8,16,25 )aт.%Zn экспериментально показано, что диффузионная подвижность междоузельных атомов в них при температурах <80°С ниже, чем подвижность вакансий.

2. Впервые экспериментально установлено влияние типа и концентрации атомов растворенных элементов на зарождение и рост дислокационных петель междоузельного типа в ненасыщенных твердых растворах на основе алюминия и влияния температуры облучения и концентрации цинка на зарождение и рост дислокационных петель междоузельного типа и вакансионных тетраэдров дефектов упаковки в а-твердых растворах серебро-цинк.

3. Разработаны кинетические модели, которые, в отличие от ранее известных, позволили получить из экспериментальных данных физические характеристики, контролирующие процессы роста петель и тетраэдров и, впервые, параметры их зарождения (табл.1).

4. Получен комплекс оригинальных экспериментальных данных по фазовой нестабильности разбавленных и концентрированных ненасыщенных и пересыщенных твердых растворов на основе алюминия, серебра и ванадия при электронном и

Основные выводы

нейтронном облучении. Впервые идентифицирован ряд фаз, образовавшихся при радиационно-стимулированном распаде указанных материалов (табл.2). Впервые разработаны кинетические механизмы образования сегрегации и выделений фаз на дислокационных петлях и тетраэдрах дефектов упаковки в твердых растворах. Для интерпретации экспериментальных данных по распаду в системе медь-никель при облучении предложена модифицированная модель спинодального распада, объясняющая радиационно-стимулированный сдвиг процесса распада твердого раствора из металлостабильной в нестабильную область превращения.

5. Показано, что при электронном облучении контактной пары нержавеющая сталь - жидкий свинец происходит перенос элементов, входящих в состав стали в свинец в концентрациях, значительно превышающих их предел растворимости в свинце в отсутствии облучения.

6. Рассчитаны параметры активации и скорости спада наведенной радиоактивности облученного свинца, по сравнению с необлученным, на основе результатов панорамного элементного анализа. Показано, что примеси значительно увеличивают (~ на 2 порядка) время спада активности до биологически безопасного уровня, что необходимо учитывать, в частности, при проектировании нового реактора БРЕСТ-300 со свинцовым теплоносителем.

Рассчитаны параметры активации перспективных мало-активируемых материалов: сплавов У-4Сг-4"П, У-3,6Са-0,881, а также ферритной стали, после их облучения спектром термоядерного реактора ДЕМО. Показано, что времена достижения биологически безопасного уровня для сплавов ванадия лежат в пределах 20-30 лет, что значительно ниже, чем для ферритной стали (>100 лет).

7. Изучена термическая и радиационная ползучесть алюминия и сплавов на его основе, а также сплавов серебра и ванадия. Результаты по ползучести полностью коррелируют с данными по структурно-фазовым изменениям в этих сплавах. 34

Сравнительные испытания термической и радиационной ползучести перспективных малоактивируемых сплавов на основе ванадия: V-4Cr - 4Ti и V-0,82Ga-3,6Si показали, что скорость ползучести сплава V-Ga-Si несколько выше, чем сплава V-4Cr-4Ti, однако при этом пластичность сплава V-0,82Ga-3,6Si значительно выше. При электронном облучении скорость ползучести сплава V-Cr-Ti возрастает, тогда как в сплаве V-Ga-Si она уменьшается.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1. Иванов JT И., Лазоренко В.М., Платов Ю.М., Симаков C.B. Распад твердого раствора сплава ВТАН при облучении и термическом старении. Физика и химия обработки материалов, 1984, №4, с.27-30.

2. Лазоренко В.М., Платов Ю.М., Симаков C.B. Зарождение и рост дислокационных петель междоузельного типа в разбавленных сплавах на основе алюминия. Физика металлов и металловедение, 1984, т.58, №5, с.943-949.

3. Иванов Л И., Казилин Е.Е., Платов Ю.М., Симаков C.B., Янушкевич В.А. Образование пор в алюминии при лазерном воздействии. Физика и химия обработки материалов, 1985, №5, с.25-27.

4. Заболотный В.Т., Иванов Л.И., Платов Ю.М., Лазоренко В.М., Симаков C.B. Эффективность радиационной повреждаемости Pt и AI при воздействии нейтронов деления и синтеза. Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. 1985, вып.4(37), с.17-21.

5. Иванов Л.И., Лазоренко В.М., Платов Ю.М., Калинин В.Г., Симаков C.B., Смирнов A.B., Товтин В.И, Торопова Л.С., Шамардин В.К. Образование фаз в разбавленных твердых растворах на основе алюминия при нейтронном облучении.

Физика и химия обработки материалов, 1985, №4, с. 16-21.

6. Заболотный В.Т., Иванов Л.И., Платов Ю.М., Симаков C.B. Эффективное сечение дефектообразования при облучении ванадия электронами с энергией 21 МэВ. Физика и химия обработки материалов, 1985, №1, с.124-126.

7. Платов Ю.М., Симаков C.B. Образование и рост скоплений точечных дефектов и нестабильность бинарных твердых растворов в условиях облучения. Физика металлов и металловедение, 1986, т.61, №2, с.213-217.

8. Иванов Л.И., Волков М.Г., Платов Ю.М., Садыхов С.И.О., Симаков C.B. Механизм распада сплава медь-никель в условиях облучения. Физика и химия обработки материалов, 1988,№1,с.28-33.

9. Платов Ю.М., Симаков C.B. Диффузионная подвижность точечных дефектов и структурно-фазовые изменения в ненасыщенных концентрированных а-твердых растворах Ag-Zn при облучении электронами. Физика и химия обработки материалов, 1988, №6, с.5-10.

10. Лазоренко В.М., Платов Ю.М., Симаков C.B., Торопова Л.С., Товтин В.И. Структурно-фазовые изменения в разбавленных сплавах алюминия при нейтронном облучении и последующем отжиге. В кн. под ред. акад. Н.М.Жаворонкова. Конструкционные материалы реакторов термоядерного синтеза. М.:, Наука, 1988, с. 167-174.

11. Иванов Л.И., Лазоренко В.М., Платов Ю.М., Симаков C.B. Структурно-фазовые изменения и радиационная повреждаемость ванадиевого сплава BTAII. В кн. под ред. акад. Н.М.Жаворонкова. Конструкционные материалы реакторов термоядерного синтеза. М.:, Наука, 1988, с. 174-178.

12. Платов Ю.М., Симаков C.B., Цепелев А.Б. Влияние подвижности точечных дефектов на радиационную ползучесть алюминия и твердого раствора алюминий-цинк. Физика и химия обработки материалов, 1989, № 1, с. 11 -13.

13. Платов Ю.М., Лазоренко В.М., Симаков C.B., Товтин В.И.

В кн: Моделирование на ЭВМ дефектов в металлах. Ленинград, Наука, 1990, с. 146.

14. Платов Ю.М., Симаков C.B., Иванов В.В. Кинетика и механизм распада ненасыщенных твердых растворов серебро-цинк при облучении. Физика и химия обработки материалов, 1990, №3, с.20-24.

15. PlatovYu.M., LazorenkoV.M., Simakov S.V., Tovtin V.l., Ivanov V.V. Instability of solid solutions under irradiations. Key Engineering Materials. Mater.Sci.Forum., 1992, v.97-99, p.253-272.

16. Иванов Л.И., Лазоренко B.M., Платов Ю.М., Симаков C.B., Товтин В.И. Структура и свойства радиационных дефектов ванадия облученного электронами и нейтронами. Труды IX Межнационального совещания «Радиационная физика твердого тела». M.: 1999, т. 1, с.661.

17. Платов Ю.М., Симаков C.B., Цепелев А.Б. Радиационная ползучесть сплава Ag-Zn в условиях электронного облучения. Физика и химия обработки материалов, 2000, №4, с.18-25.

18. Симаков C.B., Терентьев С.А., Поляков В.А. Влияние облучения на физические свойства кристаллов форстерита. Физика и химия обработки материалов, 2002, №6, с.25-27.

19. Симаков C.B., Ахметшин Э.А. Радиационная сепарация металлов. ФХОМ, 2003, №3, с.89-90.

20. Иванов Л.И., Лазоренко В.М., Платов Ю.М., Симаков C.B., Товтин В.И. Образование интерметаллидной фазы (Ti, А18, Mo, V) в сплаве V-21,5 aT.%Ti при электронном и нейтронном облучении. Перспективные материалы, 2003, №5, с.50-52.

21. Симаков C.B., Платов Ю.М., Дедюрин А.И., Филяев И.Н., Цепелев А.Б. Термическая ползучесть малоактивируемых сплавов V-4Cr-4Ti и V-3,61Ga-0,82Si. Перспективные материалы, 2004, №2, с.49-51.

