Зависимость растягивающего

где S — зависимость распухания от структуры, F(\]) — от температуры облучения, *?(Kt) — от дозы.

С выполнением кинетического и термодинамического условий развития радиационной пористости связано наличие нижнего (Тн) и верхнего (ТБ) температурных пределов порообразования: поры зарождаются и растут в интервале температур, в котором как меж-узельные атомы, так и вакансии достаточно подвижны и термически равновесная концентрация вакансий относительно низкая. Оба параметра (Та и ТВ) входят в функцию F (п.), характеризующую зависимость распухания от температуры облучения (см. уравнение (5.8)) [30]:

в качестве примеров приведены зависимости распухания никеля, магния, ванадия, меди и стали 304 от температуры облучения. Видно, что при реакторном облучении многих металлов и сплавов порообразование происходит в интервале температур 0,3—0,55 Тпл, в котором температурная зависимость распухания колоколообраз-на, с максимумом при 0,4—0,45 Тпл.

Рис. 56. Температурная зависимость распухания стали 304 при облучении в реакторе EBR-II дозой 5 • 1022 н/см2 (Е>0,1 МэВ) [112].

Рис. 60. Температурная зависимость распухания стали 304, предварительно деформированной на 50% [58], при облучении такими дозами:

Рис. 61. Температурная зависимость распухания ниобия (О) и сплава Nb — 1% Zr (в) при облучении ионами Ni+ с энергией 3,2 МэВ дозой 50 с/а [57].

Рис. 62. Температурная зависимость распухания молибдена при реакторном облучении дозой 2,5 • 1019 н/см2 (? > 0,1 МэВ) [63].

В ряде работ [25, 30, 66J сделана попытка теоретически предсказать дозную зависимость распухания. При обработке экспериментальных данных часто используется теоретическая модель, развитая Баллоу и Брайлсфордом [30]. Согласно этой модели по

Рис. 64. Дознан зависимость распухания ниобия, облученного ионами Та "^ с энергией 7,5 МэВ при 800° С [77].

Рис. 65. Дозная зависимость распухания холодно-деформированнойна 20% стали 316, облученной ионами Ni+ с энергией 5 МэВ при 650° С [81].

Экспериментально линейное увеличение распухания о дозой многократно наблюдалось при нейтронном облучении чистых металлов (магния, алюминия, никеля [67, 681), а также при ионном и электронном облучении сталей [69, 70]. Однако такой рост распухания — не единственный вариант экспериментально наблюдаемой дозной зависимости распухания металлов и сплавов. В большинстве случаев зависимость распухания металлов и сплавов от дозы может быть представлена в виде степенной функции: A V/V ~ (Ф( — Ф^п)"- Например, при нейтронном облучении тантала (Т > 580°С) [71 ], молибдена (430 < Т < 1380°С) [3, 62] и стали ОХ16Н15МЗБ в отожженном состоянии (Т = 525° С) [72] A V/V ~ ~ (Ф/)", а п соответственно равен: 0,3—0,4; 0,5 и 1,5. Для сталей значение показателя степени в дозной зависимости распухания зависит от состава и исходного состояния материала, сорта и энергии бомбардирующих частиц, температуры облучения и дозы. В частности, для стали 1.4988 показатель степени в дозной зависимости распухания при реакторном облучении линейно растет с температурой [99].

Рис. 8. Зависимость растягивающего усилия Р, увеличения анодного тока i и уменьшения стационарного потенциала Дф от степени деформации Е стали:

Рис. 9. Зависимость растягивающего усилия Р и увеличения анодного тока I от степени деформации е стали

Рис. 10. Зависимость растягивающего напряжения (У) и плотности анодного тока (2) от степени деформации железа [49 ]

Рис. 12. Зависимость растягивающего усилия Р и величины Д<р разблагора-живания стационарного потенциала отожженного армко-железа электроннолучевого переплава от степени деформации е (скорость деформации 0,002 с.-1). Электролит — 3%-ный раствор NaCl

Рис. 14. Зависимость растягивающего уси- Рис. 15. Зависимость растягивающего усилия Р. увеличения анодного тока I и умень- лия Р и увеличения анодного тока I от шения стационарного потенциала Дер от степени деформации 8 стали степени деформации з стали. Области А и Б — сгадия деформационного упрочнения, слева от области А — стадия легкого скольжения, справа от области Б — стадия динамического возврата

Рис. 16. Зависимость растягивающего напряжения (/) и плотности анодного тока ; 2) от степени деформации железа L55 J

Рис. 18. Зависимость растягивающего уси- Рис. 19. Механохимическаяi коррозия мало-лия Р и величины Дф разблагораживания углеродистой стали в 7 н. HS!>O<: а — кри-стационарного потенциала отожженного вая растяжения со скоростью ^7,ь/0/мин Армко-железа электроннолучевого пере- (/—5 — уровни нагружения, на которых плава от степени деформации е (скорость определяли потери массы Д& за ьи ч при деформации 0,002 с"1) 40 °С); i — плотность тока растворения:

Подставляя выражение (21) в (18), получаем окончательную зависимость растягивающего напряжения полосы при навивке от текущего радиуса

нелинейная зависимость растягивающего усилия в

Зависимость растягивающего напряжения от времени в некотором сечении ХА (см. рис. 5.2, б) типична для рассматриваемого процесса. Откольное разрушение происходит в том сечении, где ранее всего выполняются критерии разрушения. Величина максимальной амплитуды растягивающих усилий для конкретных типов ВВ и материала преграды зависит от отношения их толщин: а = L/ZBB. При малых а из-за малости градиента напряжений по толщине преграды растягивающие. напряжения малы. Вследствие этого относительно тонкие преграды не претерпевают откольного разрушения, что согласуется с хорошо известным фактом безотколь-ного ускорения с помощью взрыва - ВВ тонких пластин. При больших а растягивающие напряжения также малы из-за слабого затухания ударной волны по длине преграды. Таким образом, наибольшего значения максимальные растягивающие напряжения достигают при некотором определенном значении а = ао.