Размещено на http://www.allbest.ru/

Министерство образования Республики Беларусь

Белорусский Государственный Университет

Физический факультет

Кафедра ядерной физики

Реферат

на тему

"Радиационно-индуцированные процессы и явления в дисперсионно-упрочненных сталях"

Выполнил: студент 5 курса 3 группы

Гороховский Александр Игоревич

Минск 2022



Введение

Материалы данного типа относятся к классу порошковых, в которых матрица из металла или сплава упрочняется искусственно введенными мелкодисперсными частицами размером менее 0,1 мкм в количестве 0,1- 15 %. В качестве упрочняющей фазы используют дисперсные частицы оксидов, карбидов, нитридов, боридов и других тугоплавких соединений. Смеси порошков получают механическим или химическим смешиванием поверхностным или внутренним окислением, разложением смеси солей, водородным восстановлением или химическим осаждением из растворов. После формования и спекания проводят горячую пластическую деформацию с целью получения плотного, беспористого полуфабриката (лент, полос, профилей и т. д.).

В таких материалах всю нагрузку воспринимает матрица, в которой с помощью множества практически не растворяющихся в ней частиц 2-й фазы создается структура, эффективно сопротивляющаяся пластической деформации.

Упрочнение таких материалов заключается в создании в них структуры, затрудняющей движение дислокации. Наиболее сильное торможение передвижению дислокаций создают дискретные частицы второй фазы, например химические соединения типа карбидов, нитридов, боридов, оксидов, характеризующиеся высокой прочностью и температурой плавления.

Известны многокомпонентные композиционные материалы - полиматричные, когда в одном материале сочетают несколько матриц, или гибридные, включающие в себя разные наполнители.

Виды композитов

Существуют композиты следующих типов:

1) пластичная матрица - хрупкий наполнитель;

2) хрупкая матрица - пластичный наполнитель;

3) хрупкая матрица - хрупкий наполнитель.

Для материалов первого типа матрица может быть представлена, например, следующими металлами: Al, Ag, Си, Ni, Fe, Со, Ti. В качестве наполнителя чаще всего выбираются соединения из оксидов (А 1₂0₃; Si0₂; Cr₂0₃; Th0₂; ТЮ ₂), карбидов (SiC; TiC), нитридов (Si₃N₄; A1N), боридов (TiB₂; CrB₂; ZrB₂).

Дисперсно-упрочненные оксидами (ДУО) стали представляют собой группу перспективных конструкционных материалов для применения в ядерных реакторах, поскольку они могут выдерживать более агрессивные рабочие условия: повышенные температуры и потоки нейтронного излучения. ДУО-стали обладают улучшенными свойствами по сравнению с ферритно-мартенситными сталями благодаря однородно внедренным в ферритную матрицу оксидным наночастицам. Рабочая температура ДУО-сталей составляет около 700 °C (для ферритно-мартенситных сталей - ~--550 °C), что увеличивает эффективность реактора. Данные стали характеризуются повышенной устойчивостью к коррозии и таким явлениям, как радиационное распухание и хрупкость--/затвердение материала.

Рисунок 1. Агрегатная (а) и дисперсная (б) структура в дисперсно-упрочненных композиционных материалах: пластичная матрица - хрупкий наполнитель [1, рис.3].

Микроструктурные параметры ДУО-сталей

Микроструктура необлученных и облученных образцов ДУО-сталей исследовалась путем применения ПЭМ (просвечивающая электронная микроскопия) и РД (рентгеновская дифрактометрия). С помощью полученных изображений ПЭМ для необлученных и облученных образцов ДУО-сталей были оценены микроструктурные параметры образцов: размер кристаллитов (d), плотность (rпр--) и радиус (r0--) оксидных наночастиц. Рентгенодифракционный анализ выполнен для облученных и необлученных образцов ДУО-стали. Для исследования были взяты два типа ДУО-стали: KP123 (Fe - 15Cr - 2W - 0,2Ti - 0,35Y2O3) и KP4 (Fe - 15Cr - 4Al - 2W - 0,35Y2O3). Воздействие радиации на ДУО-стали в реакторах моделировалось облучением образцов высокоэнергетическими тяжелыми ионами, которое было выполнено на циклотроне U400 в г. Дубне. Флюенс двух ионов Bi (700 МэВ) составляет 6,15 ? 10^12 см^-2 и 1,52 ? 10^13 см^-2, флюенс ионов Xe (167 МэВ) - 1,5 ? 10^14 см^-2. Поперечные изображения ПЭМ были получены с помощью электронного микроскопа JEOL JEM 2100 LaB6, работающего при напряжении 200 кВ. Микроструктурные значения параметров, полученные с помощью ПЭМ, приведены в табл. 1. Остальные параметры приведены в табл. 2: логарифмически нормальное распределение (s), деформационная анизотропия (q), плотность дислокаций (r), расположение дислокаций (M).