22. Колотое В.П., Платов Ю.М., Симаков C.B., Цепелев А.Б.,

Филяев И.H. Параметры активации и ползучесть мало-активируемых сплавов на основе ванадия. Перспективные материалы, 2004, №6, с.23-30.

23. Аврамов Ю.С., Иванов Л.И., Симаков C.B., Шляпин А.Д. Взаимодействие жидкого свинца со сталью при термическом и радиационном воздействии. Физика и химия обработки материалов, 2005, №1, с.42-46.

24. Симаков C.B. Структурно-фазовые изменения при электронном облучении и активационные свойства ванадия различной чистоты. Перспективные материалы, 2005, №1, с.38-40.

25. Симаков C.B. Особенности механизмов фазовых превращений в металлах и сплавах при радиационных воздействиях. Металлы, 2005, №2, с.96-102.

26. Платов Ю.М., Симаков C.B., Цепелев А.Б., Филяев И.Н. Энергия активации ползучести сплавов на основе ванадия. Физика и химия обработки материалов, 2005, №2, с.95-96.

27. Simakov S.V. Mechanisms of Radiation-Assisted Phase Transformations in Metals and Alloys. Russian Metallurgy, Vol. 2005, No. 2, pp. 174-179.

Подписанов печать 1 09 2005 г Заказ №25 Тираж 100 экз Объем 1,9 п л Отпечатано в ООО «Интерконтакт наука», Москва, Ленинский пр 49

РНБ Русский фонд

2006^4 26981

!

I

I

Введение.

1 Глава. Взаимодействие радиационных точечных дефектов с атомами растворенных элементов и их диффузионная подвижность в твердых растворах.

1.1 Введение.

1.2. Взаимодействие точечных дефектов с атомами растворенных элементов.

1.3. Диффузионная подвижность точечных дефектов в чистых металлах и твердых растворах и ее влияние на процессы накопления и отжига радиационных дфекгов.

3.2. Образование вакансионных скоплений в ванадии, облученном электронами с энергией 21 МэВ.38

3.3. Сравнительная эффективность радиационной повреждаемости Pt и А1 при воздействии нейтронов деления и синтеза.41

3.4. Образование пор в алюминии при лазерном воздействии.46

3.5. Заключение.49

Выводы

Научная новизна и практическая ценность результатов, полученных в диссертационной работе, кратко заключаются в следующем: получен комплекс оригинальных экспериментальных данных по исследованию диффузионной подвижности точечных дефектов в чистых металлах и сплавах. В рамках данного направления впервые экспериментально показано, что диффузионная подвижность междоузельных атомов в твердых растворах в отличие от чистых металлов может быть ниже подвижности вакансий; впервые проведены комплексные экспериментальные исследования влияния типа и концентрации атомов растворенных элементов на параметры зарождения и роста дислокационных петель междоузельного типа в ненасыщенных твердых растворах на основе алюминия. В рамках данного направления проведены также исследования влияния температуры облучения и концентрации цинка на параметры зарождения и роста дислокационных петель междоузельного типа и вакансионных тетраэдров дефектов упаковки в а-твердых растворах серебро-цинк.

Для анализа экспериментальных данных разработаны кинетические модели, которые, в отличие от ранее известных, позволили получить более широкую информацию не только о параметрах, контролирующих процессы роста петель и тетраэдров, но, впервые, и о параметрах их зарождения.

-— Проведен анализ влияния типа междоузельных дислокационных петель на инкубационные периоды зарождения вакансионных скоплений и пор и на стационарные процессы их роста. На основе проведенных экспериментальных исследований рассчитана эффективность повреждения ванадия электронами с энергией 21 МэВ. Используя собственные данные и данные других авторов по облучению алюминия и платины нейтронами деления и синтеза рассчитана эффективность радиационного повреждения. Показано, что эффективность повреждения этих материалов нейтронами синтеза (£-14 МэВ) приблизительно на порядок превышает аналогичную эффективность для нейтронов деления в расчете на один нейтрон. Проведены оригинальные экспериментальные данные по облучению алюминия импульсами лазерного излучения при различных режимах и условиях. Отмечена возможность моделирования с помощью лазерного излучения процесса порообразования при нейтронном облучении.

Получен комплекс оригинальных экспериментальных данных по фазовой нестабильности разбавленных и концентрированных ненасыщенных и перенасыщенных твердых растворов на основе алюминия, серебра и ванадия при электронном и нейтронном облучении. Идентифицированы фазы, образованные прирадиационно-стимулироанном распаде указанных материалов. Проведен анализ полученных результатов в рамках как ранее известных моделей других авторов, так и моделей, предложенных в диссертационной работе. В частности, впервые разработаны кинетические механизмы образования сегрегаций и выделений фаз на дислокационных петлях и вакансионных тетраэдрах дефектов упаковки. Для интерпретации экспериментальных данных по распаду при облучении предложена модифицированная модель спинодального распада, позволяющая объяснить радиационно-стимулированный сдвиг процесса распада твердого раствора из метастабильной в нестабильную область превращения.

На основе результатов по электронному облучению контактной системы нержавеющая сталь - жидкий свинец впервые показано, что при этом происходит динамический перенос растворенных элементов и примесей из стали в свинец в концентрациях, значительно превышающих их предел растворимости в свинце в отсутствии облучения. Последующие расчеты параметров активации на основе результатов панорамного элементного анализа показали значительное снижение скорости спада наведенной радиоактивности в облученном свинце по сравнению с необлученным, что необходимо учитывать, в частности, при проектировании нового реактора БРЕСТ-300, где жидкий свинец предполагается использовать в качестве теплоносителя. Параметры активации на основе результатов панорамного элементного анализа рассчитаны также и для перспективных малоакгивируемых материалов: сплавов ванадия и ферритной стали с целью оценки перспективности их применения в качестве материалов первой стенки термоядерного реактора ДЕМО с точки зрения решения экологических проблем, эксплуатационной безопасности и материальных затрат на переработку и утилизацию радиоактивных отходов.

Проведены испытания термической и радиационной ползучести А1 и сплавов на основе алюминия; серебра и ванадия. Особый интерес представляют результаты сравнительных испытаний термической и радиационной ползучести перспективных малоактивируемых сплавов на основе ванадия: V-4Cr - 4Ti и V-0,82Ga-3,6Si. Исследования термической ползучести показали, что хотя скорость ползучести сплава V-Ga-Si несколько выше, чем сплава V-4Cr-4Ti, его пластичность значительно выше. При электронном облучении скорость ползучести сплава V-Cr-Ti возрастает, тогда как в сплаве V-Ga-Si она уменьшается.

Результаты экспериментальных исследований процессов зарождения и роста дефектных скоплений, исследования структурно-фазовой стабильности, изменения скорости ползучести в условиях облучения, а также расчеты активации показали, что имеется полная корреляция между изменением этих свойств под облучением и составом материала.

Выполненная диссертационная работа расширяет представления о природе изменения свойств металлических материалов в различных радиационных полях. Полученные результаты позволяют оптимизировать выбор легирующих добавок при разработке и создании радиационностойких малоактивируемых металлических материалов. Показано, что для повышения экологической безопасности эксплуатируемых в ядерной энергетике конструкционных металлических материалов необходимо с максимальной точностью контролировать элементный состав как основы, так и всех входящих в сплав легирующих элементов, недопуская возможности образования нежелательных радионуклидов.

6.5. Заключение

Проведены исследования процессов термической и радиационной ползучести алюминия и модельных сплавов А1-0,82 ат. %Zn и Ag-8,75 ат. %Zn, а также перспективных малоактивируемых сплавов на основе ванадия для первой стенки и бланкета термоядерного реактора ДЕМО: V-4Cr-4Ti и V-3,61 Ga-0,82Si.

Показано, что при облучении сплава А1-0,82 ат. %Zn, в отличие от чистого алюминия, имеется инкубационный период до начала изменения скорости ползучести после включения электронного пучка, а максимальное увеличение скорости радиационной ползучести в сплаве в 2-3 раза меньше, чем в чистом алюминии. По сравнению с ним значительно больший инкубационный период наблюдается в этом сплаве и при зарождении дислокационных петель междоузельного типа при облучении (раздел 2.3). Полученные результаты интерпретируются на основе снижения диффузионной подвижности междоузельных атомов в результате образования смешанных гантельных конфигураций и, как следствие, усиление взаимной рекомбинации точечных дефектов и снижения их диффузионных потоков на дислокации.

