Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Современные представления о материалах первой стенки ТЯР и услови ях их работы 10
1.1. Условия работы материалов ТЯР 10
1.2. Перспективные конструкционные материалы первой стенки ТЯР.. 12
1.2.1. Коррозионно-стойкие стали 12
1.2.2, Ванадий и его сплавы , 16
1.3. Перспективные экранные материалы ТЯР 23
1.3.1. Углеграфитовые материалы 23
1.3.2. Бериллий и его сплавы 27
1.3.3. Вольфрам него сплавы 28
1.3.4. Интерметаллиды системы Ti-Al-V 32
1.3.5. Материалы с покрытиями 34
1.3.6. Градиентные композиты 35
1.4. Заключение 36
Глава 2. Материалы и экспериментальные методы исследования 38
2.1. Материалы и подготовка образцов 38
2.1.1. Конструкционные материалы 38
2.1.2. Экранные материалы 39
2.2. Условия облучения потоками импульсной плазмы 42
2.2.1. Импульсный плазменный ускоритель МК-200 42
2.2.2. Экспериментальная установка «Десна-М» 44
2.3. Условия облучения ионами гелия и аргона..., 46
2.4. Методы исследования облученных образцов 47
2.4.1. Определение коэффициента эрозии 47
2.4.2. Исследование облученной поверхности 47
2.4.3. Исследование микроструктуры приповерхностного слоя 48
2.4.4. Исследование элементного состава 48
2.4.5. Рентгеновский анализ 49
2.4.6. Термодесорбция и водородопроницаемость 49
2.4.7. Механические испытания 50
Глава 3. Эрозия коррозионно-стойких сталей и никелевых сплавов 51
3.1. Эрозия поверхности 51
3.1.1. Выбор режимов облучения 51
3.1.2. Изменение топографии и эрозия поверхности 53
3.2. Изменение микроструктуры приповерхностного слоя 57
3.2.1. Топография и толщина модифицированного слоя 58
3.2.2. Микроструктура модифицированного слоя 60
3.2.3. Послойный микроструктурный анализ 63
3.2.4. Влияние кристаллографической ориентации исходного зерна на формирование упорядоченной структуры
3.2.5. О механизме образования упорядоченных структур 71
3.3. Последовательное воздействие срывов плазмы и ионных потоков. 76
3.3.1. Влияние срывов плазмы на гелиевый блистеринг 76
3.3.2. Влияние имплантированного гелия на эрозию материала при последующих срывах плазмы 79
3.4. Распыление материалов обработанных потоками ВТИП 84
3.4.1, Распыление в плазме тлеющего разряда 84
3.4.2. Распыление моноэнергетическими пучками ионов 90
3.5. Рентгеноструктурные изменения поверхности 92
3.6. Изменение химического и фазового состава поверхности 93
3.7. Процессы захвата и газовыделения в модифицированном слое 96
3.7.1. Состав газа в радиационно-технологических блистерах 96
3.7.2. О механизме радиационно-технологического блистеринга.. 100
3.7.3. Захват и проницаемость изотопов водорода 102
3.8. Изменение механических свойств 107
3.8.1. Изменения прочностных и пластических характеристик... 107
3.8.2. Изменение микротвердости поверхности 111
3.9. Выводы 116
Глава 4. Эрозия сплавов ванадия 118
4.1. Эрозия поверхности 118
4.1.1. Изменение структуры и рельефа поверхности 118
4.1.2. Эрозия облученных материалов , 121
4.2. Изменение механических свойств 122
4.3. Изменение химического состава поверхности , 124
4.4. Изменение структурно-фазового состояния сплавов 127
4.5. Выводы 129
Глава 5. Эрозия экранных материалов 130
5.1. Углеграфитовые материалы 130
5.1.1. Эрозия поверхности при воздействие потоков ВТИП... 130
5.1.2. Распыление углеграфитов ионами водорода 137
5.2. Материалы с покрытиями 143
5.3. Эрозия интерметаллидов 145
5.3.1. Влияние содержания ванадия на эрозию интерметаллидных сплавов системы Ti-Al-V 146
5.3.2, Эрозия компактированных порошковых интерметалли дов системы Ti-Al-V 153
5.4. Выводы 161
Основные выводы 163
Литература
- Коррозионно-стойкие стали
- Условия облучения потоками импульсной плазмы
- Изменение микроструктуры приповерхностного слоя
- Изменение структуры и рельефа поверхности
Введение к работе
Уровень современного развития цивилизации и высокие темпы увеличения численности населения будут характеризоваться в XXI веке, с одной стороны, ростом потребления всех видов энергетических ресурсов, а с другой - сокращением запасов и резким ростом цены на естественное энергетическое сырье. Осуществление управляемой термоядерной реакции - один из перспективных путей решения энергетической проблемы человечества. В отличие от ядерных источников энергии термоядерному реактору (ТЯР) присуще внутренняя безопасность и принципиальная возможность избежать накопления долгоживущих и высокоактивных радиоактивных отходов и, как следствие, отсутствие проблем с их захоронением. За десятилетия работы по созданию управляемого термоядерного синтеза были рассмотрены различные варианты конструкций ТЯР. В настоящий момент существуют две основные концепции. Это реакторы с магнитным и инерционным удержанием плазмы. В первом случае плазма удерживается внешним магнитным полем. Среди исследовательских термоядерных установок с магнитным удержанием наилучшие параметры плазмы были получены на установках типа токамак. Во втором случае термоядерная реакция может инициироваться лазерным излучением, пучками релятивистских электронов или тяжелыми ионами, импульсные реакторы такого типа являются пока только концептуальными.
