Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Основные методы снижения вакансионного распухания аустенитных сталей 11
1.1 Влияние легирования на распухание аустенитных сплавов 12
1.2 Холодная пластическая деформация 13
1.3 Стареющие сплавы 15
1.4 Постановка задачи 18
Глава 2. Применение позитронной аннигиляционной спектроскопии для исследования структуры металлов 21
2.1 Поведение позитрона в кристалле 21
2.2 Взаимодействие позитронов с дефектами 25
2.3 Применение позитронной аннигиляционной спектроскопии для исследования выделений второй фазы в металлических системах 31
2.4 Выводы к главе 36
Глава 3. Материалы и методы исследования 37
3.1 Исследуемые образцы 37
3.2 Методики генерации дефектов деформированием и облучением, а также проведения стареющих и изохронных отжигов 38
3.3 Методики исследования исходной микроструктуры образцов 38
3.4 Измерение спектров угловой корреляции аннигиляционного излучения 39
3.5 Расчет первичной повреждаемости при облучении многокомпонентных сплавов 44
Глава 4. Эволюция микроструктуры сплавов на основе Fe-Ni при пластической деформации и термическом старении 46
4.1 Эволюция дефектной структуры при пластической деформации и последующем отжиге. Влияние титана на взаимодействие позитронов с дислокациями 46
4.2 Исследование микроструктуры состаренных железоникелевых сплавов. Взаимодействие позитронов с интерметаллидными выделениями 54
4.3 Выводы к главе з
Глава 5. Влияние легирующих добавок титана и алюминия на эволюцию дефектной структуры при электронном облучении и последующем отжиге сплавов железо-никель 70
5.1 Накопление дефектов в процессе облучения при комнатной температуре и последующий их отжиг 70
5.2 Накопление дефектов в процессе облучения при повышенных температурах и последующий их отжиг 78
5.3 Выводы к главе 84
Глава 6. Влияние дислокационной структуры на эволюцию вакансионных дефектов при электронном облучении 86
6.1 Электронное облучение и последующий изохронный отжиг сплавов с развитой дислокационной структурой 86
6.2 Влияние дислокационной структуры на накопление дефектов 89
6.3 Особенности взаимодействия точечных дефектов с дислокациями в сплаве железо-никель, легированном титаном 92
6.4 Выводы к главе 94
Глава 7. Влияние интерметаллидных выделений на накопление и отжиг радиационных дефектов в состаренных сплавах Fe-Ni-Al и Fe-Nii 95
7.1 Облучение электронами при различных температурах и последующий отжиг состаренных сплавов 95
7.2 Эволюция вакансионных дефектов в состаренных сплавах с различной дисперсностью выделений при электронном облучении 104
7.3 Возможные механизмы влияния интерметаллидных наночастиц на поведение вакансионных дефектов 110
7.4 Выводы к главе 113
Заключение 114
Список литературы
- Стареющие сплавы
- Применение позитронной аннигиляционной спектроскопии для исследования выделений второй фазы в металлических системах
- Методики исследования исходной микроструктуры образцов
- Накопление дефектов в процессе облучения при повышенных температурах и последующий их отжиг
Стареющие сплавы
Основным фактором, ограничивающим использование аустенитных нержавеющих сталей в быстрых реакторах, является вакансионное распухание (увеличение линейных размеров в процессе облучения). Распухание обусловлено образованием в процессе облучения в сталях вакансионных скоплений – микропор и вакансионных петель [1,5], что вызвано переизбытком вакансий по отношению к межузлиям (вакансионным пересыщением).