Рисунок 2. Изображения ПЭМ-необлученных образцов KP4 (Fe - 15Cr - 2W - 0,2Ti - 0,35Y2O3): а - темнопольное, б - светлопольное; KP123 (Fe - 15Cr - 4Al - 2W - 0,35Y2O3): в - светлопольное [6, рис. 3]

Рисунок 3. Изображения ПЭМ-облученных образцов KP4-Xe (Fe - 15Cr - 2W - 0,2Ti - 0,35Y2O3, флюенс ионов Xe (167 МэВ) - 1,5 ? 10^14 см^(-2)) : а - светлопольное, б - темнопольное; KP123-Bi (Fe - 15Cr - 4Al - 2W - 0,35Y2O3, флюенс двух ионов Bi (700 МэВ) составляет 6,15 ? 10^12 см^(-2) и 1,52 Е 10^13 см^(-2)) : в - светлопольное [6,рис. 4]



Таблица 1: размер кристаллитов (d), плотность (ро) и радиус (r0) оксидных наночастиц [6, табл. 1]

Таблица 2: логарифмически нормальное распределение (сигма), деформационная анизотропия (q), плотность дислокаций (ро), расположение дислокаций (M). [6, табл. 2]

Из таблиц следует, что имеет место довольно хорошее соответствие между параметрами, полученными с использованием ПЭМ и РД, кроме того, отмечены некоторые несоответствия между параметрами, полученными этими двумя методами. Несоответствие в оценках размеров оксидных наночастиц можно объяснить тем, что в рамках нашей модели все частицы имеют одинаковый радиус, однако на самом деле есть распределение их по размерам (это наблюдается при оценке размеров наночастиц из ПЭМ). Различие в полученных значениях плотностей оксидных наночастиц связано с особенностями применяемых методов: при оценке по изображениям ПЭМ используется небольшой участок образца, а при РД - весь образец.

Длительная прочность

Рисунок 4. Длительная прочность дисперсно-упрочненного железа (а) и дисперсно-упрочненной стали (б) с различным содержанием упрочняющей фазы: 1-Fe; 2-Fe+0,5 % TiO2; 3-Fe+5 % TiO2; 4-Fe+3,0 % TiO2; 5- X13M2+1,5 % TiO2; 6-X13M2+3,0 % TiO2; 7-X13M2+3,0 % Y2O3 [7,рис. 1]

Введение оксида титана повышает длительную прочность материала при всех нагрузках, при этом увеличение содержания упрочняющей фазы приводит, соответственно, к повышению уровня свойств. Наиболее высокой длительной прочностью обладает железо, содержащее 3,0 % TiO2. В данном случае наблюдается определенная корреляция с данными кратковременных испытаний при 700 °C. Введение оксида иттрия в количествах 0,5 и 1,5 % так же закономерно повышает длительную прочность материала, как и введение оксида титана. Однако дальнейшее увеличение содержания Y2O3 привело к снижению уровня достигнутых свойств, и длительная прочность материала с 3 % оксида иттрия оказалась наиболее низкой.