Крупнейшими из проектируемых в настоящий момент установок с магнитным удержанием плазмы типа токомак являются интернациональный термоядерный экспериментальный реактор ITER и, как следующий этап развития термоядерного синтеза, реактор типа ДЕМО.
Актуальность работы
В реакторах типа токамак компонентами конструкции, контактирующими с плазмой, являются: первая стенка, лимитер и дивертор. Материалы этих конструкций будут работать в жестких условиях термоциклических нагрузок, обусловленных цикличностью режима горения плазмы. Наибольшие тепловые нагрузки в процессе горения плазмы до 20 МВт/м ожидаются на приемные пластины дивертора, на лимитер - до 10 МВт/м и непосредственно на первую стенку - 0,5 МВт/м2. Так же как и в ядерных реакторах, материалы ТЯР будут облучаться нейтронами. Флюенс нейтронного потока может достигать 10 н/м . Существенным отличием ТЯР от реакторов деления, кроме больших флюенсов нейтронов, будет их более жесткий энергетический спектр.
Материалы, обращенные к плазме в ТЯР будут подвергаться интенсивному воздействию ионов изотопов водорода и гелия, а также распыленных атомов материалов компонентов конструкции, контактирующими с плазмой, с непрерывным энергетическим спек- тром в широком интервале энергий. Критическим вопросом для осуществления управляемой термоядерной реакции является чистота плазмы от примесей, излучение на которых способно охладить ее ниже порога горения. Поэтому все внутренние поверхности реактора, контактирующие с плазмой, должны состоять из материалов с низким атомным номером, или с высоким порогом распыления, либо низким коэффициентом распыления. Следует особо отметить, что для реакторов с магнитным удержанием плазмы, работающих в циклическом режиме, характерным видом воздействия на материалы первой стенки, лимитера и дивертора являются срывы плазмы, достигающие по удельной мощности до ~ 10 МВт/см , что может вызвать сильные локальные оплавления поверхности, растрескивание, кипение и испарение материала. Такие виды повреждений, в конечном итоге, могут привести к ухудшению эксплуатационных свойств и даже выводу узлов реактора из строя.
Таким образом, выбор материалов для компонентов конструкции рабочей камеры и исследование их радиационной эрозии, в том числе в условиях, имитирующих ожидаемые срывы плазмы, являются важными задачами при разработке различных проектов и концепций ТЯР. К моменту начала выполнения данной работы в литературе практически отсутствовали экспериментальные результаты по изучению эрозии перспективных материалов первой стенки термоядерных реакторов в условиях воздействия, имитирующего ожидаемые срывы плазмы, поэтому рассматривался довольно широкий круг конструкционных и экранных материалов. К тому же, жесткость условий работы, недостаток данных о свойствах материалов и, особенно, их поведении в рабочих условиях, различные варианты конструкций первой стенки ТЯР объясняют существование большого количества типов конструкционных и экранных материалов. Поскольку выбранные на сегодняшний день материалы первой стенки ITER (коррозионно-стойкая сталь SS316LN, Be, W и углеграфи-товые композиты) обладают целым рядом недостатков, окончательный выбор материалов, контактирующих с плазмой для термоядерных реакторов второго поколения (ДЕМО и др.) еще не сделан и исследования в этом направлении весьма актуальны.
Цель работы - выявление основных закономерностей эрозии и термостойкости различных перспективных материалов энергонапряженных узлов первой стенки ТЯР при облучении потоками высокотемпературной импульсной плазмы, имитирующими срывы тока плазмы.
Научная новизна полученных результатов состоит в следующем,
Впервые проведено комплексное, всестороннее исследование эрозии широкого класса перспективных конструкционных и экранных материалов первой стенки ТЯР с точки зрения воздействия на них ожидаемых срывов плазмы.
Впервые имитационные исследования эрозии материалов при срывах плазмы проведены в импульсных плазменных ускорителях (ИПУ) с использованием водород- ной и дейтериевой высокотемпературной плазмы в условиях, максимально приближенных к ожидаемым срывам в ТЯР.
Впервые обнаружено, что при воздействии потоков высокотемпературной импульсной плазмы на металлические конструкционные материалы в приповерхностной области образуется модифицированный слой толщиной до 25 мкм, имеющий упорядоченную микро- или нанокристаллическую столбчатую преимущественно гексагональную в сечении структуру и обладающий повышенными прочностными свойствами и стойкостью к поверхностному разрушению, в процессе последующего ионного облучения.