В процессе облучения в сталях и сплавах формируется одинаковое количество межузельных атомов (МА) и вакансий. При этом большая часть дефектов исчезает за счет взаимной их рекомбинации. Оставшиеся после рекомбинации дефекты либо поглощаются присутствующими в материале стоками (дислокации, дислокационные петли, границы зерен и пр.), либо образуют скопления дефектов [5,12]. Главными стоками для дефектов, расположенными в объеме материала, являются дислокации. Как известно, дислокации обладают преференсом (предпочтением в поглощении) по отношению к МА, что обусловлено различиями в подвижности точечных дефектов и эффективности их поглощения дислокациями [1,5]. В гцк металлах и сплавах вакансии, как правило, обладают меньшей подвижностью, чем межузельные атомы, поэтому суммарные потоки МА и вакансий на дислокации существенно различаются, особенно при низких температурах облучения [1,13]. Кроме того, энергия связи МА с дислокациями велика, поскольку они создают значительные объемные искажения в решетке, и МА, захваченные дислокацией, не могут покинуть ядро дислокации. В то же время, вакансии не создают таких значительных искажений, поэтому энергия связи вакансий с дислокацией меньше, чем межузлий [14-17]. Поэтому при повышенных температурах часть захваченных вакансий может освобождаться и мигрировать в плоскости скольжения в направлении от дислокации. Наличие преференса приводит к тому, что часть вакансий не поглощается дислокациями, а сохраняются в объеме материала, тогда как МА поглощаются стоками полностью. Таким образом, из-за различий во взаимодействии вакансий и межузельных атомов (МА) с дислокациями в сталях и сплавах возникает вакансионное пересыщение, которое, в конечном итоге, приводит к распуханию сталей.
На сегодняшний день применяются два способа снижения вакансионного пересыщения – легирование сталей различными примесями, а также создание повышенной плотности стоков точечных дефектов с помощью холодной пластической деформации [11]. Одним из перспективных способов снижения вакансионного распухания также является использование стареющих сталей и сплавов, в которых происходит образование мелкодисперсных когерентных интерметаллидных выделений типа Ni3Al(Ti,Si).
Легирование малым количеством примесей является одним из основных способов снижения вакансионного распухания аустенитных сталей. Взаимодействуя с точечными дефектами, атомы легирующих элементов образуют с ними комплексы примесь–вакансия и примесь–межузельный атом и тем самым влияют на поведение точечных дефектов [1,9,18-20]. Так, неподвижные и малоподвижные комплексы могут захватывать дефекты противоположного типа, благодаря чему увеличивается вероятность рекомбинации дефектов [9,21]. В случае образования комплексов примесь-вакансия, подвижность которых выше чем подвижность вакансий, увеличивается вероятность отжига вакансий на стоках. В результате этих процессов снижается вакансионное пересыщение [22]. Кроме того, подвижные комплексы взаимодействуют с дислокациями, границами зерен и порами, в результате чего атомы легирующих элементов оседают на поверхности стоков, что приводит к локальному изменению химического состава вблизи стоков (радиационно-индуцированная сегрегация). При этом, изменяется эффективности взаимодействия дефектов с дислокациями, порами, границами зерен [1,9], что может на порядок изменить скорость зарождения пор. Так, сегрегация примесей на дислокациях уменьшают их преференс (предпочтение к поглощению) по отношению к межузельным атомам, а также стабилизирует дислокационную структуру [1,12]. Изменения химического состава вблизи пор может приводить к значительному повышению поверхностной энергии или к уменьшению энергии образования вакансий, в результате чего снижается термическая стабильность пор, увеличивается термическая эмиссия вакансий из них. Примеси могут снижать энергию образования тетраэдров дефектов упаковки, что также приводит к снижению распухания.
Для исследования влияния легирующих элементов на поведение радиационных дефектов было проведено множество экспериментов [1]. Было показано, что легирующие элементы, такие как титан [22-24], фосфор [19] и кремний [1,24], а также редкоземельные элементы [20], за счет процессов образования комплексов примесь – точечный дефект существенно снижают распухание сталей. Например, благодаря высокой подвижности, кремний в растворе и при сегрегации на дефектах структуры обычно сдерживает развитие пористости и вызывает увеличение длительности переходного периода [1,22]. Титан существенно увеличивает эффективный коэффициент диффузии вакансий и, тем самым, подавляет образование зародышей пор [22]. При этом он превосходит кремний как по эффективности сдерживающего распухание эффекта, так и по его длительности. Однако, в процессе облучения этот эффект часто компенсируется увеличением среднего размера пор [18]. В результате этого, титан лишь меняет микроструктуру образующихся пор, но на вакансионное распухание влияния не оказывает. Следует отметить, что титан может снижать распухание не только за счет участия в процессах захвата точечных дефектов, но и частично за счет распада твердого раствора [23-25]. Образование мелкодисперсных карбидов титана и когерентных выделений типа Ni3Ti способствует рекомбинации точечных дефектов на поверхности выделений, что сдерживает развитие пористости [1,23-25]. Существенное влияние на вакансионное распухание Fe-Cr-Ni сплавов и аустенитных сталей оказывает присутствие в них углерода. Находясь в твердом растворе, углерод сдерживает распухание сталей, поскольку атомы углерода являются ловушками для точечных дефектов. Действие, сходное с углеродом оказывает бор. Находясь в твердом растворе, он обычно сдерживает развитие пористости. Кроме того его присутствие сдерживает образование и укрупнение карбидов [1].
