Радиационному распуханию

В работе представлено влияние элементов исходной микроструктуры, таких кок: величина зерна и Исходная плотность дислокации на эффекты радиационного упрочнения хромоникелевой стали ОХ18ЩОТ, облученной нейтронами (Е > 0,1 МэВ).

Влияние радиационного упрочнения изучали Мэйкин и Минтер [54] на чистой никелевой проволоке. Облучение проводили при 100° С интегральными потоками в пределах 9,5-1017—1-Ю20 нейтронIсм2. После-радиационное исследование состояло из механических испытаний с оценкой изменения предела прочности, предела текучести и пластичности (относительного удлинения). Эти опыты явились попыткой разделить и оценить влияние искажения решетки и блокирования дислокаций вследствие облучения на упрочнение. Они обнаружили, что упрочнение решетки чистого никеля зависело от величины полного интегрального нейтронного потока следующим образом:

Механические свойства облученной поликристаллической меди определяли Мэйкин и Минтер [54]. Температурную зависимость механических свойств изучали на образцах, облученных интегральными потоками от 9,5-1017 до 1,07-1020 нейтрон/см2. Отмечалось увеличение предела текучести и предела прочности, их значения до и после облучения приведены в табл. 5.10. Механизм радиационного упрочнения исследовали Грин-фильд и Уилсдорф [35 ] на монокристаллах меди, облученных интегральным потоком 1-Ю18 нейтрон/см2. Критическое напряжение сдвига увеличилось при этом от 0,2 до 1,6 кз/см*. После исследования с помощью электронного микроскопа было сделано заключение, что высокий предел

Механические свойства ниобия, облученного интегральным потоком 1-Ю20 нейтрон/см2 при 16° С, исследовали Мэйкин и Минтер [55]. Предел текучести при облучении увеличился от 42,9 до 54,1 кг/мм2, но это увеличение не так велико, как у многих других материалов. Восстановление радиационного упрочнения при отжиге начинается, видимо, при 350° С, а при 600° С происходит полностью в течение 1 ч.

Влияние степени совершенства углеродных материалов на эффект радиационного упрочнения рассмотрено в работе [40] на термообработанных в интервале 1300—3000° С образцах полуфабрикатов ГМЗ и КПГ (табл. 3.6). Из таблицы видно,

что по крайней мере в пределах неоднородности прочности графита относительное изменение прочности при облучении практически не зависит от степени совершенства материала. Таким образом, определение относительного значения радиационного упрочнения различных марок конструкционного графита может быть использовано для построения общих закономерностей изменения предела прочности при сжатии, справедливых по крайней мере для графитированных материалов, полученных по сходной технологии.

Эффект радиационного упрочнения снижается с ростом температуры облучения, а параметры Аа, иа уравнения (3.11) связаны с температурой облучения экспоненциальными зависимостями, подобными соотношениям (3.2). Для состояния, соответствующего стабилизации прочности, выражение (3.11) упрощается:

Из полученных в работе [21] результатов следует, что радиационное упрочнение под действием облучения при 100— 120° С прочных графитов ВПГ и К'ПГ начинается при флюенсе (3-^-5)-1018 нейтр./см2. Для стабилизации процесса радиационного упрочнения требуется флюенс (1ч-2)-1019 нейтр./см2. В качестве иллюстрации на рис. 3.25 приведены зависимости .изменения прочности графита марки КПГ для двух интервалов температуры облучения: 120—150 и 200—300° С. В менее

прочном графите марки ГМЗ начало упрочнения сдвигается в сторону большего флюенса— порядка 1019 нейтр./см2, а стабилизация наступает при флюенсе, превышающем 1020 нейтр./см2. Насыщение изменения прочностных свойств быстрее (по •флюенсу) достигается для предела прочности при 'растяжении и изгибе. Поэтому сопоставление прочностных свойств следует производить лишь после того, как наступит стабилизация их •радиационного изменения. Повышение температуры облучения смещает насыщение изменения свойств в сторону больших значений флюенса. Параметры радиационного упрочнения прочностных свойств исследованных материалов, соответствующие уровню насыщения, приведены в табл. 3.8.

Эффект радиационного упрочнения (Робл/Рисх) исследованных материалов, соответствующий уровню насыщения

Из таблицы видно уменьшение эффекта радиационного упрочнения с ростом температуры облучения. Различие прироста как отдельных свойств по материалу, так и для различных исследованных материалов незначительно. Отношение соответствующих уровню насыщения прочностных свойств после облучения сохранилось практически таким же, что и до облучения (табл. 3.9).