Показано, что поверхностное борирование защитных углеграфитовых материалов значительно подавляет их химическое распыление при облучении полиэнергетическим пучком ионов водорода во всем исследованном интервале температур (330-870К).
Впервые в условиях воздействия, имитирующего срывы плазмы, исследованы ком-пактированные иитерметаллидные сплавы системы Ti-Al-V, обладающие, как показано в данной работе, высокой стойкостью к эрозии, трещиностойкостью и стабильностью элементного состава приповерхностных слоев что позволяет рассматривать их как альтернативные к исследованным ранее экранным материалам ТЯР. Практическая значимость работы.
Выявлены основные закономерности радиационной эрозии перспективных конструкционных и экранных материалов первой стенки ТЯР, включая различные коррозионно-стойкие стали, никелевые и ванадиевые сплавы, углеграфитовые материалы, материалы с покрытиями, литые и компактированные сплавы интерметал-лидной системы ТІ-AI-V в условиях, имитирующих срывы плазмы. Даны практические рекомендации о возможности использования исследованных материалов в ТЯР и показаны методы повышения их радиационной эрозии и термостойкости с точки зрения воздействия на них срывов плазмы. Разработан способ повышения радиационной эрозии металлических материалов при ионном облучении путем их предварительной обработки потоками высокотемпературной импульсной плазмы (авторское свидетельство на тему: «Способ защиты рабочих поверхностей первой стенки термоядерного реактора» А.С. (СССР), № 1526479,1989г.). На защиту выносятся.
Экспериментальные результаты по определению коэффициентов эрозии и исследованию трещиностойкости различных коррозионно-стойких сталей, никелевых и ванадиевых сплавов, углеграфитовых материалов, материалов с покрытиями, литых и компактированных сплавов интерметаллидной системы Ti-Al-V при воздействии потоков импульсной плазмы в зависимости от плотности мощности падающего потока и числа импульсов.
Результаты исследований изменения топографии, химического состава, фазового и структурного состояний вышеуказанных материалов при воздействии потоков высокотемпературной импульсной плазмы.
Результаты измерений прочностных характеристик вышеуказанных материалов при воздействии потоков импульсной плазмы в зависимости от плотности мощности падающего потока и числа импульсов.
Результаты исследований изменения микроструктуры приповерхностного слоя коррозионно-стойких сталей и никелевых сплавов и закономерностей возникновения микро- или нанокристаллических упорядоченных структур при воздействии потоков импульсной плазмы в зависимости от плотности мощности падающего потока и числа импульсов.
Результаты исследований влияния последовательного воздействия моно- и полиэнергетических пучков ионов гелия, водорода и аргона, а также импульсных потоков плазмы на топографию, радиационный блистеринг, физическое распыление и водородопроницаемость коррозионно-стойких сталей и никелевых сплавов.
Результаты исследований физического и химического распыления объемно- и по-верхностно-борированных экранных углеграфитовых материалов при облучении полиэнергетическим пучком ионов водорода в интервале температур 330-870 К.
Физические модели возникновения радиационно-технологического блистеринга на сталях, формирования микро- или нанокристаллических упорядоченных структур в поверхностном слое и подавления физического распыления при ионном облучении металлических материалов в результате предварительного воздействия высокотемпературных импульсных потоков плазмы.
Апробация работы.
Результаты исследований докладывались и обсуждались на следующих отраслевых, всесоюзных и международных конференциях:
4 Всес. конф. по инженерным проблемам термоядерных реакторов (Ленинград, 1984); VII и IX Всес. конф. «Взаимодействие атомных частиц с твердым телом» (Минск, 1984 и Москва, 1989); 1, 3 и 4 Всес. конф. «Взаимодействие излучения плазменных и электронных потоков с веществом» (Москва, 1986; Сухуми, 1988; Фрунзе, 1990); VI школа по физике радиационных повреждений твердого тела (Алушта, 1987); XIV, XV, XI Бакуриан-ские школы по радиационной физике металлов и сплавов (Бакуриани, 1987, 1988, 1989); I Всес. конф. «Модификация свойств конструкционных материалов пучками заряженных частиц» (Томск, 1988); X Межд. конф. «Физика прочности и пластичности металлов и сплавов» (Куйбышев, 1989); Всес. конф. «Ионно-лучевая модификация материалов» (Каунас, 1989); I Межд. сов. стран СЭВ «Радиационная физика твердого тела» (Сочи, 1989); Всес. семинар «Взаимодйствие импульсных плазменных потоков с веществом» (Алма-Ата, 1989); Межд, конф. по радиационному материаловедению (Алушта, 1990); Всес. конф. «Радиационное воздействие на материалы термоядерных реакторов» (Ленинград 1990); IV Всес. семинар «Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов» (Петрозаводск, 1990); Межд. конф. по радиационному материаловедению (Алушта 1990); Third Int. Conf. «Evolution of Microstmcture in Metals During Irradiation» (Ontario, Canada, 1992); II Межд. конф. «Радиационное воздействие на материалы термоядерных реакторов» (С.-Петербург, 1992); II Межотр, сов. «Радиационная физика твердого тела» (Севастополь, 1992); Sixth Int. Conf, « Fusion reactor materials» (Italy, 1993); IIй Int. Conf. Plasma Surface Interactions in Controlled Fusion Devices (Mito, Ibaraki, Japan, 1994); IV и V Межнац. совещ. «Радиационная физика твердого тела» (Севастополь, 1994 и 1995); «Вторая Московская межд. конф. по композитам» (Москва, 1994); Seventh Intern. Conf. on Fusion Reactor Materials (Obninsk, 1995); XII Межд. совещ. «Радиационная физика твердого тела» (Севастополь, 2002); Ежегодные Научные сессии МИФИ (Москва, 1998-2005).