Однако в ряде случаев примеси не только не снижают, но часто способствуют развитию пор. Так, неподвижные или малоподвижные комплексы точечный дефект - примесь часто являются центрами зарождения пор и дислокационных петель, поскольку могут захватывать дефекты «своего» типа [12,22]. Вакансионное пересыщение при этом усиливается и скорость зарождения пор возрастает. Углерод участвует в образовании крупных карбидных фаз, которые являются местами интенсивного зарождения и роста пор. Фосфор в присутствии других легирующих элементов и примесей обладает повышенной склонностью к сегрегации на границах зерен, способствуя зернограничному разрушению материала. Бор при высоких повреждающих дозах и повышенных температурах выходит из твердого раствора и тем самым стимулирует укрупнение зерна [1]. Образующиеся при этом бориды часто стимулируют распухание сталей. Кремний интенсифицирует распад твердого раствора и ускоряет выход из него ряда элементов, в том числе никеля, что может вызвать ускорение распухания сплавов на установившейся стадии.
Следует отметить, что действие легирующих элементов зависит от их состояния в облучаемом материале: отдельные атомы, комплексы с вакансиями и межузельными атомами, сегрегация и атомы в выделениях. Это состояние не является стабильным и часто претерпевает значительные изменения в процессе облучения, что приводит к изменению эффективности действия легирующего элемента на развитие пористости, а иногда и характера этого действия [1].
Применение позитронной аннигиляционной спектроскопии для исследования выделений второй фазы в металлических системах
Пластическая деформация исследуемых образцов осуществлялась посредством прокатки в валках при комнатной температуре. Уменьшение толщины образца при прокатке достигалось несколькими проходами с примерно равным значением снижения толщины при каждом шаге.
Стареющие отжиги закаленных на твердый раствор образцов сплавов проводились в вакууме не хуже 10" Па при температурах 823, 923 и 1023 К в течение 0.5-110 часов. Температура образцов поддерживалась с точностью ±1 К. После выдержки образцы охлаждались со скоростью -100 К/мин.
Облучение образцов осуществлялось на электронном ускорителе ЛУЭ-5 пучком электронов энергией 5 МэВ, сканирующем по площади 10х10 мм2. Неоднородность облучения при сканировании электронным пучком была не более 5%. Облучение проводили в проточно-гелиевом криостате при температурах 300, 423 и 573 К. Температура образцов в процессе облучения поддерживалась с точностью ±5 К.
Изохронные отжиги образцов, т.е. отжиги при нескольких последовательно возрастающих значениях температуры, проводили в интервале температур 300-1200 К в вакууме не хуже 10" Па. Интервалы между соседними значениями температуры составляли величину 25-100 К. Время выдержки на каждой ступени подбиралось в промежутке 25-100 мин с таким расчетом, чтобы средняя скорость нагрева была =1 К/мин. Такие параметры выбирались из тех соображений, чтобы длительность выдержки была много больше времени выхода температуры образца (=40 сек.) на температуру отжига. Точность поддержания температуры в процессе выдержки составляла ±2 К. После каждой выдержки образцы охлаждались до комнатной температуры со скоростью -100 К/мин.
Исследование микроструктуры образцов после деформации и термического старения проводилось с использованием методов просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и сканирующего туннельного микроскопа (СТМ) марки STM-U1 производства ЗАО КПД (г. Зеленоград, Россия). ПЭМ исследования проводились на микроскопе JЕМ-200 СХ при ускоряющем напряжении 160 кВ. СТМ-изображения получали при напряжениях смещения 0.2-5 В и постоянном туннельном токе 4-Ю"9 А. Подробное описание методики исследования процессов старения с помощью СТМ приведены в [78-79].