Радиационная ползучесть сплава Ag-8,75 ат. %Zn при любых температурах испытания (30-150°С) монотонно уменьшается в зависимости от времени, стремясь к насыщению. При температурах ниже 60-80°С прекращение облучения не изменяет скорость ползучести, тогда как при более высоких температурах имеет место всплеск скорости ползучести с последующей ее релаксацией к радиационно-равновесному значению. При облучении ниже 60-80°С энергия активации радиационной ползучести полностью совпадает с энергией миграции вакансий (-0,63 эВ), что свидетельствует о том, что процесс радиационной ползучести при данных температурах контролируется вакансионным механизмом. Этот результат полностью коррелирует с данными по образованию при облучении тетраэдров дефектов упаковки вакансионного типа при тех же температурах (раздел 2.3), когда диффузионная подвижность вакансий становится выше, чем смешанных гантелей Ag-Zn и Zn-Zn. Энергия активации термической ползучести данного сплава совпадает с энергией активации самодиффузии.

На основе сравнительных испытаний термической и радиационной ползучести малоактивируемых ванадиевых сплавов V-4Cr-4H и V-3,61 Ga-0,82Si показано, чш, хотя в интервале температур 200-500°С и приложенных напряжениях 100-200 МПа скорость установившейся ползучести сплава V-3,6 lGa-0,82Si несколько выше, чем сплава V-4Cr-4Ti, при температурах ниже 300-400°С сплав V-4Cr-4Ti проявляет склонность к низкотемпературному радиационному охрупчиванию. Этот факт следует как из результатов наших исследований, так и из данных других авторов.

В условиях электронного облучения скорость радиационной ползучести сплава V-3,6lGa-0,82Si уменьшается, тогда как в сплаве V-4Cr-4Ti при температурах 350-450°С и при любых приложенных напряжениях она увеличивается. Это свидетельствует о перспективности использования сплавов системы V-Ga в качестве конструкционных материалов для термоядерного реактора.

1. Томпсон М. Дефекты и радиационные повреждения в металлах. М.: Мир, 1971, 368 с.

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

3. Келли Б. Радиационное повреждение твердых тел. М.: Атомиздат, 1970,236 с.

4. Лейман К. Взаимодействие излучения с твердым телом и образование элементарных дефектов. М.: Атомиздат, 1979,296 с.

5. Зеленский В.Ф., Неклюдов И.М., Черняева Т.Е. Радиационные дефекты и распухание металлов. Киев.: Наукова Думка, 1988,294 с.

6. Кирсанов В.В., Суворов A.JL, Трушин Ю.В. Процессы радиационного дефектообразования в металлах. М.: Энергоатомиздат, 1985,272 с.

7. Иванов Л.И., Платов Ю.М. Радиационная физика металлов и ее приложения. М.: Интерконтакт Наука, 2002,300 с.

8. Fundamental aspects of radiation damage in metals. USERDA. 1976,v.l/2,1302 p.

9. Properties of atomic defects in metals. J.Nucl.Mater., 1978, v.69-70, 865 p.

10. Point defects and defect interactions in metals. Tokyo. University of Tokyo press, 1982, 992 p.

11. Орлов A.H.,Трушин Ю.В. Энергии точечных дефектов в металлах. М.: Энергоатомиздат, 1983, 80 с.

12. Siegel H.W. Vacancy concentrations in metals. J.Nucl.Mater., 1978, v.69/70, p. 117146.

13. Ballufi R.W. Vacancy-defect mobility and binding energies obtained from annealing studies. J.Nucl.Mater., 1978, v.69/70, p.240-263.

14. Maier К., Peo M., Saile В., et.al. High temperature positron annihilation and vacancy formation in refractory metals. Phil.Mag.A., 1979, v.40, no.5, p.701-728.

15. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. Пер. с англ. Под ред.Э.М.Надгорного, Ю.А.Осипьяна, М.: Атомиздат, 1972,600 с.

16. Schilling W. Self interstitial atoms in metals. J.NucI.Mater., 1978, v.69/70, p.465-489.

17. Kornblit L. Elastic calculation of self-interstitial formation energies in fee metals. Phys.Rev.B., 1980, v.22, no.4, p. 1866-1870.

18. Kraut A., Dworshak F., Wollenberger H. Analysis of point defect states in copper. III. Interaction between copper interstitials and impurities. Phys.Stat.Sol.(b)., 1980, v.44, p.805-812.

19. Dimitrov C. Influence of nature of the addition element on the recovery of dilute binary aluminum alloys, neutron irradiated at low temperature. Fund, aspects of radiation damage in metals. USERDA, 1976, v.l,p.608-614.

20. Эшелби Дж. Континуальная теория дислокаций. М.: ИЛ, 1963,248 с.

21. Kansaki Н. Point defects in face-centered cubic lattice. I. Distortion around defects. J.Phys.Chem.Solids, 1957, v.2, p.24-36.

22. Schober H.R. Single and multiple interstitials in FCC metals. J.Phys.F: Met.Phys., 1977, v.7, p.1127-1138.

23. Dederichs P.H., Lehmann C., Schober H.R., Scholz A., Zeller R. Lattice theory of point defects. J.NucI.Mater., 1978, v.69/70, p. 176-199.

24. Lam N.Q., Doan N.V., Adda Y. Molecular dynamics study of interstitial-solute interactions in irradiated alloys. I. Configuration, binding and induced migration of mixed dumbbells in Al-Zn alloys. J.Phys.F: Met.Phys., 1980, v.10, no.ll, p.2359-2373.

25. Takamura S., Aruga Т., Kobiyama M., Nakata K. Computer calculation for interstitial -undersized-solute complexes in FCC metals. J.Phys.: Condens.Mater., 1989, v.l, p.4527-4533.

26. Takamura S., Aruga Т., Kobiyama M., Nakata K. Configurations of interstitial -undersized-solute complexes in an FCC metals. J.Phys.: Condens.Mater., 1989, v.l, p.4519-4526.

27. Кеворкян Ю.Р. Конфигурации и особенности миграции комплексов примесь -междоузельный атом в альфа-железе. ФММ, 1989, т.67, №4, с.825-828.

28. Abe Н. and Kuramoto Е. Interaction of solutes with irradiation-induced defects of electron-irradiated dilute iron alloys J.Nucl.Mater., v.271-272, May 1999, p.209-213.

29. Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах. M.: Металлургия, 1978,248 с.3 4. Маннинг Дж. Кинетика диффузии атомов в кристаллах. М.: Мир, 1971,276 с.

30. Гуров К.П. Основания кинетической теории. М.: Наука, 1966,352 с.

31. Howard R.E., Lidiard А.В. The annealing of vacancies in dilute alloys. PhiLMag., 1965, v.ll,p.ll79-1187.

32. Garner F.A., Wolfer W.G. The effect of solute additions on void nucleation. J.Nucl.Mater., 1981, v. 102, p. 143-150.

33. Young F.Interstitial mobility and interaction. J.Nucl.Mater., 1978, v.69/70, p.310-330.

34. Vacancies and interstitials in metals and alloys, Mater.Sci.Forum, 1987, v.15-18, 1442 p.

35. Быстров JI.H., Иванов Л.И., Платов Ю.М. Образование и отжиг радиационныхдефектов в металлах с ГЦК решткой. Физ. и хим. обраб.материалов. 1969, №6, с.25-35.

36. Schillng W., Sonnenberg К. Recovery of irradiated and quenched metals. J.Phys.F: Met.Phys., 1973, v.3,p.322-350.

37. Brailsford A.D., Bullough R. The rate theory of swelling due to void growth in irradiated metals J.NucLMater., 1972, v.44, p.121-135.

38. Mansur L.K. Void swelling in metals and alloys under irradiation: an assessment of the theory. Nucl.Tecnol., 1978, v.40, no.l, p.5-34.

39. Садыхов С.И.О., Платов Ю.М. Кинетика накопления радиационных дефектов в сплаве серебро-цинк при температурах II стадии возврата. Физ.и хим.обраб.материалов, 1974,№2,с.98-100.

40. Платов Ю.М., Плетнев М.Н., Попов В.И., Садыхов С.И.О. Особенности накопления радиационных дефектов при температурах II стадии возврата в концентрированных сплавах на основе серебра. ФММ, 1975, т.39, вып.6, с. 12901291.

41. Dienes G.J., Welch D.O., Platov Yu.M. Radiation damage production in stage II; temperature and impurity effects. Rad.Effects, 1977, v.33, p.59-61.

42. Mansel W., Mayer E., Vogl G. Interstitial atoms clustering at 57Co impurity atoms in aluminum after electron and neutron irradiation. Rad.Effects, 1978, v.35, no. 1,2, p.69-77.

43. Dimitrov C., Dimitrov O., Dvorschak F. The interaction of self interstitial with undersized solute atoms in electron irradiated aluminum. J.Phys.F: Met.Phys., 1978, v.8,no.6,p.l031-1052.