Предел прочности и текучести

Рисунок 5. Влияние нейтронного облучения на предел прочности стали Х 13М 2TiO2: 1-необлученная сталь; 2, 3, 4- температура облучения 500 ° С; 5,6,7- температура облучения 700 ° С; - флюенс 10^19, - флюенс 10^20, - флюенс 5…10^20 см^(-2) [7,рис. 2]



Рисунок 6. Влияние нейтронного облучения на удлинение стали Х 13М 2TiO2. Обозначения те же, что и на рисунке 5 [7, рис. 3]

Пределы прочности и текучести при исследованных флюэнсах не меняются под воздействием облучения. Облучение при 700 °С приводит к значительному увеличению пластичности, снижению прочности, что связано с термическим воздействием. Дозная зависимость удлинения и прочностных характеристик не проявляется (рисунки 5,6)



Коррозионные потери массы

Рисунок 7. Зависимость коррозионных потерь массы различных сталей от длительности испытаний: 1,2,3- испытания в расплаве лития; 4,5,6 - в расплаве литий-свинец Х 13М 2TiO2; 10Х 12МФБР; Х 13М 2Y2O3 [7, рис. 4]

Коррозионные испытания сталей при 350 °С как в литии, так и в литий-свинцовой эвтектике не выявили потери массы при всех выдержках. При 500 °С потери массы несколько возрастают со временем выдержки, однако в пределах разброса данных не обнаружено разницы в поведении всех испытанных сталей (рисунок 7). ядерный реактор сталь оксид



Распухание дисперсно-упрочненной оксидами иттрия стали 0х 18н 10т, облученной тяжелыми ионами

Рисунок 8. Исходная структура стали 0Х 18Н 10Т ДУО [8, рис. 1]

Химический состав стали 0Х 18Н 10Т ДУО, вес. %

Исходная структура стали 0Х 18Н 10Т ДУО представляет собой аустенит с размером зерна ?2 мк



Рисунок 9. Микроструктуры стали 0Х 18Н 10Т ДУО при облучении до доз 100 и 200 сна [8, рис. 2]

В облученных до 100 сна образцах исследуемой ДУО стали заметное распухание наблюдается уже при температуре 500 °С (рис. 9, а). В этом случае средний размер пор составляет 8 нм, а их концентрация ? 4,0·10^16 см-3. При таких параметрах пористости распухание равняется 1,7 %. Повышение температуры облучения до 550 єС приводит к увеличению среднего размера пор до ~ 11 нм, а концентрация пор уменьшается до 2,3·10^16 см-3 (см. рис. 9, б). Распухание в этом случае составляет 2,8 %. Исследование поврежденной структуры стали при температуре 600 єС показало, что средний диаметр пор в этом случае ~ 18 нм, концентрация - 7,3·10^15 см-3, распухание - 3,8 % см. рис. 9, в). При температуре облучения 650 єС развивается пористость со средним размером 28 нм и плотностью 5,6·10^15 см-3 (см. рис. 9,г). Распухание составляет 10,5 %. При температуре облучения 700 єС развивается пористость со средним размером 30 нм, плотностью 2,3·10^15 см-3, что приводит к увеличению распухания материала до 5,0 % (см. рис. 9, д).

Температурные зависимости среднего размера пор

Рисунок 10. Температурные зависимости среднего размера пор [8, рис. 3] ? - 0Х 18Н 10Т ДУО, D = 100 сна; ^ - 0Х 18Н 10Т ДУО, D = 200 сна;

¦ - 0Х 18Н 10Т, D = 50 сна; ? - 0Х 18Н 10Т, D = 100 сна

Зависимость среднего размера пор от температуры облучения для стали 0Х 18Н 10Т ДУО представляет собой непрерывно возрастающую функцию (сплошная линия на рисунке), причём в температурном интервале 550…650єC наблюдается быстрый рост пор, а при 500…550 и 650…700 єC кривая более полога.



Температурная зависимость концентрации пор

Рисунок 11. Температурная зависимость концентрации пор [8, рис. 4]

? - 0Х 18Н 10Т ДУО, D = 100 сна; ^ - 0Х 18Н 10Т ДУО, D = 200 сна;

¦ - 0Х 18Н 10Т, D = 50 сна; ? - 0Х 18Н 10Т, D = 100 сна

Концентрация пор для исследуемой стали 0Х 18Н 10Т ДУО сильно зависит от температуры облучения. Приведенная на рисунке кривая концентрации (сплошная линия) имеет непрерывно убывающий характер во всем исследуемом температурном интервале более чем на порядок.