Подтверждение актуальности работы.
Актуальность данной работы подтверждается тем, что исследования выполнялись в рамках Государственной научно-технической программы (ГНТП) «Управляемый термоядерный синтез и плазменные процессы»; Федеральных целевых программ (ФЦП) «Интеграция науки и высшего образования России», Грантов ДАНТ Минатома РФ в области фундаментальных и поисковых НИР; фундаментальных, поисковых и прикладных НИ ОКР; Проекта Международного научно-технического центра (МНТЦ) № 019-94.
Публикации. В диссертационную работу включены материалы, опубликованные в период с 1984 по 2005 г.г, в 52 печатных работах в отечественных и иностранных журналах, сборниках и тезисах докладов различных конференций.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, основных выводов и списка литературы. Диссертация изложена на 172 страницах, включая 89 рисунков, 41 таблицу и 139 наименований в списке литературы.
Коррозионно-стойкие стали
Перспективными для ТЯР считаются Fe-Cr-Ni и Fe-Cr-Mn стали и высоконикелевые сплавы основной структурой, которых является твердый раствор углерода в у - Fe (аусте-нит) [1, 5-7]. Упрочнение аустенитных материалов достигается легированием и холодной деформацией. Легирование и последующая термообработка позволяют упрочнить твердый раствор, создать дисперсные выделения карбидов и карбонитридов (карбидное упрочнение) и интерметаллидов (интерметаллидное упрочнение). Фазовый состав аустенитных материалов существенно зависит от режимов термообработки, что делает весьма важным выбор режимов термообработки для получения заданных и стабильных свойств. Введение в Fe-Cr-Ni сплавы титана и ниобия, как сильных карбидообразователей, приво дит к образованию карбидов типа TiC, NbC, М2зСб и карбонитридов типа Ti(C,N), Nb(C,N)- Первичные карбиды (ТІС) обычно стабильны, однако при термообработке (длительной эксплуатации, облучении в реакторе) первичные карбиды могут распадаться на карбиды с пониженным содержанием углерода типа М С и МеС, выделяющиеся по границам (часто в сталях) или внутри (чаще в высоконикелевых сплавах) зерен. В аустенит-ных сплавах сложного состава может иметь место выделение дисперсных частиц интер-металлидов типа у -фазы (ИізТі, N13AI, Иіз(Ті, Nb, А1)), о-фазы (FeCr, Fe(Cr, Mo)), фазы Лавеса (Fe2Ti, Fe2Mo, Fe2(Mo, Nb)) или /-фазы (NiNb2, Ni(Nb, Mo)2) [8-Ю]. Особенностью высоконикелевых аустенитных сплавов является появление у -фазы в процессе старения при температуре выше 870К. Дисперсность и морфология фаз существенно зависит от режимов аустенизации, старения и механической обработки, т.е. температурно-силового воздействия. Возможности широкого варьирования химического состава (в рамках аусте-нита) и использование разных режимов тепловой и термомеханической обработок делают аустенитные сплавы весьма перспективными жаропрочными материалами. Холодная пластическая деформация (наклеп) как один из основных методов повышения прочности аустенитных сталей обычно выбирается на уровне 15-20%. Следует подчеркнуть, что определяющим фактором деформационной способности аустенитных сплавов является не только тип вторичных избыточных фаз, но и неоднородность, избирательность распада твердого раствора в процессе длительного температурно-силового воздействия.
Облучение быстрыми нейтронами при Т 0,4 Гпл может вызвать низкотемпературное радиационное охрупчивание (НТРО), а при Т 0,5Т„Л - высокотемпературное радиационное охрупчивание (ВТРО). По своим последствиям ВТРО значительно превосходит НТРО и может привести к полной потере пластичности материала. Оно обнаружено у аустенитных хромоникелевых сталей, сплавов никеля, кобальта и алюминия, а также ряда тугоплавких металлов и сплавов. Для ВТРО характерно межкристаллитное разрушение и увеличение охрупчивания с повышением нейтронной дозы [11,13].