44. Lucasson A., Loreaux Y., Maury P., Lucasson P. An experimental study of defect production and annealing in dilute Ag(Cu) alloys J.Phys.F: Met.Phys., 1984, v.14, no.6, p.1379-1393

45. IvanovL.I., Platov Yu.M., Pletnev M.N., Sadykhovov S.I.O. Production and annealing of radiation defects in dilute alloys of silver at stage II recovery. J.NucLMater., 1978, v.69/70, p.754-757.

46. Takamura S., Kobiyama M. Recovery of Cu, Ag and Ni dilute alloys after low temperature irradiation. Point defect and defect interaction. Tokyo, Univercity of Tokyo Press, 1982, p.396-399.

47. Takamura S., Kobiyama M. Internal friction and electrical resistivity measurement in Cu and Ag alloys after neutron irradiation at low temperature. II. Discussion. Phys.Stat.Sol.(a), 1985, v.90, no.l,p.269-276.

48. Dimitrov C., Belo M.C., Dimitrov O. Self interstitial mobility in neutron irradiated austenitic Fe59Cr16Ni25 alloy Point defect and defect interaction in metals. Tokyo, University of Tokyo Press, 1982, p.660-663.

49. Riviere J.P., Dinhut J.F., Dural J. Defect production and recovery in an electron irradiated Fe-40 at.%Al alloy. Rad.Effects, 1983, v.69, p.47-60.

50. Riviere J.P., Dinhut J.F., Desarmot C. Defects and related phenomena in electron irradiated ordered or disordered Fe-Co and Fe-Co-V alloys. Rad.Effects, 1983, v.71, p.137-155.

51. Balansat E., Hillairet J. A quench and irradiation study of the vacancy parameters in Cu-30 at.%Zn. J.Phys.F.: Met.Phys. 1981, v.ll, no.10, p.1977-1990.

52. Nowick A.S. Anelastic studies of intrinsic atomic defects. J.Nucl.Mater., 1978, v.69 / 70, p.215-227.

53. Kiritani M., Takata H. Dynamics studies of defect mobility using high voltage electron microscopy. J.Nucl.Mater., 1978, v.69/70, p.277-309.

54. Nichols F.A. Point defects and the creep of metals. J.Nucl.Mater., 1978, v.69/70, p.451-464.

55. Peterson N.L., Rothman S.J. Isotope effect for diffusion of zinc and copper in aluminum. Phys.Rev.B, 1978, v.17, no.12, p.4666-4673.

56. Ehrhart P. The configuration of atomic defects as determined from scattering studies. J.Nucl.Mater., 1978, v.69/70, p.200-214.

57. Shepelyev O., SekimuraN., Abe H. Diffusion and conversion of interstitial dumbbells in segregated ternary alloys under irradiation. J.Nucl.Mater., 2004, v.329-333, Part 2, p.1204-1207.

58. Halbwachs M., Yoshida N. An investigation of the mobility of vacancies and interstitials in aAg-9 at.%Zn alloy by means of high-voltage electron microscopy. Phil.Mag.A, 1981, v.43, no.5, p.1125-1138.

59. Платов Ю.М., Симаков C.B. Образование и рост скоплений точечных дефектов и нестабильность бинарных твердых растворов в условиях облучения. Физика металлов и металловедение, 1986,т.61,№2, с.213-217.

60. Быстрое JI.Н., Иванов Л.И., Платов Ю.М. Радиационная диффузия в отожженных сплавах серебро-цинк. ФХОМ, 1970, №2, с.34-45.

61. Barbu A. Expressions microscopiques des flux de solute et d'interstitiels dans des gradients de concentration de solute et d'interstitiels pour un crystal de structure C.F.C. Acta Met., 1980, v.28, no.4,p.499-506.

62. Schilling W., Schroeder K. Impurity trapping and its effect on void growth. The physics of irradiation produced voids, 1972, Harwell, AERE-1934, p.212-230.

63. Bocquet J.L. Diffusion du defaut interstitiel produit par 1'irradiation d'alliages binaires concentres: Calcul par uno approximation de champ moyen. Report CEA-R-5112, 1981, Soclay, France, 45 p.

64. Bocquet J.L. Diffusion of dumbbell interstitials in concentrated random alloys: an effective field approximation. Acta Met., 1986, v.34, no.4, p.571-597.

65. Vogl G., Mansel W., Dederichs P. Unusual dynamical properties of self-interstitials trapped at Co impurities in Al. Phys.Rev.Lett., 1976, v.36, no.25, p.1497-1500.

66. Anthony T.R. Atom currents generated by vacancy winds. Diffusion is solids, Academic Press, 1975, p.353-379.

67. Кимура Г., Мадцин P. Влияние закаленных вакансий на механические свойства металлов и сплавов. В кн. Дефекты в закаленных металлах. М.: Атомиздат, 1969, 384 с.

68. Osetsky Yu. N., Bacon D. J., Serra A., Singh B. N., Golubov S. Stability and mobility of defect clusters and dislocation loops in metals. J.Nucl.Mater., 2000, v.276, Issues 1-3, p.65-77.

69. NordlundK., AverbackR.S. Collision cascades in metals and semiconductors: defect creation and interface behavior. J.Nucl.Mater., 2000, v.276, Issues 1-3, p. 194-201.

70. Shimomura Y., Kuwabara S. Nucleation of an interstitial loop at an impurity site in electron irradiated pure aluminum. J.Phys.SocJapan, 1977, v.42, no.4, p.1221-1228.

71. Shiraishi K., Hishinuma A., Katano Y., Fukaya K., Taoka T. Electron irradiation in vanadium. High voltage electron microscopy. London, NY, 1979, p.353-355.

72. Wirth B. D., Odette G. R., Maroudas D., Lucas G. E. Dislocation loop structure, energy and mobility of self-interstitial atom clusters in bcc iron. J.Nucl.Mater., 2000, v.276, issues 1-3, p.33-40.

73. Hayashi Т., Fukumoto K., Matsui H. Study of point defect behavior in V-Ti alloys using HVEM. J.Nucl.Mater., 2002, v.307-311, part 2, p.951-955.

74. Yamakawa K., Shimomura Y. Formation mechanism of clustered small loops (rafts) in fission-neutron irradiated Mo at high temperatures. J.Nucl.Mater., 1999, v.271-272, p.41-45.

75. Kiritani M. Observation and analysis of defect structure evolution from radiation damage by D-T fusion neutrons. J.Nucl.Mater., 1986, v. 137, p.261-278.

76. ЛазоренкоВ.М., Платов Ю.М., Симаков C.B. Зарождение и рост дислокационных петель междоузельного типа в разбавленных сплавах на основе алюминия. Физика металлов и металловедение, 1984, т.58, №5, с.943-949.

77. Brown L.M., Kelly A., Mayer R.M. The influence of boron on the clustering of radiation damage in graphite. II. Nucleation of interstitial loops. Phil.Mag., 1969,144v.l9,p.721-742.

78. Hayns M.R. The nucleation and early growth of interstitial dislocation loops in irradiated materials. J.Nucl.Mater., 1975, v.56, no.3, p.267-274.

79. Norris D.I.R. Dislocation loop growth in an electron irradiated thin foil. Phil.Mag., 1970, v.22, p.1273-1278.

80. Igata N., Watari F., Murakami H. Effect of alloying elements and irradiation temperature on dislocation loops of electron bombarded niobium. Fund, aspects of radiation damage in metals. 1976, v.2, p.798-803.

81. Russell K.S., Powell R.W. Dislocation loop nucleation in irradiated metals. Acta.Met. 1973, v.21, p.187-193.

82. Arakawa K., Mori H., Ono K. Formation process of dislocation loops in iron under irradiations with low-energy helium, hydrogen ions or high-energy electrons. J.Nucl.Mater., 2002, v.307-311, part 1, p.272-277.

83. Heinisch H. L., Singh B. N. Simulation of the kinetics of defect accumulation in copper under neutron irradiation. J.Nucl.Mater., 1999, v.271-272, p.46-51.

84. Eldrup M., Singh В .N. Accumulation of point defects and their complexes in irradiated metals as studied by the use of positron annihilation spectroscopy a brief review. J.Nucl.Mater., 2003, v.323, iss.2-3, p.346-353.

85. Wolfenden A., Yoo M.N. Electron irradiated damage in titanium. Rad.Effects, 1974, v.22,p.67-70.

86. Makin M.J. A simple theory of loop formation and enhanced diffusion in crystals examined by HVEM. Phil.Mag., 1969, v.20, p.l 133-1146.

87. Лазоренко B.M., Платов Ю.М., Плетнев M.H. Исследование распределения междоузельных петель дислокаций по размерам в металлах, облученных в высоковольтном электронном микроскопе. ФММ, 1980, т.50, вып.1, с.164-174.