Для получения спектров УКАИ использовался спектрометр УА-200 с длинно-щелевой геометрией. Геометрия опыта показана на рисунке 11. Детекторы (на рисунке обозначены как Д1 и Д2) и исследуемый образец (обозначен цифрой 2) находятся на оси X. Источник позитронов (1) расположен на 1-2 мм ниже оси Х и окружен свинцовой защитой (3). Угловые размеры детекторов составляют: 1-10" рад в плоскости XZ и 160-10" рад в плоскости XY. Указанные величины обеспечиваются свинцовыми коллиматорами (3), расположенными перед детекторами. Один детектор неподвижен, а второй имеет возможность перемещаться в плоскости ZY относительно оси, проходящей через образец, с минимальным шагом 0.25 мрад в интервале углов в от -25 мрад до +25 мрад, где в - угол отклонения подвижного детектора от оси Х. Для уменьшения зависимости ослабления гамма-квантов в образце от угла в образец располагается под углом 3=3-5 по отношению к плоскости XY.
В качестве источника позитронов использовались закрытые источники позитронов ПН-22 и ПГЛ.З на основе радионуклидов Na и Ge, соответственно, производства ЗАО «Циклотрон» (г. Обнинск), активностью -310 Бк. В качестве детекторов гамма-квантов использовались сцинтилляционные датчики с кристаллами NaJ(Tl), размерами 06Зх160 мм и фотоэлектронными умножителями ФЭУ-82. Спектры УКАИ снимались в интервале углов в от -6.0 мрад до +25 мрад с шагом 0.5 мрад. Измерения проводились при комнатной температуре. Общее число отсчетов в каждом спектре составляло -10 -10 .
В переходных металлах в аннигиляции участвуют как электроны проводимости, так и электроны частично заполненных d-оболочек атомов. В этом случае спектры УКАИ можно представить в виде суммы двух компонент: f{d) = fp{e) + fg{e). (3.1) Первая компонента fp описывает аннигиляцию позитронов с валентными электронами. В случае длинно-щелевой геометрии, описанной выше, фермиевскому распределению импульсов соответствует функция, которая представляет собой обращенную усеченную параболу [37-38]: где Ig - высота гауссианы, в8 - полуширина гауссовой кривой.
Вследствие конечного углового разрешения спектрометра экспериментальная функция УКАИ N(0) оказывается размытой. Угловое разрешение для геометрии, описанной выше, определяется двумя факторами: угловым разрешением спектрометра и распределением термализованных позитронов вдоль оси Z. При этом во второй фактор так же будет давать вклад угол наклона образца (р. Экспериментальный спектр, с учетом функции углового разрешения спектрометра Р(в), представляется в виде: N(e)=\ Р(в -в)/(в )с1в . (3.4) Выражение (3.4) является интегральным уравнением Фредгольма первого рода относительно истинной функции /(в). Функция углового разрешения спектрометра Р(в) определялось в специальном эксперименте по аннигиляции позитронов в тефлоне [80]. Результаты эксперимента показали, что полуширина функции углового разрешения спектрометра составляет =1.57 мрад.
Методики исследования исходной микроструктуры образцов
На рисунке 14 представлены зависимости S-параметра от степени деформации для чистого никеля и сплавов Fe-Ni и Fe-Nii. Никель использовался в качестве модельного материала, поскольку поведение структурных дефектов после деформации в нем хорошо изучено [86-88]. Данные для никеля были взяты из [86]. В исходном состоянии (до деформации) значения S-параметра для никеля и сплавов практически совпадают, что указывает на близость их электронной структуры. Следует отметить, что концентрация закаленных вакансий в аустенитных сплавах вследствие низкой их теплопроводности после термообработки обычно находится ниже предела чувствительности ПАС. Поэтому величины S-параметра до деформации соответствуют значению параметра аннигиляции позитронов из свободного состояния Sf.
С ростом наблюдается рост S-параметра для всех образцов, что связано с захватом позитронов образующимися при деформации дефектами. При 15% рост S-параметра для Ni прекращается и его значение выходит на плато. Такое плато связано с эффектом насыщения по концентрации дефектов. При деформации, как известно, происходит интенсивное образование как дислокаций, так и вакансий. В [87-88] было показано, что при комнатной температуре в никеле вакансии неподвижны и не образуют комплексов. Таким образом, в никеле после деформации присутствуют два типа центров захвата позитронов – дислокации и моновакансии. Как показали исследования [86-87], в никеле после деформации до степеней выше 10% позитроны захватываются преимущественно моновакансиями, поскольку энергия связи позитронов с вакансиями (2.6 эВ) на порядок выше, чем энергия связи с дислокациями (0.1-0.3 эВ). Таким образом, величина S-параметра на плато, обозначенная как SV, соответствует значению S-параметра (Sj, см. выражение 3.9) для моновакансий.