В последнее время разработан ряд новых отечественных сталей и сплавов аусте-нитного класса, в частности такие материалы, как сплав 03Х20Н45М4БРЦ (ЧС-43П) и сталь марки ОЗХ17Г17ДАМБ (АС-9) [10]. Хромоникелевый сплав ЧС-43П относится к коррозионно- и радиационностойким материалам с умеренной длительной прочностью и высокой деформационной способностью. Сплав сохраняет высокую стабильность свойств после старения в интервале температур 670-1070К в течение 10000 ч. Относительное удлинение после нейтронного облучения до фпюенса 5,5-10 м" не падает ниже 12% вплоть до температуры 920К. Сплав практически не склонен к распуханию при нейтронном облучении (в исследованном интервале флюенсов) и бомбардировке тяжелыми ионами. Производство основных полуфабрикатов из сплава ЧС-43П освоено промышленностью, он технологичен в условиях горячей и холодной деформации, удовлетворительно сваривается. Сталь АС-9 - хромомарганцевая, отличающаяся повышенной прочностью, высокой коррозионной стойкостью, стабильностью структуры и свойств после длительного старения в интервале температур 570 - 970К, сохранением высокой прочности и пластичности после нейтронного облучения вплоть до флюенса -8-Ю24 м 2 (Е 0,8 МэВ), По своим технологическим свойствам сталь АС-9 практически не отличается от широко распространенной коррозионно-стойкой стали I2X18H10T, но благодаря отсутствию никеля она примерно в 1,5 раза дешевле, а также имеет быстрый спад наведенной активности.
Первые имитационные эксперименты по воздействию срывов плазмы на установке «Просвет» показали, что на поверхности никелевых образцов, облученных гелиевой плазмой до доз 1-Ю22 м 2 наблюдалось травление границ зерен [12]. При дозах выше 1-Ю22 м 2 происходило постепенное сглаживание рельефа поверхности, наблюдались слабо выраженные чешуйки малой толщины, и на поверхности образовывались мелкие пузырьки -блистеры. Их средний диаметр составлял 0,1 мкм, а поверхностная плотность 1010 м 2. Крышки некоторых из блистеров имели трещины по контору купола, как и в случае бли-стеринга при сверхкритических дозах моноэнергетического облучения гелием. Следует отметить, что блистеринг при облучении гелиевой плазмой в никеле обнаруживался при дозах, примерно в 5 раз превышающих критическую дозу облучения моноэнергетическими пучками ионов гелия ( 5-10 м ), В этой работе было также отмечено, что структуры, возникающие на поверхности исследованных металлов после облучения плазмой, качественно отличались от структур, образующихся при их облучении моноэнергетическими пучками ионов гелия. Для всех исследованных материалов основным эффектом являлось распыление. При повышенных температурах облучения возникновение губчатой или дырчатой структур могло способствовать усилению эрозии за счет испарения. На момент проведения нами исследований в области эрозии аустенитных коррозионно-стойких сталей в условиях, имитирующих срывы плазмы, аналогичных данных в литературе не существовало.
Хромистые стали
Высокое сопротивление радиационному распуханию, термостойкость, относительная дешевизна и отработанность технологии получения и обработки делают хромистые стали перспективными материалами для реакторов с магнитным и инерционным удержанием плазмы [1, 5-7]. Коррозионно-стойкие хромистые стали ферритного класса (-13% Сг) с низким содержанием углерода характеризуются отсутствием при нагреве фазового а - у превращения, поэтому при закалке эти стали не упрочняются. Стали такого типа обладают меньшей жаропрочностью по сравнению с хромоникелевыми и могут применяться в физико-энергетических установках только при относительно невысоких механических нагрузках. Однако следует отметить, что поведение хромистых сталей при нейтронном облучении выгодно отличается от поведения аустенитных сталей, которые склонны к высокотемпературному охрупчиванию. Например, предел прочности, предел текучести, относительное удлинение стали Х12МС в исходном состоянии, и после облучения нейтронами до флюенса 1025 м 2 равны: 652 МПа, 426 МПа, 28% и 784 МПа, 608 МПа, 16% соответственно [13]. Металлы с ОЦК-решеткой (ферритные коррозионно-стойкие стали, ниобий, ванадий и т.д., а также сплавы на их основе) либо мало, либо вовсе не склонны к ВТРО [7, 13].
Условия облучения потоками импульсной плазмы
Поверхностное борироваиие графита осуществлялось методом изотермического химического осаждения при температуре 1223 К в течение 4 ч. Транспортная реакция проводилась в иодидной среде, Массоперенос основан на различии химических потенциалов иода и углерода в изотермических условиях. Толщина поверхностно-борированного слоя составляла 15-20 мкм, слой состоял преимущественно из карбидов В4С.
Исходный графит марки ГР имеет общую пористость -22%. Сплав для пропитки (50%ТІ + 50%Cu) использовался в двух состояниях - кристаллическом и аморфном. Материал в кристаллическом состоянии (ГР+К) был получен путем многократного переплава исходных компонентов в вакуумной дуговой печи МИФИ-9 в атмосфере аргона с последующим размолом. Аморфный сплав (ГР+А) был получен на установке Кристалл-702 методом быстрого затвердевания расплава в защитной гелиевой среде. Пропитка графита проводилась в печи СШВЛ при следующих условиях: скорость нагрева 10 К/мин, вакуум -10 мм.рт.ст. Из исходного и пропитанного графита изготавливались образцы диаметром 9 мм и высотой 3 мм. Образцы углеграфитов вырезались размером 10x10x5 мм. Все образцы перед облучением механически полировались с последующей очисткой в ацетоне.