88. Lam N.Q., Rothman S.J., Sizmann R. Steady-state point-defect diffusion profiles in solids during irradiation. Rad.Effects, 1974, v.23, p.53-59.

89. Okada A., Maeda H., Hamada K., Ishida I. Defect structure development in a pure iron and dilute iron alloys irradiated with neutrons and electrons. J.Nucl.Mater., 1999,у211-212, р.133-138.

90. ПлатовЮ.М.,Лазоренко В.М., Симаков С.В., ТовтинВ.И. В кн: Моделирование на ЭВМ дефектов в металлах. Ленинград, Наука, 1990, с. 146.

91. Платов Ю.М., Симаков С.В., Иванов В.В. Кинетика и механизм распада ненасыщенных твердых растворов серебро-цинк при облучении. Физика и химия обработки материалов, 1990, №3, с.20-24.

92. PlatovYu.M., LazorenkoV.M., Simakov S.V.,TovtinV.I., IvanovV.V. Mater.ScLForum., 1992, v.97/99, p.253.

93. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. 4.1. Термодинамика и общая кинетическая теория. Пер. с англ. Под ред. А.Л.Ройтбурга. М.: Мир, 1978, 807 с.

94. Быстрое Л.Н., Иванов Л.И., Платов Ю.М. Нестационарная диффузия в металлах. Докл. АН СССР, 1969, т. 185, №2, с.309-312.

95. KingH.W. Quantitative size factor for metallic solid solutions. J. of Mater. Science, 1966, v.l,p.79-90.

96. Dropman P., Tensi H.M., Borchers H.-Z. Critical shear stress and stress of gross-slip of aluminium and aluminium-magnesium single crystals. Metallkunde, 1970, v.61, no.ll, p.848-852.

97. Hamada K., Kojima S., Ogasawara Y., Yoshue Т., Kiritani M. Role of solute atoms on microstructure evolution in neutron irradiation nickel. J.NucI.Mater., 1994, v.212-215, p.270-274.

98. Yoshiie Т., Ishizaki Т., Xu Q., Satoh Y., Kiritani M. One dimensional motion of interstitial clusters and void growth inNi andNi alloys. J.NucI.Mater., 2002, v.307-311, part 2, p.924-929.

99. Michael P. Surh, J.B. Sturgeon, Wolfer W.G. Radiation swelling behavior and its dependence on temperature, dose rate, and dislocation structure evolution. J.NucI.Mater., 2005, v.336, issues 2-3, p.217-224.

100. BrailsfordA.D., Bullough R. J.NucI.Mater., 1972, v.44, p.121

101. Mansur L.K. Nucl.Technol.,1978, v.40, no.l, p.5.

102. Саралидзе З.К.,СлезовВ.В.Физикатведоготела, 1965,т.7,с.1605.

103. KatzJ.H.,WiedersichН.J.Nucl.Mater., 1973,v.46,p.41.

104. MansurL.K., Coghlum W.A. J.NucLMater., 1983, v. 119, p. 1.

105. ParkerC.A.,RusselK.C. J.NucLMater., 1983,v.ll9,no.l,p.82.

106. Maydet S.I., Russell K.C. ScriptaMet., 1980, v.14, p.383.

107. Russell K.C. Acta Met., 1978, v.26,p,1615.

108. Bullough R., Perrin R.C. In: Radiation-Induced Voids in Metals, USAEC, 1972, p.769.

109. BrailsfordA.D., Bullough R. J.NucLMater., 1978, v.69/70, p.434.

110. Hayns M.R. J.NucLMater., 1979, v.79,p.323.

111. Конобеев Ю.В., Голубов С.И., Печенкин B.A. Вопросы атомной науки и техники. Сер.: Физика радиационных повреждений и радиац. материаловедение, 1981, №3, с.44.

112. Semenov A. A., Woo С.Н. Classical nucleation theory of microstructure developmentгunder cascade-damage irradiation. J.NucLMater., 2003, v.323, issues 2-3, p. 192-204.

113. Зеленский В.Ф., Неклюдов И.М., Черняева T.P. Радиационные дефекты и распухание металлов. Киев, Наумова думка, 1988,293 с.

114. Бондаренко Г.Г., Быстрое Л.Н., Иванов Л.И., Платов Ю.М. Применение высоковольтной электронной микроскопии в физике твердого тела. Успехи физических наук, 1975, т. 16, вып.2, с.303-314.

115. Eyre B.L., Loretto М.Н., Smallman. Electron microscopy studies of point defect clusters in metal. Metal Science, January 1978, p.35-50.

116. Watanaba H., Aoki A., Muroga Т., Yoshida N. Effect of combined addition of phospho and titanium on microstructural evolution in Fe-Cr-Ni alloys. J.NucLMater., 1991, v.179-181, p.529-533.

117. Fisher S.B., White R.J., Miller K.M. Quantitative analysis of void swelling in pure copper. PhiLMag., 1979, v.40, no.2,p.239-255.

118. Faulkner D., Woo C.H. Void swelling in zirconium. J.NucLMater., 1980, v.90,p.307-316.

119. Заболотный В.Т., Иванов Л.И., Платов Ю.М., Симаков С.В. Эффективное сечение дефектообразования при облучении ванадия электронами с энергией 21 МэВ.Физика и химия обработки материалов, 1985, №1, с. 124-126.

120. Бабаев В.П., Бобков А.Ф., Заболотный В.Т. и др. Каскады атомных столкновений в металлах. Препринт ИТЭФ-110,1982,40 с.

121. Averback R.S., Benedek R., Merkle K.L. Correlation between ion and neutron irradiations: defects production and stage I recovery. J.Nucl.Mater., 1978, v.75, p. 167.

122. Niwase K., Phillipp F., Sigle W., Seeger A. Void formation close to stacking fault tetrahedra in heavily electron irradiated pure Ag and Cu. J.Nucl.Mater., 1999, v.271-272, p.261-265.

123. Snead C.L., Goland A.N., Lynn K.G., Platov Yu.M., Guinan M. Positron trapping by defect in Pt, A1 and Al-0,1 at.%Mg following d-Be neutron irradiation. Proc. 5-th Int. Cand. Positron Annihilition, Japan, 1979, p.725-730.

124. Snead C.L., Goland A.N., Lynn K.G., Platov Yu.M., Guinan M. Investigation of damage in Pt, A1 and Al-0,1 at.% Mg produced by d-Be fission-reactor neutrons using positron annihilition. J.Nucl.Mater., 1980, v. 89, p. 191 -197.

125. Broeders C.H.M., Konobeyev A.Yu. Defect production efficiency in metals under neutron irradiation. J.Nucl.Mater., 2004, v.328, issues 2-3, p. 197-214.

126. Dienes G.J. Radiation enhanced diffusion and the effectiveness of 14-MeV neutrons. Fundament.Aspects ofradiation damage in metals. Proc.Int Conf., Gatlinburg, Tenn., 1975, v.2, Washington, D.C., 1976, p.1045-1047.

127. BorgR.I., Dienes G.I. Short-ranger order in Au-Fe radiation-enhanced diffusion and the effectiveness of 14MeV neutrons. J.Appl.Phys., 1974, v.46, no. 1, p.99-104.

128. Dienes G.I. Radiation-enhanced diffusion and the effectiveness of 14MeV neutrons. In: Fundamental aspects of radiation damage in metals. USERDA, 1976, v. 11, p. 10451047.

129. Murphy J., Hitter G. J. Laser-induced damage in copper crystals. Appl. Phys. Lett, 1966, v.7, no.9, p.272-273.

130. Metz S. A., Smidt F. A. Production of vacancies by laser bombardment. Appl.Phys.Lett., 1977, v.19, no.6, p.207-208.

131. Иванов Л.И., Никифоров Ю.Н., Янушкевич B.A. Эффект изменения электропроводности полупроводниковых кристаллов при прохождении ударной волны от импульса излучения ОКГ. Журн.эксперим. и теоретич. физики, 1974, т.67, с. 147-149.

132. Бондлренко Г.Г., Иванов Л.И.,Янушкевич В.А. Воздействие гигантских импульсов лазера на микроструктуру алюминия. Физика и химия обраб. материалов, 1973, №4, с. 19-21.

133. Бондаренко Г.Г., Иванов Л .И., Янушкевич В .А. Природа структурных нарушений в алюминии при воздействии гигантских импульсов ОКГ. Физика металлов и металловедение, 1973, т.36, №4, с.879-880.

134. Наугольных К.А., Рой Н.А. Электрические разряды в воде. М.: Наука, 1971, 155 с.

135. Симаков С.В. Особенности механизмов фазовых превращений в металлах и сплавах при радиационных воздействиях. Металлы, 2005, №2, с.96-102.

