Содержание к диссертации
Введение
1 Глава. Взаимодействие радиационных точечных дефектов с атомами растворенных элементов и их диффузионная подвижность в твердых растворах 8
1.1 Введение 8
1.2. Взаимодействие точечных дефектов с атомами растворенных элементов 9
1.3. Диффузионная подвижность точечных дефектов в чистых металлах и твердых растворах и ее влияние на процессы накопления и отжига радиационных дфекгов ... 11
1.4. Заключение 16
2 Глава. Зарождение и рост дислокационных петель и тетраэдров дефектов упаковки в чистых металлах и сплавах 17
2.1. Экспериментальные данные по зарождению и росту дислокационных петель междоузельного типа и вакансионных тетраэдров дефектов упаковки 21
2.2. Модели зарождения и роста скоплений точечных дефектов в чистых металлах и твердых растворах 25
2.3. Анализ и интерпретация экспериментальных данных по зарождению и росту дислокационных петель междоузельного типа в алюминии и его сплавах и вакансионных тетраэдров дефектов упаковки в сплаве Ag-16 ar.%Zn 32
2.4. Заключение 35
3 Глава. Образование вакансионных скоплений и пор в металлических материалах при облучении 37
3.1 Введение 37
3.2. Образование вакансионных скоплений в ванадии, облученном электронами с энергией21МэВ ...38
3.3. Сравнительная эффективность радиационной повреждаемости Pt и А1 при воздействии нейтронов деления и синтеза 41
3.4. Образование пор в алюминии при лазерном воздействии 46
3.5. Заключение 49
4 Глава. Структурно-фазовые изменения в металлических материалах при радиационных воздействиях 51
4.1 Введение 51
4.2 Радиационно-усиленная диффузия 51
4.3. Влияние динамических эффектов облучения на фазовую стабильность 53
4.4. Влияние трансмутационных превращений на фазовую стабильность 53
4.5. Механизмы нестабильности и распада твердых растворов при облучении 54
4.6. Результаты экспериментальных исследований структурно-фазовых изменений в твердых растворах при облучении 60
4.6.1. Образование фаз в разбавленных твердых растворах на основе алюминия при электронном и нейтронном облучении 60
4.6.2. Измеение структуры ванадия технической чистоты ВНМ-1 и электролитического ванадия при электронном облучении ...69
4.6.3. Изменения структуры сплава V-21 %Ti при электронном и нейтронном облучении 72
4.6.4. Изменение структуры ванадиевого сплава V-Ga-Si при электронном облучении 75
4.6.5. Изменение структуры ванадиевого сплава ВТАН
при электронном облучении 76
4.6.6. Структурно-фазовые изменения в ненасыщенных концентрированных а-твердых растворах Ag-Zn при облучении электронами 81
4.6.7. Механизм распада сплава медь-никель при облучении 86
4.6.8. Изменение химического состава компонентов контактной пары сталь-жидкий свинец при электронном облучении 95
4.7. Заключение 100
5 Глава. Параметры активации металлических материалов 102
5.1. Введение 102
5.2. Активационные параметры ванадия различной чистоты и ванадиевого сплава ВТАН 103
5.3. Параметры активации малоактивируемых сплавов на основе ванадия 105
5.4. Активационные характеристики свинца после термического и радиационного воздействия 109
5.5. Заключение 112
6 Глава. Термическая и радиационная ползучесть металлических материалов 114
6.1. Введение 114
6.2. Радиационная ползучесть алюминия и твердого раствора алюминий-цинк 116
6.3. Ползучесть cruiaeaAg-Zn в условиях электронного облучения 118
6.4. Ползучесть малоактивируемых сплавов на основе ванадия 126
6.5. Заключение 133
Выводы 135
Литература
- Диффузионная подвижность точечных дефектов в чистых металлах и твердых растворах и ее влияние на процессы накопления и отжига радиационных дфекгов
- Модели зарождения и роста скоплений точечных дефектов в чистых металлах и твердых растворах
- Образование вакансионных скоплений в ванадии, облученном электронами с энергией21МэВ
- Влияние трансмутационных превращений на фазовую стабильность
Введение к работе
Развитие ядерной энергетики, космической и ускорительной техники непосредственно связяано с разработкой новых радиационностойких конструкционных и других материалов различно функционального назначения на основе исследования механизмов изменения их структуры и свойств при облучении.