Для сплавов, в отличие от никеля, значение S-параметр продолжает расти выше Sv- Такая ситуация может быть обусловлена несколькими причинами. Выражение (3.10) показывает, что S-параметр зависит от скорости захвата позитронов вакансиями //у, значения Sv и концентрации моновакансий С0. Для металлов с кубической решеткой juv и Sv определяются коэффициентом диффузии позитрона, радиусом вакансии и электронной плотностью внутри вакансии [46]. Поскольку все измерения аннигиляционных параметров проводились при комнатной температуре, коэффициент диффузии позитронов во всех случаях будет одинаковым. Радиусы вакансий в никеле и сплавах также не должны существенно отличаться. В [46,49-50] показано, что удельная скорость захвата позитронов моновакансиями для большинства ГЦК-металлов и сплавов совпадают (//у«1015 с"1). Время жизни позитронов в моновакансиях, которое напрямую связано с электронной структурой, также различается незначительно ( =180-200 пс). Таким образом, величины juv и Sv для никеля и сплавов будут близки. Увеличение концентрации вакансий Со также не может привести к росту S-параметра выше Sv, поскольку величина Sv соответствует уровню насыщения S-параметра для никеля.
Более высокое значение S-параметра по сравнению с Sy связано с тем, что в сплавах при деформации образуются вакансионные дефекты иного типа, чем моновакансии. Такими дефектами являются вакансионные кластеры трехмерной конфигурации (ВК). С увеличением расстояния от центра локализации позитронов до электронов ионных остовов уменьшается вероятность их взаимной аннигиляции и увеличивается вероятность аннигиляции позитронов с валентными электронами. Поэтому для ВК величина Sj будет выше, чем для моновакансий (см. п.2.2). При этом Sj увеличивается при увеличении среднего размера кластеров, захватывающих позитроны. Образование ВК при деформации также подтверждается значениями R-параметра. Действительно, значения R-параметра для деформированных на 50% сплавов (#=1.73+0.08 и 1.64+0.06 для Fe-Ni и Fe-Nii, соответственно) значительно превышают значение R-параметра для никеля, деформированного на 45% (#=1.47+0.06). Это означает, что в сплавах позитроны захватываются более крупными дефектами, чем моновакансии, т.е., вакансионными кластерами трехмерной конфигурации. Следует отметить, что образование ВК при комнатной температуре наблюдается также при электронном и нейтронном облучении сплавов и сталей на основе Fe-Cr-Ni [89-91]. Образование ВК в процессе облучения свидетельствует, в свою очередь, о том, что уже при комнатной температуре вакансии в сплавах подвижны.
Следует отметить, что в сплаве с титаном с ростом степени деформации S-параметр увеличивается интенсивнее, чем в сплаве без титана. Значения R-параметра для сплавов близки, т.е. средний размер ВК в них различается слабо. Из этого следует, что концентрация образовавшихся ВК в сплаве с титаном превышает концентрацию ВК в сплаве без титана, т.е., титан усиливает накопление вакансионных дефектов. При этом при =50% S-параметр в обоих сплавах выходит на один уровень. Поскольку накопление ВК с ростом степени деформации в сплаве Fe-Nii происходит более интенсивно, чем в сплаве Fe-Ni, следует предположить, что концентрация ВК, образовавшихся после деформации на 50%, и, соответственно, величина S-параметра в сплаве с титаном должны быть выше, чем в сплаве без титана. Равенство значений S-параметра для сплавов свидетельствует о том, что при данной степени деформации величина S-параметра достигла наибольшего значения для данного типа дефектов, т.е. наступило насыщение по концентрации ВК. Из этого следует, в частности, что значение Sc/=0.605±0.002 соответствует величине Sj, характеризующей аннигиляцию позитронов из захваченного кластерами состояния.
Определить структуру образующихся дефектов позволяют аннигиляционные характеристики. Из анализа выражений 2.3-2.5 и 2.13 можно предположить, что для различных типов дефектов величины Sj и тп будут меняться пропорционально. При этом зависимость параметра Sj от времени жизни, характерного для каждого типа дефектов, будет иметь линейную зависимость. На рисунке 15 представлен график S-т, на котором отмечены точки, соответствующие аннигиляции позитронов из различных состояний. При этом использовались полученные в данной работе, а также в [92] значения S-параметров и времени жизни, характеризующие аннигиляцию позитронов из свободного, захваченного дислокациями и моновакансиями состояний.