136. Lomer W.M. Diffusion coefficients of copper under fast neutron irradiation. AERE Technical Report, 1954, p. 1540-1546/

137. Dienes G.J., DamaskA.S. Radiation enhanced diffusion in solids. J.Appl.Phys., 1958, v.29, no.12, p.1713-1724.

138. Быстров Л.Н., Иванов Л.И., Платов Ю.М. Нестационарная радиационная диффузия в металлах. Доклады Академии наук СССР, 1969, т. 185, №2, с.309-312.

139. Sizmann R. The effect of radiation upon diffusion in metals. J.Nucl.Mater., 1978, v.69-70, p.386-412.

140. Damask A.C. Effects of neutron irradiation on non-fissionable alloys. In: Radiation Damage in Solids. International Atomic Energy Agency, Vienna, 1962, p.3-19.

141. Бакай A.C. О влиянии каскадов на зарождение новой фазы. Вопросы атомной науки и техники. Сер.: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение, 1983, вып.3(26), с.89-91.

142. Кирсанов В.В., Суворов А.Л., Трушин Ю.В. Процессы радиационного дефектообразования в металлах. М.: Энергоатомиздат, 1985,272 с.

143. Бакай А.С., Фатеев М.П. Влияние каскадообразующего облучения на упорядочивающиеся сплавы. ФММ, 1988, т.66, вып.2, с.239-246.

144. Ибрагимов Ш.Ш., Кирсанов В.В., Мелихов В.Д. Образование гомогенных сегрегаций в областях каскадов смещений. Радиационные дефекты в металлах. Алма-Ата.: Наука КазССР, 1988,с.78-84.

145. Аврамов Ю.С., Иванов Л.И., Симаков С.В., Шляпин А.Д. Взаимодействие жидкого свинца со сталью при термическом и радиационном воздействии. Физика и химия обработки материалов, 2005, №1, с.42-46.

146. Platov Yu.M., Pletnev M.N. Phase instability of alloys caused by transmutation effects during neutron irradiation. J.Nucl.Mater., 1994, v.211, p.95-100.

147. Аленина M.B., Иванов Л.И., Колотов В.П., Платов Ю.М. Влияниетрансмутационных превращений при нейтронном облучении на фазовую стабильность аустенитных и ферритных сталей. Перспективные материалы. 2000, №3, с.54-58.

148. Brailsford A.D., Bullough R. The rate theory of swelling due to void growth in irradiated metals J.Nucl.Mater., 1972, v.44, p.121-135.

149. Mansur L.K. Void swelling in metals and alloys under irradiation: an assessment of the theory. Nucl.Tecnol., 1978, v.40, no.l, p.5-34.

150. Johnson R., Lam N.Q. Solute segregation in metals under irradiation. Phys.Rev.B, 1976, v.13, no. 10, p.4364-4375.

151. Lam N., Okamoto P., Widersich H., Taylor P. Radiation-induced segregation and precipitation in alloys. AIME, 1977, Atlanta, Georgia, USA.

152. Widersich H., Okamoto P., Lam N. Radiation-induced segregation in metals. Radiation effects in breeder reactor structural materials. AIME, New-York, 1977, p.801-812.

153. Johnson E.A., Lam N.Q. Solute segregation under irradiation. J.Nucl.Mater., 1978, v.69/70, p.424-433.

154. Okamoto P., Rehn L. Radiation-induced segregation in binary and ternary alloys. J.Nucl.Mater., 1979, v.83, p.2-23.

155. Baron M. A kinetic model for solute redistribution to sinks. J.Nucl.Mater., 1979, v.83,p.l28-138.

156. Widersich H., Okamoto P., Lam N. A theory of radiation-induced segregation in concentrated alloys. J.Nucl.Mater., 1979, v.83, p.90-108.

157. Mitamura Т., Kawatsura K., Nakae T. et al. Radiation damage and radiation-induced segregation in single crystal stainless steel by RBS and PIXE channeling. J.Nucl.Mater., 1999, v. 271-272, p.21-25.

158. Allen T. R., Kenik E. A., Was G. S. Variability of radiation-induced segregation in iron-chromium-nickel alloys. J.Nucl.Mater., 2000, v.278, issues 2-3, p.149-163.

159. Faulkner R. G., Song S., Flewitt P. E. J. Radiation-induced inter-granular segregation in first wall fusion reactor materials. J.Nucl.Mater., 2000, v.283-287, part 1, p.147-151.

160. Couvin R., Martin G. Solid solution under irradiation. I. A model for radiation induced metastability. Phys.Rev.B, 1981, v.23, no.7, p.3322-3332.

161. CauvinR., Martin G. Solid solution under irradiation II. Radiation induced precipitation in AlZn undersaturated solid solutions. Phys.Rev.B, 1981, v.23, no.7, p.3333-3348.

162. Cauvin R., Martin G. Solid solution under irradiation. III. Further comments on computed solubility limit. Phys.Rev.B, 1981, v.23, no.7, p.3385-3388.

163. Wahi R.P., Wollenberger H. Microstructural evolution in a Cu-1.35 at.%Be alloy under electron irradiation in high voltage microscope. J.NucI.Mater., 1983, v.113, no.2/3, p.207-210.

164. Martin G. Phase stability in crystals under irradiation. Fund, aspects of radiation damage in metals. USERDA, 1976, v.2, p. 1084-1091.

165. Abromeit C., Martin G. Dynamical phase changes induced by point defect fluxes under irradiation. J.NucI.Mater., 1999, v.271-272, p.251-255. *

166. Martin G. Long-range periodic decomposition of irradiated solid solutions. Phys.Rev.Lett., 1983, v.50, no.4, p.250-252. :

167. CahnJ.W. Spinodaldecomposition.Trans.Met.Soc.,AIME, 1968,v.242,p.l66-180.

168. Giacobbe M.J., Lam N.Q., Rehn L.E., Baldo P.M., Funk L., Stubbins J.F. Heavy-ion cascade effects on radiation-induced segregation kinetics in Cu-l%Au alloys. J.NucI.Mater., 2000, v.281, issues 2-3, p.213-224.

169. Кирсанов B.B., Кислицын С.Б. Сеперация компонентов сплавов при облучении. Известия АН Каз.ССР, Серия: физ.-мат., 1983, №6, с.1-7.

170. Anthony T.R. Atom currents generated by vacancy winds. In: Diffusion in Solids, Academic Press, 1975, p.353-379.

171. Платов Ю.М., Симаков C.B. Образование и рост скоплений точечных дефектов и нестабильность бинарных твердых растворов в условиях облучения. Физика металлов и металловедение, 1986, т.61,№2, с.213-217.

172. Hayashi Т., Fukumoto К., Matsui Н. Effect of undersized solute atoms on point defect behavior in V-A (A=Fe, Cr and Si) binary alloys studied by using HVEM. J.NucI.Mater.,2002, v.307-311, part 2, p.930-934.

173. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов. Под. ред. Ф.И.Квасова, Г.Б.Строганова, И.Н.Фридляндера. М.: Металлургия, 1979,640 с.

174. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скоков Ю.А. Рентгенографический и элекгронографический анализ металлов. М.: Гос. научно-технич. изд. литературы по черной и цветной металлургии, 1963,92 с.

175. King R.T., Jostsons A. Radiation damage in 2,2 % magnesium-aluminium alloys. Met. Trans., 1975, v.6A, p.863-868.

176. Brosh E., Kiv A. Radiogenic silicon precipitation in neutron irradiated aluminum. J.Nucl.Mater., 2002, v.306, issues 2-3, p.173-179.

177. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Под общей ред. акад. РАН Н.ПЛякишева. М.: Машиностроение, 1996, т. 1,992 с.

178. Меднис И.В. Справочные таблицы для нейтронного акгивационного анализа. Рига: Зинатне, 1974,412 с.

179. Немец О.Ф., Гофман Ю.В. Справочник по ядерной физине. Киев.: Наукова думка, 1975,416 с.

180. Сечение пороговых реакций, вызываемых нейтронами. Справочник под ред. Бычкова В.М. и др. М.: Энергоиздат, 1982,216 с.

181. Jostson A., King R.T. Transmutation-produced Mg2Si precipitation in an irradiated Al-2,5% Mg alloy. Scr.Met., 1972, v.6, no.6, p.447-452.

182. King H.W. Quantitative size factor for metallic solid solutions. J. of Mater. Science, 1966, v.l,p.79-90.

183. Иванов Л.И., Лазоренко В.М., Платов Ю.М., Плетнев М.Н., Торопова Л.С. Образование фазы Mg5Alg в ненасыщенном твердом растворе Al-Mg при электронном облучении. Доклады Академии наук, 1981, т.257, №5, с. 1175-1178.