Температурная зависимость распухания стали

Рисунок 12. Температурная зависимость распухания стали [8, рис. 5]

? - 0Х 18Н 10Т ДУО, D = 100 сна; ^ - 0Х 18Н 10Т ДУО, D = 200 сна;

¦ - 0Х 18Н 10Т, D = 50 сна; ? - 0Х 18Н 10Т, D = 100 сна;

- - - - 0Х 18Н 10Т, D = 100 сна

Температурная зависимость распухания стали 0Х 18Н 10Т ДУО, представленная сплошной линей на рисунке, имеет характерный колоколообразный вид. Увеличение распухания происходит в интервале температур 500…650 °С. При повышении температуры облучения до 650…700 °С распухание уменьшается. Максимум кривой распухания располагается при температуре 650 °С. При температурах облучения 500…600 °С наблюдается слабое увеличение распухания, в то время как при 600…650 °С происходит резкое увеличение распухания.

Анализируя зависимости, представленные сплошными линиями на рисунках выше, можно утверждать, что в стали 0Х 18Н 10Т ДУО, облученной до 100 сна, увеличение распухания в области температур 500…650°С происходит за счёт увеличения размера пор. Уменьшение распухания при Т= 650…700 °С происходит в результате снижения концентрации.



Микроструктуры ДУО-стали при облучении до доз 50 и 150 сна

Рисунок 13. Микроструктуры стали 0Х 18Н 10Т ДУО при облучении до доз 50 и 150 сна [8, рис. 6]

Структура стали 0Х 18Н 10Т ДУО после облучения тяжелыми ионами хрома до дозы 50 сна при температуре 650 єС. Средний размер пор в этом случае составляет 19 нм, а их концентрация достигает 6,2·10^15 см^(-3), что приводит к распуханию материала, равному 4,5 %. При дозе облучения 150 сна развивается пористость со средним размером 45 нм и концентрацией 2,4·10^15 см^(-3). Распухание в этом случае составляет 17,6 %.

Дозная зависимость среднего размера пор

Рисунок 14. Дозная зависимость среднего размера пор [8, рис. 7]

? - 0Х 18Н 10Т ДУО, T = 650 єC; ¦ - 0Х 18Н 10Т, T = 615 єC

Представленная сплошной линией на рисунке зависимость среднего размера пор от дозы облучения для стали 0Х 18Н 10Т ДУО практически имеет линейное нарастание размера пор. В интервале исследуемых доз средний размер пор увеличивается с 19 до 49 нм.

Дозная зависимость концентрации пор

Рисунок 15. Дозная зависимость концентрации пор [8, рис. 8] ? - 0Х 18Н 10Т ДУО, T = 650 єC; ¦ - 0Х 18Н 10Т, T = 615 єC

На рисунке сплошной линией приведена зависимость концентрации пор от дозы. Во всем исследуемом интервале повреждающих доз (50…200 сна) концентрация пор снизилась в 2,7 раз, причем наиболее интенсивный спад кривой происходит в интервале доз 100…150 сна



Дозная зависимость распухания стали

Рисунок 16. Дозная зависимость распухания стали [8, рис. 9]

? - 0Х 18Н 10Т ДУО, T = 650 єC (линейная аппроксимация); ¦ - 0Х 18Н 10Т, T = 615 єC

Дозная зависимость распухания исследуемой стали, облученной при температуре облучения максимума распухания 650 єС, представлена сплошной линией на рисунке. При линейной аппроксимации скорость распухания ДУО стали составит ~ 0,16 %/сна (рис. 16), а инкубационный период распухания ~ 30 сна.



Рисунок 17. Дозная зависимость распухания стали [8, рис. 10]

? - 0Х 18Н 10Т ДУО, T = 650 єC (квадратичная аппроксимация); ¦ - 0Х 18Н 10Т, T = 615 єC

При квадратичной аппроксимации ? скорость распухании будет возрастать, до величины 0,23 %/сна. Этот случай, кажется, предпочтительней в свете того, что концентрация пор стабилизируется при дозах 150…200 сна, а следовательно, и стационарная стадия распухания должна начинаться в этом же диапазоне доз.