Как видно из рисунка, характерные точки действительно лежат на одной прямой. Согласно графику, величина SCl=0.605 соответствует величине n=203 пс, которая является промежуточной величиной между временами жизни позитрона 2V (время жизни для дивакансии) и 3V (время жизни для трехмерной тривакансии). Это указывает на то, что в сплавах образуются дивакансии, а также тривакансии трехмерной конфигурации, что согласуется с данными по электронному облучению сплавов на основе Fe-Cr-Ni [91].
С увеличением степени деформации до 92% величина S-параметра для сплава Fe-Ni снижается. При этом, величина R-параметра для Fe-Ni возрастает до R=2.6±0.2. Из этого следует, что в данном образце в процессе выдержки снизилась концентрация ВК и увеличился их средний размер. В то же время, для сплава Fe-Nii величины S- и R-параметров, и, соответственно, структура ВК, не меняются. Следует отметить, что перед измерением спектров УКАИ образцы сплавов, деформированные на 92%, выдерживались при комнатной температуре в течение 2200 ч. Изменение дефектной структуры в сплаве Fe-Ni связаны с тем, что здесь в процессе длительной выдержки произошел частичный отжиг ВК. В сплавах реально формируется ансамбль кластеров разной кратности. Мелкие кластеры, которые являются недостаточно термически стабильными при данной температуре, диссоциируют в процессе выдержки. Освобожденные при этом вакансии исчезают на дислокациях, плотность которых в деформированных сплавах велика. В то же время, крупные кластеры, стабильные при комнатной температуре, сохраняются в образце. В результате этого, после длительной выдержки при комнатной температуре полная концентрация кластеров снижается, а их средний размер увеличивается. Этот эффект еще раз свидетельствует о том, что вакансии в данном сплаве подвижны уже при комнатной температуре. В то же время, титан не только усиливает накопление дефектов при деформации, но и стабилизирует их структуру. Титан в сплаве является надразмерной примесью. Как известно, такие примеси эффективно взаимодействуют с вакансиями с образованием комплексов вакансия-атом примеси. При низких температурах эти комплексы неподвижны или малоподвижны и являются центрами зарождения вакансионных кластеров, поскольку могут захватывать мигрирующие вакансии (см. п.1.1 и [13,17]). Кроме того, благодаря образованию таких комплексов подавляется свободная миграция и отжиг вакансий на стоках. Таким образом, титан усиливает накопление вакансионных дефектов при низких температурах [88], что и наблюдается при пластической деформации.
При исследовании деформированных образцов, вклады от дефектов вакансионного типа и дислокаций обычно разделяют с помощью процедуры отжига. Известно [26], что вакансии начинают мигрировать к стокам (поверхность, границы зерен, дислокации) или образовывать вакансионные кластеры при температурах более низких, чем требуемые для рекристаллизации. На рисунке 16 представлены результаты изохронного отжига деформированных образцов.
Рисунок 16. Зависимость S-параметра от температуры изохронного отжига для деформированных образцов никеля и сплавов Fe-Ni и Fe-Nii
Начало миграции и отжиг вакансий в Ni начинаются при температурах выше 350 K [88]. Как видно из рисунка, в деформированном Ni выше 350 K S-параметр падает и выходит на плато при 370 К. Вакансии в деформированном никеле полностью отжигаются при этой температуре, а дислокационная структура практически не меняется [87-88]. Поэтому величина S-параметра на плато определяется аннигиляцией позитронов в захваченном дислокациями состоянии. Как известно, для степени деформации 45% плотность дислокаций в никеле Дг 10 м" [26], что превышает уровень насыщения S-параметра по плотности дислокаций (см. п.2.2). Таким образом, величина S-параметра на плато (0.574+0.002) соответствует величине Sd -значению параметра Sj для дислокаций. При температурах выше 550 К S-параметр снижается до исходного значения S/ в результате рекристаллизации.