184. Симаков С.В. Струюурно-фазовые изменения при электронном облучении и актавационные свойства ванадия различной чистоты. Перспективные материалы, 2005, №1, с.38-40.

185. Gazda J., Danyluk S., Loomis B.A., Smith D.L. In: Fusion reactor materials, 1992, DOE/ER-0313/13, p.222.

186. Gazda J., Loomis B.A., Nowicki L.J., Smith D.L., Danyluk S. In: Fusion reactor materials, 1993, DOE/ER-0313/15, p.232.

187. Muroga Т., Nagasaka Т., Abe K., Chernov V.M., Matsui H., Smith D.L., Xu Z.-Y., Zinkle S.J. Vanadium alloys overview and recent results. J.NucLMater., 2002, v.307-311, part l,p.547-554.

188. Kurtz R. J., Abe K., Chernov V. M., Hoelzer D. Т., Matsui H., Muroga Т., Odette G. R. Recent progress on development of vanadium alloys for fusion. J.NucLMater., 2004, v.329-333, part 1, p.47-55

189. Chen J. M., Muroga Т., Qiu S. Y., Nagasaka Т., Huang W. G., Tu M. J., Chen Y., Xu Y., Xu Z. Y. The development of advanced vanadium alloys for fusion applications. J.NucLMater., 2004, v.329-333, part 1, p.401-405.

190. IvanovL.I.,Ivanov V.V.,Lazorenko V.M.,Platov Yu.M.,Tovtin V.I. Structural and phase changes and radiation damage in low-activation vanadium-titanium alloys on electron and neutron irradiation. J.Nucl.Mater., 1992, v. 191 -194, p.928.

191. Иванов Л.И., Лазоренко B.M., Платов Ю.М., Симаков С.В., Товтин В.И. Образование интерметаллидной фазы (Ti, Alg, Mo, V) в сплаве V-21,5 ar.%Ti при электронном и нейтронном облучении. Перспективные материалы, 2003, №5, с.50-52.

192. Soltis P.J. Instability and evidence of ordering in Ti-8Al-lMo-l V alloy. Transactions of the metallurgical society of AIME, 1965, v.233, p. 903-910.

193. Chung H.M., Smith D.L. Correlation of microstructure and tensile and swelling behavior of neutron-irradiated vanadium alloys. J.Nucl.Mater., 1992, v. 191-194, p.942.

194. Chung H.M., Gazda J., Smith D.L. Irradiation-induced precipitation and mechanical properties of vanadium alloys at <430°C. Fusion Materials, DOE/ER-0313/24,1998, p.49.

195. Gelles D.S. Microstructural examination of irradiated and unirradiated V-4Cr-4Ti pressurized creep tubes. J.Nucl.Mater., 2002, v.307-311, part 1, p.393-397

196. Heo N. J., Nagasaka Т., Muroga Т., Matsui H. Effect of impurity levels on precipitation behavior in the low-activation V-4Cr-4Ti alloys. J.Nucl.Mater., 2002, v.307-311, part 1, p.620-624.

197. Gelles D.S. Microstructural examination of irradiated and unirradiated V-4Cr-4Ti pressurized creep tubes. J.Nucl.Mater., 2002, v.307-311, part 1, p.393-397.

198. Xu Q., Yoshiie Т., Mori H. Point defect behavior in electron irradiated V-4Cr-4Ti alloy. J.Nucl.Mater., 2002, v.307-311, part 2, p.886-890.

199. Bohm И.О., Reddemann B.H. Vanadinbasislegierung. Pat.BRD, CI. C22c 27/00, #281441, 25.5.1970.

200. Гуард Р. В. Механизм упрочнения мелкодисперсными частицами.— В кн.: Механизмы упрочнения твердых тел. М.: Металлургия. 1965, с.220-224.

201. Трефилов В. И., Моисеев В. Ф. Дисперсионные частицы в тугоплавких металлах. Киев: Наукова думка, 1978, с.157-158.

202. Иванов J1 И., Лазоренко В.М., Платов Ю.М., Симаков С.В. Распад твердого раствора сплава ВТАН при облучении итермическом старении. Физика и химия обработки материалов, 1984, №4, с.27-30.

203. Шурин А. К., Барабаш О. М. Фазовые равновесия в сплавах ванадия с нитридами титана, циркония и гафния. В кн. Металлофизика, Киев: Наукова думка, 1973, вып.45, с.84-87.

204. Saito К. Void formation in electron-irradiated Ni-12 at.% Ti alloys with modulated structures. Philosph. Mag. A, 1981, v.43, no. 1, p.43-59.

205. Abromeit C., Wollenberger H., Matsumura S., Kinoshita C. Stability of ordered phases under irradiation. J. of Nuclear Mater., 2000, v.276, p.104-113.

206. Чуистов К. В. Модулированные структуры в стареющих сплавах. Киев: Наукова думка, 1975, с.99-100.

207. А.Г.Хачатурян. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. М.: Наука, 384 с.

208. Быстрое Л. Н., Иванов Л. И., Платов Ю. М. Механизмы радиационной диффузии в металлах. Физ. и хим. обраб. материалов, 1970, №1, с. 14-22.

209. Berry B.S., Orehotaky J.L. The Zener relaxation and vacancy controlled atomic mobility in Ag-Zn solid solution. Acta.Met., 1968, v.16, no.5, p.683-695.

210. Halbwachs M., Hillairet J., Gonsales H., Cost J.R. An in sity study of the enhancement of atomic mobility under neutron irradiation in an Ag-30 at.% Zn alloy using the

211. Zener relaxation. Rad.Effects, 1976, v.30, p.171-176.

212. Schule W., Vacancy enhancement of diffusion after quenching and during irradiation in silver-zink alloys. J.Phys.F: Metal Phys., 1980, v. 10, p.2345-2357.

213. Shcule F. A comment on the previous paper concerning the interpretation of radiation-enhanced ordering in Ag-Zn alloys. J.Phys.F: Met.Phys., 1981, v.l 1,2257-2259.

214. Halbwachs M., Yoshida N. An investigation of the mobility of vacancies and interstitials in Ag-9 at.% Zn alloy by means of high-voltage electron microscopy. Phil.Mag., 1981, v.43, no.5, p.1125-1138.

215. Halbwachs M., Hillairet J., Cost J.R. The dynamics of the defect populations associated with electron irradiation in an FCC Ag-Zn alloy. J.Nucl.Mater., 1978, v.69/70, p.776-779.

216. Платов Ю.М., Симаков C.B. Диффузионная подвижность точечных дефектов и структурно-фазовые изменения в ненасыщенных концентрированных а-твердых растворах Ag-Zn при облучении электронами. Физика и химия обработки материалов, 1988, №6, с.5-10. :

217. Платов Ю.М., Симаков С .В. Кинетика и механизм распада ненасыщенных твердых растворов серебро-цинк при облучении. Физика и химия обработки материалов, 1990, №3, с.20-24.

218. Bystrov L.N., Ivanov L.I., Platov Yu.M. Radiation enhanced diffusion in metals. Ordering in annealed silver-zinc alloys. Phys.Stat.Sol (a), 1971, v.7, p.617-627.

219. Kubaschewcki O., Catteral I. A. Thermochemical data of alloys. L., NY, Pergamon Press, 1956, 200 p.

220. Лифшиц И. К теории твердых растворов. 1. Корреляция в твердых растворах, ЖЭТФ, 1939,т.9, вып.4,с.481-489.

221. Хансен М.,Андерко К. Струюуры двойных сплавов. Т1,М.:Металлургиздаг, 1962, с.79.

222. Bystrov L. N., Ivanov L. I., Platov Yu. M. Radiation-enhanced precipitation of Fe-base alloys. Theses of worship on solute segregation and phase stability during irradiation.1. Gatlinburg, 1978, p.9.

223. Быстрое JI. H., Кузнецов А. В., Лазоренко В. М., Установщиков В. М. Структурные исследования радиационно-стимулированных превращений в нержавеющих хромоникелевой и хромомарганцевой сталях. Физика и хлмия обраб. материалов, 1983, №4, с.10-13.

224. Иванов Л.И., Волков М.Г., Платов Ю.М., Садыхов С.И.О., Симаков С.В. Механизм распада сплава медь-никель в условиях облучения. Физика и химия обработки материалов, 1988,№1, с.28-33.

225. Rapp R. A., Maak F. Thermodynamic properties of solid copper-nickel alloys. Acta Met., 1962, v.10, no.l, p.63-69.

226. Wagner W., Poerschke R., Axmann A., Schwahn D. Neutron-scattering studyes of an electron-irradiated 62Ni-41.4 at% 65Cu alloy. Phys.Rev., 1980, V.B21, no.8, p.3087-3099. »•

227. Wagner W., Poerschke R., Wollenberger H. Short-Range Clastering and long-range periodic decomposition of an electron irradiated Ni-Gu alloys. Phys. F: Met. Phys. 1982, v. 12, p.405-424.