Материалы с покрытиями
Исследованы материалы с тугоплавкими покрытиями, которые представляли собой нитрид титана (TiN) толщиной 15-30 мкм, нанесенный стандартным методом конденсации с ионной бомбардировкой (КИБ) на металлические подложки в установке Булат-3. Подложки вырезались из отожженной листовой стали марки 12Х18Н10Т толщиной 1 мм, W толщиной 1мм и отожженной листовой меди толщиной 1,5 мм марки Ml. Площадь подложек (образцов) в всех случаях составляла 10x10 мм.
В качестве исследуемых материалов были выбраны сплавы интерметаллида алю-минида титана (ат.%) - ТІ52АІ48, и сплавы с переменным содержанием ванадия (ат. %) i5oALtgV2, IboAUsVg, Ti37Al4gVi5. Исследовались сплавы, полученные по традиционной технологии литья и компактированные спеканием микрокристаллических быстро закаленных порошков.
На первом этапе слитки массой 30 и 50 г были получены методом многократной дуговой плавки в атмосфере аргона в печи МИФИ-9. Далее образцы нарезали в поперечном плавке направлении на искровом станке размером 10x10x1,5 мм. Образцы перед облучением механически шлифовали с последующей электрополировкой поверхности. Часть образцов подвергали дополнительной термообработке в вакууме (Р 10 5 мм рт. ст.) в следующих режимах: Г =1473К, / = 3 ч (режим ТО і) и дополнительная выдержка при Т= 873К, /= 10 ч (режим Т02).
На втором этапе исследований композитные сплавы получали по оригинальной методике компактирования микрокристаллических быстрозакаленных порошков интерметаллида ТЇА1, полученных в установке Кристалл-709 в контролируемой газовой среде (гелий). В качестве исходных материалов использовали иодидный титан, алюминий марки ЧДА и электролитический хром марки ЭРХ. Проведенные экспериментальные исследования показали, что для получения быстрозакаленных микрокристаллических чешуек интерметаллида алюминида титана размерами приблизительно 10x10x0,04 мм3 необходимо обеспечивать линейную скорость вращения закалочного медного диска не менее 30 м/с. Чешуйки, образующиеся в результате быстрого затвердевания, достаточно хрупки, чтобы их можно было измельчать в шаровой мельнице. Во избежание окисления материала при размоле чешуек (корпус мельницы из коррозионно-стойкой стали, рабочие тела -вольфрамовые шары диаметром 10 и 5 мм) процесс измельчения проводили в среде аргона. Был получен однородный порошок с размером частиц 50-100 мкм, не содержащий посторонних включений и жировых загрязнений.
На основании анализа диаграмм состояния за основу для разработки состава сплава-припоя, пригодного для компактирования, были выбраны системы Ti-Ni-V и Ti-V-Be. После проведения серии экспериментов был выбран сплав состава (мас.%) 68,5Ti - 28V -3,5Ве. В результате была получена аморфная лента толщиной 45 мкм и шириной 20 мм. Методом дифференциально-термического анализа был определен температурный интервал плавления данного сплава - припоя, который составляет 950-1020 С. Ленту измельчали на фрагменты размерами -5x5 мм2 и размалывали в шаровой мельнице при тех же параметрах, что и алюминид титана. Для компактирования были отобраны фракции алюми нида титана и сплава-припоя размером менее 80 мкм каждая. Порошки тщательно перемешивали, помещали в специальную пресс-форму и уплотняли с помощью ультразвукового диспергатора.
Компактирование проводили в вакуумной печи СШВ-1,25/25-И 1 при температуре 1200С и выдержке в течение 30 мин. В ходе спекания обеспечивали постоянное давление рабочего газа Аг, охлаждение проводили вместе с печью. В результате были получены образцы компактного материала цилиндрической формы диаметром 10 мм и высотой 10-12 мм. Далее эти образцы разрезались на электроискровом станке на диски толщиной 3 мм для последующих облучения и проведения исследований.
Облучение образцов проводили потоками водородной и дейтериевой высокотемпературной импульсной плазмы (ВТИП) в электродинамическом плазмеїшом ускорителе МК-200 с конической электродной системой, разработанном в ФГУП ГНЦ РФ ТРИНИТИ (г. Троицк). В опытах также использовалась модификация ускорителя МКТ (рис. 2,1),
Принципиальная схема облучения плазменными сгустками на ускорителе МК-200 (МКТ) Для транспортировки плазмы к месту установки испытываемых образцов применяли цилиндрический плазмопровод, представлявший собой металлическую трубу-лайнер (длина 1,5 м, диаметр 0,3 м, толщина стенки 2 мм), изготовленную из коррозионно-стойкой стали. Изоляция плазмы от стенок осуществлялась с помощью внешних соленоидов, создававших внутри лайнера продольное магнитное поле. Плотность и скорость потока плазмы определяли с помощью набора различных методик. Скорость водородного или дейтериевого ком понента плазмы и примесей измеряли диамагнитными зондами, двумя монохроматорами с фотоумножителями, а также интерферометром Маха - Цендера, Качественный состав плазмы устанавливали с помощью масс-спектрометра.