Для деформированного сплава Fe-Ni, также как и для №, наблюдаются две стадии возврата S-параметра. Отжиг ВК в этом сплаве начинается при температуре -320 К и заканчивается при -580 К. После отжига ВК S-параметр, как и в случае Ni, выходит на величину Sd, которая соответствует уровню насыщения S-параметра по дислокациям для никеля. Отсюда следует, что аннигиляционные характеристики (/id, Sd) для дислокаций в Fe-Ni совпадают с аналогичными для никеля (Дг=1.2-10 м/с, 5 =0.57410.002). Начало рекристаллизации в сплаве Fe-Ni смещается в область высоких температур (до -800 К) по сравнению с чистым никелем, что согласуется с существующими в литературе представлениями [28]. После отжига дислокаций (Т-900 К) в результате рекристаллизации S-параметр выходит на исходное значение S/.
В сплаве Fe-Nii в процессе отжига наблюдается небольшой спад S-параметра в диапазоне 300-400 К, обусловленный отжигом мелких ВК. В то же время, как было сказано выше, в сплаве Fe-Ni отжиг мелких ВК происходит уже при комнатной температуре. Интенсивный отжиг ВК в Fe-Nii начинается также при более высокой температуре (-450 К) по сравнению с Fe-Ni (-320 К). Все это еще раз свидетельствует о том, что титан усиливает термическую стабильность ВК. Благодаря образованию комплексов вакансия - атом титана, в сплаве в процессе деформации формируются трехмерные ВК, декорированные атомами титана, которые являются термически более стабильными, чем «чистые» ВК. Поэтому отжиг ВК в сплаве Fe-Nii происходит при более высокой температуре, чем в сплаве Fe-Ni. Взаимодействие титана с вакансиями еще раз подтверждает, что вакансии в сплавах подвижны уже при комнатной температуре.
Накопление дефектов в процессе облучения при повышенных температурах и последующий их отжиг
Спад S-параметра в облученном сплаве Fe-Ni, в отличие от деформированного сплава, происходит в диапазоне температур 420-800 К (см. п.4.1). Данная ситуация обусловлена различной микроструктурой деформированного и облученного образцов. Согласно данным [111], диссоциация ВК в предварительно отожженном сплаве Fe-Ni, облученном при температуре 270 К, происходит в диапазоне температур 320-550 К, как и в случае деформированного сплава (см. п.4.1). При этом, вакансии могут как отжигаться на стоках, так и захватываться сохранившимися ВК, увеличивая их кратность. Увеличение размеров ВК приводит к увеличению величины Sj и, соответственно, росту S-параметра (см. п.2.2). В то же время, снижение концентрации вакансий приводит к снижению S-параметра. В результате этого величина S-параметра в облученном электронами образце сплава остается неизменной вплоть до 420 К. В то же время, в деформированном сплаве, благодаря высокой плотности дислокаций (d1014-1015 м-2), в данном диапазоне температур доминирует отжиг вакансий на стоках.
В диапазоне температур 620-700 К спад S-параметра замедляется. При этом значение R-параметра для сплава падает до величины 1.27±0.10. Как было показано в [19], в сплаве при отжиге в результате диссоциации вакансионных кластеров образуются двухмерные вакансионные скопления – зародыши вакансионных петель, которые являются более стабильными, чем трехмерные ВК. При температуре 820 К S-параметр выходит на исходное значение до облучения, что свидетельствует о полном отжиге вакансионных дефектов.
В сплаве Fe-Nii спад S-параметра, связанный с отжигом ВК, начинается при 450 К и заканчивается при 600 К. При этом S-параметр выходит на исходное значение до облучения. В этом диапазоне температур происходит интенсивный отжиг ВК, что согласуется с данными по измерению остаточного электросопротивления [111]. Таким образом, титан задерживает отжиг вакансионных дефектов в облученном образце на 100 К. При этом на кривой отжига для этого сплава отсутствует высокотемпературная стадия, т.е. образование двумерных вакансионных скоплений в этом сплаве не происходит.
В сплаве Fe-Ni-Al спад S-параметра, связанный с отжигом ВК, начинается при 420 К, как и в сплаве Fe-Ni, однако заканчивается он раньше на 50 К. Как было показано выше, в сплаве Fe-Ni-Al при облучении образуется более мелкодисперсная структура ВК, чем в других сплавах, поэтому здесь отжиг ВК происходит при более низких температурах.
Следует отметить, что в сплаве Fe-Ni-Al содержится меньше никеля, чем в других сплавах, что может оказать влияние на накопление и отжиг вакансионных дефектов. С другой стороны, по данным [3,4], в данном диапазоне концентраций различие в содержании никеля слабо влияет на накопление дефектов в сплавах.