228. Cook H. E. The kinetics of clustering and short-range order in stable solid solutions. Phys.Chem. Solids, 1969, v.30, p.2427-2437.

229. CookH. E., de Fontaine D., Hilliard J. E. A model for diffusion on cubic lattices and its application to the early stages of ordering. Acta Met., 1969, v. 17, p.765-773.

230. Cook H. E. Browhian motion in spinodal decomposition. Acta Met., 1970, v. 18, p.297-306.

231. Shimuzu H., Oho M., KoyarnaN., Ishida Y. Spatter enhanced diffusion phenomena in Cu-Ni alloys at elevated temperatures. Appl.Phys., 1982, v.53, no.4, p.3044-3052.

232. Poershke R., Wollenberger H. Kinetics of interstitialcy diffusion in electron-irradiated Cu-Ni alloys. Phys.F: Metal.Phys., 1976, v.6, no.l, p.27-41.

233. Кривоглаз M. А. Теория рассеяния рентгеновских лучей и тепловых нейтронов реальными кристаллами. М.: Наука, 1967.336 с.

234. Vrijen J., Aalders J., Dijk C., Radelaar S. Neutron scattering study of kinetics of clustering in CuNi alloys. Phys.Rev., 1980, V.B22, no.4, p. 1503-1514.

235. Mozer В., Keating D. Т., Moss S. S. Neutron measurement of clustering in the alloy CuNi. Phys. Rev., 1968, v. 175, no.3, p.868-876.

236. Грязнов Г.М., Евтихин В.А., Завяльский Л.П. и др. Материаловедение жидкометаллических систем термоядерных реакторов. М.: Энергоатомиздат, 1989, 240 с.

237. Аврамов Ю.С., Шляпин А.Д. Сплавы на основе систем с ограниченной растворимостью в жидком состоянии. М.: Интерконтакт Наука, 2002,372 с. ?

238. Иванов.Л.И.,КолотовВ.П., АтрашкевичВ.В., ПлатовЮ.М. ПрепринтГЕОХИ РАН, 1991, №134, с.зз.

239. LyakishevN.P., Dashevsky V.Ya., DeminaE.V., IvanovL.V., PlatovYu.M., Prusakova M.D., Kolotov V.P., Alenina M.V. J.NucI.Mater., 1998, v.258-263, part 2, p.1300-1306.

240. Forty C.B.A., Forrest R.A., Compton D.J., Rayner C. Handbook for fusion activation data. AEA Technology, 1992.

241. Wu Y.,MurogaT.,HuangQ., ChenY.,NagasakaT., SagaraA. Effects of impurities on low activation characteristics of V-^Cr-4Ti alloy. J.NucI.Mater., 2002, v.307-311, part 2, p.1026-1030.

242. AlexanderD.J., SneadL.L., Zinkle S.J., GubbiA.N., RowcliffeA.E., Bloom E.E. Fusion Materials, Rep. DOE/ER-0313/20,1996, p.87.

243. Kazakov V.A., Chakin V.P., Goncharenko Yu.D. J.NucI.Mater., 1998, v.258-263, Part 2, p.1492-1496.

244. Иванов Л.И., Дедюрин А.И., Саватеев Н.Н., Боровицкая И.В. Перспективы применения сплавов системы ванадий-галий в термоядерной энергетике.

245. Перспективные материалы, 1995, №5, с.37-40.

246. Ivanov.L.I., PlatovYu.M., DedyurinAJ., Borovitskaya I.V., LazorenkoV.M., Sawateev N.N., Sidorova V.V., Zakharova M.I., N.A.Artemov. V-Ga-based alloys as candidate materials for fusion reactor application. J.Nucl.Mater., 1996, v.233-237, p.395-399.

247. DedyurinA.I., Platov Yu.M., Zakharova M.I., Borovitskaya I. V.ArtemovN. A. Effect of neutron irradiation on swelling, elastic modulus and thermal conductivity of V-Ga alloys. J.Nucl.Mater., 1998, v.258-263, Part 1, p.1409-1413.

248. Rowclife A.F., HishinumaA., GrossbeckM.L., Jitsukawa S. Radiation effects at fusion reactor He: dpa ratios: Overview of US/Japan spectrally tailored experiments. J.Nucl.Mater., 1991, v. 179-181, p. 125-129.

249. Grossbeck M.L., Mansur L.K. Low-temperature ir-radiation creep of fusion reactor structural materials. Ibid., p. 130-134.

250. Scholz R. The effect of temperature and stress variations on the deuteron irradiation creep of type 316 stailess steel. J.Nucl.Mater., 1994, v.212-215, p.530-534.

251. Bystrov L.N., Tsepelev A.B. Radiation-induced transient creep of stainless steels. J.NucLMater., 1992, v.195, p.134-137.

252. Bystrov L.N., IvanovL.I., Tsepelev A.B. The creep of nickel under pulsed electron irradiation. Phil.Mag.A, 1984, v.49, No.2, p.273-285.

253. Быстров Л.Н., Иванов Л.И., Цепелев А.Б. Влияние электронного облучения на ползучесть никеля в области температур 0,27-0,45Тш. Изв. АН СССР, Металлы, 1985, №3, с.169-176.

254. Bystrov L.N., Ivanov L.I., Martishin O.V. Effects of electron irradiation on creep of aluminium. Radiat.Eff., 1975, v.24, No.2, p.l 11-115.

255. Nakagawa J., Sethi V.K., Turner A.P.L. Irradiation creep and solution segregation in Ni-4 at.% Si. In: Phase stability during irradiation. Eds. J.R.Holland, L.K.Mansur,

256. D.I.Potter. Met.Soc. AIME, Warrendale, Pa., USA, 1981, p.445-459.

257. Быстров JI.H., Цепелев А.Б. Влияние электронного облучения на ползучесть нержавеющей стали. ФХОМ, 1980, №4, с.22-25.

258. Kishimoto N., Amekura Н. Resonant irradiation creep of 316 stainless steel under pulsed deuteron bombardment. J.Nucl.Mater., 1994, v.212-215, p.535-540.

259. Быстров Л.Н., Цепелев А.Б. Прибор для исследования ползучести металлов методом кручения в условиях облучения на ускорителе. ПТЭ, 1976, №6, с.236.

260. Платов Ю.М., Симаков С.В., Цепелев А.Б. Влияние подвижности точечных дефектов на радиационную ползучесть алюминия и твердого раствора алюминий-цинк. Физика и химия обработки материалов, 1989, №1, с.11-13.

261. Платов Ю.М., Симаков С.В., Цепелев А.Б. Радиационная ползучесть сплава Ag-Zn в условиях электронного облучения. Физика и химия обработки материалов, 2000, №4, с. 18-25.

262. Быстров Л.Н., Иванов Л.И., Платов Ю.М. Радиационная диффузия в отожженных сплавах Ag-Zn. ФХОМ, 1970, №2, с.34-45.

263. Петренко П.В., Мельникова Н.А., Кулиш Н.П., Грабовский Ю.Е., Грицкевич А.Л., Лебедева И.В. Влияние электронного облучения на характер ближнего упорядочения в бинарных твердых растворах. Металлофиз. новейшие технол., 1999, т.21, №11, с.75-82.

264. Bihr J., Mehrer Н., Maier К A comparison between microsectioning studies of low temperature self-diffusion in silver. Phys.Stat.Sol.A, 1978, v.50, p.171-178.

265. Lam N.Q., Rothman S.J., Mehrer H., Nowicki L.J. Self-diffusion of silver at low temperature. Phys.StatSol.B, 1973, v.57,p.225-236.

266. Halbwachs M., Yoshida N. An investigation of the mobility of vacancies and interstitials in Ag-9 at.% Zn alloy by means of high voltage electron microscopy. Phil.Mag., 1981, v.43,No.5, p.1125-1138.

267. Симаков C.B., Платов Ю.М., Дедюрин А.И., Филяев И.Н., Цепелев А.Б. Термическая ползучесть малоактивируемых сплавов V-4Cr-4Ti и V-3,61 Ga-0,82Si. Перспективные материалы, 2004, №2, с.49-51.

268. Колотов В.П., ПлатовЮ.М., Симаков С.В., Цепелев А.Б., Филяев И.Н. Параметры активации и ползучесть малоактивируемых сплавов на основе ванадия. Перспективные материалы, 2004, №6, с.23-30.

269. Платов Ю.М., Симаков С.В., Цепелев А.Б., Филяев И.Н. Энергия активации ползучести сплавов на основе ванадия. Физика и химия обработки материалов, 2005, №2, с.95-96.