В каждой серии облучений варьировали число импульсов (N) от 1 до 100 и напряжение зарядки конденсаторов (U) от 10 до 30 кВ. Суммарное энергосодержание потока за один импульс в месте расположения образцов составляло при этом от 20 до 80 кДж. Зависимость скорости плазмы в фиксированном сечении плазмопровода от времени с момента прохождения головной части потока, и распределение плотности частиц по радиусу приведены на рис. 2.2.
Изменение микроструктуры приповерхностного слоя
В настоящем разделе представлены детальные исследования структурных изменений, вызываемых воздействием в основном умеренных и «мягких» потоков ВТИП [52, 53, 56, 59, 60, 61, 64, 71-73, 76, 77, 79]. В частности, результаты исследований поперечной микроструктуры модифицированного слоя (МС), образование упорядоченных структур (УС) в различных материалах, зависимость характерного размера УС от параметров облучения, связь УС со структурой нижележащего неповрежденного материала. Результаты этих исследований могут быть весьма полезны при объяснении физической сущности процессов, происходящих при воздействии потоков ВТИП на различные материалы. Представлена схема образования модифицированного слоя, состоящего из слоя расплава, слоя УС и зоны термического влияния, а также модель образования УС. 3.2.1. Топография и толщина модифицированного слоя.
На рис. 3.4 представлены типичные металлографические снимки поверхности коррозионно-стойкой стали после воздействия потоками ВТИП при различных условиях. в - W=\,5 МВт/см2, N=3; г - W=0,5 МВт/см2, N=1 Рис. 3.4
Первое, что следует отметить, сравнивая исходные (необлученные) химически травленые поверхности образцов (рис. 3.4, а) с облученными (рис. 3.4, б-г), но предварительно не травленными, это наличие термического травления поверхности стали после воздействия потоков ВТИП в умеренных условиях. При этом четко прослеживается структурная связь расплавляемого слоя с нижележащим неповрежденным материалом, что выражается в «наследовании» исходной зеренной структуры материала. При более мягких режимах воздействиях эта связь проявляется более явно, т.к. отсутствует слой расплава. В целом же влияние такого параметра как удельная мощность падающего потока (W) на морфологию поверхности, как и для жесткого воздействия, остается определяю щим. С увеличением W наблюдаются следы пластической деформации поверхностных слоев, затем локальные оплавления и, наконец, слой застывшего расплава.
На рис.3.5 представлены фотографии поперечной структуры образцов, полученные методами растровой электронной микроскопии.
С помощью химического травления микроструктура слоя не выявляется, наблюдается только граница между модифицированным слоем и основным материалом (рис.3.5, а). Характерным для всех материалов было образование в отдельных областях расплавленного слоя полостей игольчатого типа, ориентированных перпендикулярно поверхности (рис. 3.5, б). Эти полости располагались на глубине нескольких микрон и, в некоторых случаях, выходили на поверхность, образуя на ней кратеры.
На рис. 3.6 представлены фотографии типичных микроструктур торцевых шлифов облученных материалов. Как показал анализ полученных структур, с увеличением W растет толщина структурно измененного (модифицированного) слоя, достигая в отдельных случаях до -30 мкм, с ростом N в «жестких» условиях облучения возрастает количество модифицированных слоев. В случае умеренных воздействий потоков ВТИП с малым числом импульсов наблюдается лишь один модифицированный слой в виде нетравящейся на зерно белой полосы (рис. 3.6, в-г). Толщина этого слоя при облучении потоками ВТИП ближе к «мягким» составляет несколько микрометров. С возрастанием величины W толщина МС в умеренном режиме может достигать 15-20 мкм. При относительно слабом воздействии структура МС имеет над отдельными зернами неповрежденного материала вертикальный характер (рис. 3.6 г). Во всех случаях под модифицированным слоем находится область релаксации термических напряжений, что выражается в появлении полос скольжения вследствие пластической деформации. a - W=8 МВт/см2; N=10, б - W=2 МВт/см2, N=3; в - W=l,5 МВт/см2, N=l; г -W=\,3 МВт/см2, N=A Рис. 3.6
Еще одной особенностью образующегося модифицированного слоя является влияние ориентации нижележащего зерна на его структуру. Это хорошо видно на рис. 3.6, г. В левом зерне ориентация поперечной структуры и толщина МС существенно отличаются от правого зерна. На этом же снимке видно, как проявляется столбчатый характер структуры МС.
Исследование «тонкой структуры» исходных и облученных материалов методами просвечивающей электронной микроскопии [52, 53, 56, 58, 59, 60, 61, 62, 71] показало, что воздействие потоков ВТИП приводит к существенному изменению микроструктуры приповерхностного слоя (рис. 3.7). Было обнаружено формирование микрокристаллической, а при определенных условиях воздействия в некоторых материалах даже нанокристалличе-ской (ячеистой) упорядоченной структуры (УС). Средняя часть ячеек выпуклая, стенки ячеек состоят из клубков дислокаций, декорированных мелкодисперсными вьщелениями и пузырьками.