Проблемы создания материалов, надежно работающих в условиях радиационных полей не потеряли своей актуальности, несмотря на более, чем полувековое развитие атомной энергетики, космической и других областей современной техники.
Вместе с тем исследования механизмов воздействия излучений на материалы, включая модельные системы, представляют и самостоятельный интерес для решения актуальных фундаментальных проблем радиационной физики твердого тела и радиационного материаловедения.
Особенности механизмов структурно-фазовых изменений облучаемых материалов в значительной степени определяются различными реакциями с участием двух типов точечных дефектов—вакансий и междоузельных атомов. В термических условиях термодинамически равновесная концентрация междоузельных атомов крайне мала из-за высокой энергии их образования и процессы изменения структуры и свойств материалов контролируются вакансионным механизмом. В результате атомных смещений при облучении, вакансии и междоузельные атомы образуются в равных количествах, что при определенных температурах и определяет специфику механизмов, контролирующих процессы изменения структуры, фазового состава и свойств исследуемых материалов при радиационных воздействиях.
В последние годы значительную актуальность приобрели вопросы продления ресурса работы ядерных энергетических установок, а также направление по разработке и исследованию свойств радиационностойких материалов с ускоренным спадом наведенной радиоактивности после окончания эксплуатационного периода их работы в реакторах деления и синтеза—так называемые малоактивируемые материалы. При этом вопрос о параметрах активации материалов непосредственно связан с повышением . „ экологической безопасности ядерной энергетики, проблемами снижения материальных затрат при переработке и утилизации радиоактивных отходов. Вместе с тем, проблема активации материалов рассматривается в настоящее время как один из факторов общей проблемы влияния трансмутационных превращений при ядерных реакциях на свойства материалов, обусловленных изменением их химического и фазового состава при выгорании и наработке элементов.
Как показывают экспериментальные исследования, радиационная повреждаемость сплавов существенно отличается от повреждаемости чистых металлов. Наличие ~% примесей, часто неконтролируемых, или возникающих при трансмутационных превращениях влияет на процессы изменения структуры и свойств материала.
В рамках рассмотренных направлений основное внимание в диссертационной работе было уделено экспериментальному и теоретическому исследованию следующих вопросов: г диффузионной подвижности точечных дефектов и атомов растворенных элементов в чистых металлах, разбавленных и концентрированных твердых растворах; зарождения и роста дислокационных петель междоузельного типа, вакансионных тетраэдров дефектов упаковки и пор в чистых металлах и сплавах; нестабильности твердых растворов по химическому и фазовому составу связанной с образованием плоских и объемных радиационных дефектов; і' — фазовых изменений в металлических материалах при облучении, обусловленных интенсификацией процессов упорядочения, расслоения и распада, а также динамическими эффектами облучения; — активации металлических материалов, в том числе, перспективных малоактивных сплавов для ядерной энергетики; — термической и радиационной ползучести сплавов на основе алюминия, серебра и ванадия.
Цель работы состояла в экспериментальном и теоретическом исследовании процессов структурно-фазовых изменений в чистых металлах, а также разбавленных и концентрированных твердых растворах промышленных сплавов при облучении и их влияния на свойства исследуемых материалов. Задачи исследований заключались в следующем: —экспериментальном исследовании влияния подвижности точечных дефектов на процессы зарождения и роста скоплений точечных дефектов, нестабильность твердых растворов по химическому и фазовому составу, термическую и радиационную ползучесть сплавов. —разработке модельных представлений о нестабильности твердых растворов при интенсификации процессов структурно-фазовых превращений при облучении. — оценке влияния легирующих и примесных элементов на активационные параметры сплавов после облучения в нейтрононных спектрах реакторов БОР-60 и ДЕМО. —экспериментальной оценке эффективности радиационной повреждаемости металлов при различных видах облучения. — экспериментальном исследовании процессов нестабильности твердых растворов при облучении.