Ведущая роль в повышении прочности дисперсноупрочняемых композиционных материалов принадлежит специально вводимым в процессе производства материала упрочняемым фазам (карбиды, бо-риды, нитриды, оксиды, интерметаллиды). Различают материалы с дисперсионной и агрегатной структурами. В дисперсной структуре упрочняющие фазы располагаются внутри зерен, в агрегатной — на границе зерен. Эти материалы применяются в качестве жаропрочных конструкционных, а также специальных высокотемпературных материалов с особыми электрофизическими свойствами, высоким сопротивлением радиационному распуханию, ионному распылению.

Высокие скорости смещения атомов (рис. 50) (10~2 —10~3 с/а • с) при ионном облучении позволяют набрать большую дозу за относительно короткое время. Этот метод нашел . широкое применение при разработке конструкционных материалов для предварительной оценки их склонности к радиационному распуханию и выбора перспективных материалов, которые в дальнейшем проходят проверку в рабочих условиях реактора.

Недостатки. 1. Температурный сдвиг, обусловленный необходимостью сохранения соотношения скоростей возникновения и исчезновения точечных дефектов. В результате не воспроизводятся условия зарождения пор и не имитируются сопутствующие радиационному распуханию диффузионные процессы.

факт уменьшения склонности материалов к радиационному распуханию о введением примесей или при проведении удачной термомеханической обработки предшествует теоретическому обоснованию причин их благоприятного влияния на реакцию материала относительно воздействия облучения. Иными словами, разработка радиационно-стоиких материалов часто носит эмпирический характер. Научно обоснованные рекомендации разработчикам конструкционных материалов могут быть даны только на основании достоверных знаний о механизмах зарождения и роста пор.

К сожалению, непосредственно наблюдать зарождение пор в условиях нейтронного облучения материалов невозможно. В имитационных экспериментах, например при облучении в высоковольтном электронном микроскопе, можно следить за развитием пор с момента их проявления. Однако и в этом случае нельзя достоверно отделить зарождение пор от роста, поскольку к моменту фиксации (15—20 А) уже происходил некоторый рост пор. Работ по фиксации и идентификации пор меньшего размера при электронно-микроскопическом исследовании объектов очень мало [50]. Изменение структуры повреждения (каскады, пары Френкеля) приводит к тому, что зарождение пор в условиях электронного облучения начинается и прекращается при более низкой дозе, чем в условиях нейтронного облучения. В имитационных экспериментах не имитируются также продукты ядерных превращений и сопутствующие радиационному распуханию при нейтронном облучении длительные диффузионные процессы. Следовательно, наши знания о процессах зарождения и роста пор должны быть основаны на совокупности результатов имитационных и реакторных экспериментов. i

Не установлено закономерной связи между склонностью металла к радиационному распуханию и его кристаллографическим строением. Различие развития радиационного распухания в ГЦК- и ОЦК-металлах проявляется в различии соотношения скорости зарождения пор и скорости их роста. Как правило, в ОЦК-металлах концентрация пор выше, а их размер меньше [104]. Исключение составляет железо, в котором наблюдаются немногочисленные поры большого размера [63, 104, 108]. Указанное различие может быть обусловлено, во-первых, тем, что все исследованные ОЦК-металлы, за исключением железа, — тугоплавкие металлы, для них характерно другое соотношение энергетических параметров точечных дефектов структуры; во-вторых, различием в кристаллографии, дефектности, подвижности и стабильности зарождающихся дислокационных петель [39, 44].

Из чистых металлов наибольшей склонностью к радиационному распуханию обладает магний [67 ], в связи с чем полностью подавленное или замедленное распухание циркония и титана [67, 104] нельзя приписать их кристаллографическому строению.

Размерная стабильность коррелирует с термодинамической устойчивостью однофазного состояния сплава в условиях облучения — из сплавов Fe — Cr — Ni наименьшей склонностью к распуханию при данной температуре облучения обладают сплавы, находящиеся в однофазной области; изменение химического состава, вызывающее переход в двухфазную область, приводит к увеличению склонности сплава к радиационному распуханию. Максимальной склонностью к распуханию обладают сплавы, находящиеся в трех фазной области [56, ПО].

ность нимоника РЁ-16 к радиационному распуханию обусловлена малой растворимостью водорода в этом материале.

В первой работе по радиационному распуханию неделящихся материалов Кауторн и Фултон [2], сопоставив результаты исследования оболочек твэлов и ненапряженных образцов, установили, что причина развития пористости не связана с наличием напряжений в материале оболочки, однако величина распухания зависит от напряженного состояния объекта в течение облучения.

Зависимость склонности материала к радиационному распуханию от предыстории облучения