Микроструктурная эволюция основных видов дисперсионно-упрочненных сталей под облучением



Заключение

В условиях имитационного облучения тяжелыми ионами изучены закономерности распухания стали 0Х 18Н 10Т ДУО в интервале доз 50…200 сна и температур облучения 500…700 єС. Определены температурный и дозный интервалы существования пористости. Проведен сравнительный анализ исследуемой стали со сталью 0Х 18Н 10Т, исследованной ранее. Сравнение порообразования для этих двух сталей показывает, что концентрация пор выше, а их размер ниже в ДУО стали. Установлено, что ДУО сталь имеет более широкую температурную область порообразования. Отмечено, что при линейной аппроксимации дозной зависимости распухания обе стали имеют примерно одинаковые инкубационные периоды, но ДУО сталь имеет более низкую скорость распухания на стационарной стадии, равную ~ 0,16 %/сна. Если же аппроксимировать дозную зависимость в виде квадратичной функции, то наблюдается длительная переходная стадия распухания. В этом случае скорость распухании возрастает, до величины 0,23 %/сна. Стойкость к радиационному распуханию, в температурных максимумах, стали 0Х 18Н 10Т ДУО в 2,5 раза выше по сравнению с 0Х 18Н 10Т, что свидетельствует о положительной роли оксидных частиц в усилении рекомбинации полярных точечных дефектов при облучении.



Список использованных источников

1. Мозжухин Е.И. Металлы и сплавы, содержащие дисперсные включения тугоплавких соединений и волокна.-- М., 1966, с. 114--156.-- (Итоги науки и техники / ВИНИТИ: Сер. Металлургия цвет. и ред. металлов; Т. X).

2. В.В. Брык, В.Н. Воеводин, Б.В. Матвиенко, И.М. Неклюдов, П.В. Платонов. Структурнофазовые изменения в стали Х 16Н 15М 3Б при облучении заряженными частицами // ВАНТ. Серия ФРП и РМ. 1983, в. 5(28), с. 12-21.

3. Карпинос Д.М. Композиционные материалы. К.: Наукова думка. 1985, 592с.

4. В.Н. Воеводин, И.М. Неклюдов. Эволюция структурно-фазового состояния и радиационная стойкость конструкционных материалов. Киев: "Наукова думка", 2006, 76 с.

5. С.В. ВЛАСЕНКО, А.И. БЕНЕДИКТОВИЧ, Т.А. УЛЬЯНЕНКОВА, В.В. УГЛОВ, В.А. СКУРАТОВ, Ж. О'КОННЕЛЛ, Й. НИТЛИНГ. Влияние--ионного облучения --на микроструктуру дисперсно-упрочненной--оксидами стали. Вестник БГУ. - Сер. 1. 2016. № 2. С. 8-16.

6. И.И. Иванова, А.Н. Демидик. Ферритные дисперсно-упрочненные стали для горячей зоны реакторов на быстрых нейтронах. Вопросы атомной науки и техники. 2001. №4. Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение (80), с.65-68. Институт проблем материаловедения НАН Украины, г. Киев, Украина.

7. В.В. Брык, В.Н. Воеводин, А.С. Кальченко, В.В. Мельниченко, И.М. Неклюдов, В.С. Агеев, А.А. Никитина. Распухание дисперсно-упрочненной оксидами иттрия сиали 0Х 18Н 10Т, облученной тяжелыми ионами. ISSN 1562-6016. ВАНТ. 2013. №2(84). ИФТТМТ ННЦ ХФТИ, Харьков, Украина; 2 ХНУ им. В.Н. Каразина, Харьков, Украина; 3 ОАО "ВНИИНМ им. академика А.А. Бочвара", Москва, Россия.

8. В.В. Брык, В.Н. Воеводин, Б.В. Матвиенко, И.М. Неклюдов, П.В. Платонов. Структурнофазовые изменения в стали Х 16Н 15М 3Б при облучении заряженными частицами // ВАНТ. Серия ФРП и РМ. 1983, в. 5(28), с. 12-21.

Размещено на Allbest.ru

...