Изменение структуры и рельефа поверхности
Определение элементного состава приповерхностных слоев образцов интерметаллидных сплавов в исходном состоянии и после воздействия потоков импульсной водород-ной плазмы (W= 4,7 МВт/см , N=2\) проведено методом рентгеноспектрального микроанализа. Толщина анализируемого слоя составляла приблизительно 1-3 мкм. Исследования выполнены на образцах литого и компактированного интерметаллида ТІ4зАІ48\ . Содержание основных элементов в сплавах до и после воздействия потоков импульсной водородной плазмы приведено в таблице 5.9. Как видно из полученных результатов, плазменное облучение приводит к некоторому изменению содержания основных компонентов в интерметаллидных сплавах. При этом на поверхности литых интерметаллидов наблюдается уменьшение содержания легкоплавкого алюминия при одновременном повышении концентрации титана и практически неизменном, в пределах погрешности измерения, содержании ванадия. Для компактированных интерметаллидов также происходит снижение концентрации алюминия и увеличение содержания титана.
Однако, в отличие от литых сплавов, в спеченных образцах обнаружено уменьшение на поверхности концентрации тугоплавкого ванадия. Последнее, по - видимому, обусловлено преимущественным испарением в процессе облучения материала связки (сплав Ti-28V-3,5Be), обладающего существенно меньшей температурой плавления в сравнении с интерметаллидом T143AI48V9 - П00С и 1400С, соответственно. Селективное испарение сплава - связки приводит к более высоким значениям коэффициентов эрозии компак-тированных спеканием интерметаллидов
Таким образом, исследованные интерметаллиды обладают достаточно высокой стабильностью с точки зрения баланса содержания элементов в приповерхностных слоях в условиях, имитирующих срывы плазмы в ТЯР. Изменение фазового состава
Дифрактограммы, полученные с поверхности компактированных интерметаллидов системы Ti-Al-V до и после облучения потоками ВТИП представлены на рис. 5.19. В спечённом образце, как и в литом (см. табл. 5,6 и рис. 5.19), присутствуют две основные фазы: у (ТІАІ) и аг (ТізАІ). Анализ полученных дифракционных спектров показал, что облучение поверхности образцов, имеющих в исходном состоянии двухфазную (у- и аг-фазы) структуру стабилизирует аг - фазу (ТізАІ). Линии у-фазы (ТІА1) отсутствуют в спектре обработанного потоками плазмы сплаве (рис.5.19, б). При этом вблизи угла 28 « 40 появляется достаточно острая и интенсивная линия (знак вопроса на рис. 5.19, б), которую удалось проиндицировать как (101) гексагонального а-Ті. Размытая линия (более широкая, нежели все остальные линии спектра) вблизи угла 29 « 58 может свидетельствовать о наличии на поверхности закалочной кубической фазы, период решётки которой соответствует промежуточному значению для (З-Ті и V. Такая линия может относиться к нестабильной (закалочной) структуре твёрдого раствора А1, V в р-Ті [138].
На основании полученных спектров можно заключить, что в результате воздействия потоков импульсной плазмы при использованных режимах обработки сплавы побывали при высокой температуре в области существования двух фаз (аг+Р), которые впоследствии в результате высокоскоростной закалки зафиксированы при низкой температуре. Частично Р-твёрдый раствор на основе Ті превратился в а-твёрдый раствор на основе Ті. Параметры элементарных кристаллических ячеек ссг - и р - фаз отличаются от табличных значений из-за растворения в основных фазах легирующих элементов, присутствующих в сплаве. Изменение фазового состава поверхностных слоев в результате их обработки потоками импульсной плазмы указывает на уменьшение в поверхностных слоях анализируемых образцов содержания алюминия вследствие его селективного ис 160 парения при нагреве до температур выше температуры плавления сплавов, что было установлено при определении элементного состава приповерхностных слоев сплавов методом рентгеноспектрального микроанализа (см. табл. 5.9).
В результате снижения относительной концентрации А1 в сплаве в соответствии с разрезом тройной диаграммы состояний системы Ti-Al-V при температуре 1100С происходит смещение из области существования трёх фаз (аг-Ьт+Р) в двухфазную (ct2+P) область. Последующая закалка поверхности позволяет зафиксировать те фазы, которые присутствовали при высокой температуре, а именно, а.г - фазу, pi, а-Ті.
Таким образом, на основе полученных результатов можно сказать, что, не смотря на то, что коэффициенты эрозии для литых сплавов заметно ниже, чем для компактиро-ванных, спеченные интерметаллиды в меньшей степени подвержены растрескиванию, что свидетельствует о достаточно высокой трещиностойкости компактированных интерме-таллидов и сохранении их эксплуатационных свойств в качестве защитного (экранного) материала. В целом исследованные интерметаллиды обладают высокой стабильностью элементного состава в приповерхностных слоях в условиях, имитирующих срывы плазмы вТЯР.