Отжиг ВК в сплаве Fe-Ni-Al заканчивается при температуре 550 К. При этом величина S-параметра в сплаве превышает исходное значение до облучения. Из этого следует, что в сплаве присутствуют центры захвата позитронов. На рисунке 38 представлены кривые отношений для образцов облученного сплава, отожженных до различных температур. Как видно из рисунка, с увеличением температуры отжига спектры УКАИ для Fe-Ni-Al приближаются к спектру УКАИ для отожженного Fe-Ni. При этом характер кривых существенно не меняется. Таким образом, в диапазоне температур 550-820 К позитроны в Fe-Ni-Al захватываются дефектами вакансионного типа – двумерными вакансионными скоплениями. Лишь при достижении температуры 823 К в области импульсов (15-25)10-3 m0c наблюдается рост скорости счета по сравнению с Fe-Ni, что обусловлено термическим образованием в сплаве интерметаллидных частиц Ni3Al (см. п.4.1). Из этого так же следует, что в сплаве Fe-Ni-Al выделения Ni3Al в процессе облучения при комнатной температуре не образуются.
Вышесказанное свидетельствует о том, что образование двумерных скоплений происходит в процессе отжига ВК. Действительно, если бы двумерные скопления образовывались непосредственно в процессе облучения, вторая стадия отжига, связанная с их диссоциацией, наблюдалась бы либо для всех сплавов, либо только для сплава Fe-Ni. Механизм формирования плоских вакансионных скоплений, по-видимому, обусловлен дефектной структурой, образующейся в сплавах при облучении. Как было показано в п.4.1, в процессе деформации в сплаве Fe-Ni образуются дивакансии и трехмерные тривакансии. Аналогичная структура образуется и при электронном облучении, о чем свидетельствуют близкие значения R-параметра. В процессе отжига сплава Fe-Ni при температуре выше 320 К дивакансии, по-видимому, начинают распадаться. Часть освободившихся в результате диссоциации вакансий захватываются сохранившимися тривакансиями, увеличивая их кратность. При этом в сплавах могут образовываться как трехмерные, так и двумерные вакансионные скопления. Как показывают расчеты [1,116], энергия связи вакансий в трехмерных и двумерных скоплениях существенно различаются (для тетравакансий, в частности, Eb=0.7 и 1.45 эВ, соответственно). Трехмерные тетравакансии менее стабильны термически и при повышенных температурах (400-600 К) также будут диссоциировать. В то же время, плоские скопления будут отжигаться при более высоких температурах (600-800 К).
В сплавах Fe-Ni-Al и Fe-Nii диссоциация ВК начинается при более высоких температурах (420-450 К), чем в сплаве Fe-Ni. Вероятность отжига вакансий на стоках возрастает при увеличении температуры, поэтому в легированных сплавах отжиг вакансионных дефектов происходит более интенсивно, а укрупнение кластеров - менее интенсивно, чем в нелегированном сплаве. В результате этого в сплаве Fe-Ni-Al образование двумерных вакансионных скоплений сильно подавлено, а в сплаве Fe-Nii – отсутствует.
На рисунке 39 представлены зависимости S-параметра от флюенсов электронов для сплавов Fe-Ni, Fe-Ni-Al и Fe-Nii, облученных при температуре 423 К. На рисунке 40 представлены зависимости концентрации вакансий, присутствующих в сплавах после облучения, рассчитанные из экспериментальных данных по модели захвата (выражение (3.10)).
С ростом температуры облучения увеличивается диффузионная подвижность МА и вакансий, приводящая к повышению либо их взаимной рекомбинации, либо аннигиляции на стоках [116]. В результате этого концентрация сохранившихся в образцах дефектов вакансионного типа и, соответственно, значение S-параметра уменьшаются по сравнению с аналогичными значениями для сплавов, облученных при комнатной температуре. Как видно из рисунка 40, концентрация дефектов, образовавшихся в сплавах после облучения при 423 К, в 3-5 раз ниже, чем в сплавах, облученных при 300 К (см. рисунок 35). Следует отметить, что в сплавах, легированных титаном и алюминием, накопление вакансий происходит интенсивнее, чем в нелегированном сплаве. При этом кривые накопления для легированных сплавов близки друг к другу. Как показывают данные отжига сплавов, облученных при комнатной температуре, при 423