Экспериментальные результаты, приведенные в диссертационной работе, получены при исследовании более чем 30 металлических и неметаллических материалов в диапазоне температур 20-600С. Электронное облучение материалов проводилось в ИМЕТ РАН на высоковольтном микроскопе JEM -1000, линейном ускорителе У-10 и микротроне СТ. энергии электронов были равны соответственно 1, 2,2и21МэВ.
Облучение нейтронами осуществлялось в НИИАР на реакторах СМ-2, БОР-60.
Исследования проводились с использованием методов просвечивающей электронной микроскопии, измерения электросопротивления, панорамного элементного анализа и метода кручения в испытаниях на ползучесть.
В области теории разработана модель зарождения и роста дислокационных петель междоузельного и вакансионного типа (вакансионных тетраэдров дефектов упаковки), сегрегационной модели нестабильности твердых растворов по химическому и фазовому составу, модифицированной модели спанодального распада, учитывающей процессы радиационно-усиленной диффузии и компенации точечными дефектами когерентных деформаций при образовании концентрационных волн, кристаллографической модели образования предвыделений на вакансионных тетраэдрах дефектов упаковки в процессе распада твердых растворов серебро-цинк при облучении.
Для ряда металлических систем приведены результаты численных расчетов параметров активации, полученные совместно с ГЕОХИ РАН с использованием ^ программного комплекса «ACTIVA» на основе, главным образом, данных элементного панорамного анализа.
Учитывая важность проблемы, в приложении диссертационной работы включены результаты радиационной модификации неметаллических материалов фотоники при воздействии электронами с энергией 21 МэВ.
Диффузионная подвижность точечных дефектов в чистых металлах и твердых растворах и ее влияние на процессы накопления и отжига радиационных дфекгов
Образование точечных дефектов сопровождается деформацией кристаллической решетки и изменением электронной структуры в окрестностях дефекта. Стремление к минимизации свободной энергии кристалла обуславливает образование наиболее стабильных конфигураций собственных точечных дефектов и их комплексов с атомами растворенных элементов.
Образование вакансий, их скоплений и взаимодействие вакансий с атомами растворенных элементов достаточно подробно исследованы в работах по физике металлов [8-11].
Образование междоузельных атомов сопровождается гораздо более сильными дилатационными искажениями решетки и гораздо большей упругой деформацией чем вакансий [5-18]. Упругая деформация вносит также и основной вклад в энергию взаимодействия междоузельных атомов с атомами растворенных элементов в металлических материалах.
Первоначально, для оценки энергии связи междоузельных атомов с атомами растворенных элементов использовалась континуальная теория упругости [18-20]. В методе решеточной статики [21] взаимодействие междоузельных атомов друг с другом и атомами растворенных элементов определяется не только абсолютной величиной дилатационного объема, но и его знаком. Проведенные расчеты наиболее стабильных конфигураций собственных междоузельных атомов в ГЦК металлах показали, что это гантельная конфигурация 100 [22].
Расчеты взаимодействия междоузельных атомов в гантельной конфигурации с атомами растворенных элементов [23] методом динамики решетки показали, что при замещении собственного атома в гантели на примесный, потенциал взаимодействия смещается из равновесного положения R0 на величины +г0 и -г0 для атомов растворенных элементов с положительным и отрицательным дилатационным объемом, соответственно. Энергия связи смешанной гантели определяется величиной и знаком так называемого параметра несоответствия s=rJR0, связанным с относительным дилатационым объемом АР/Гсоотношением — A VIV 6.
Для атомов с положительным дилатационным объемом смешанная гантель оказалась нестабильной. Она распадается с образованием комплекса из собственной гантели и растворенного атома в ближайшей плоскости, перпендикулярной оси гантели. Для растворенных атомов с отрицательном дилатационным объемом энергия связи положительна и устойчивой оказывается смешанная гантель 100 , состоящая из собственного атома и атома растворенного элемента. Однако при большом размерном несоответствии (-є 0,07) смешанная гантель становится нестабильной.
В последующих теоретических расчетах, проведенных с использованием метода молекулярной динамики [24-28], был подтвержден один из основных результатов расчета работы [23], что стабильные смешанные гантели для атомов растворенных элементов с положительным дилатационным объемом не образуются. Однако, как показано в этих же работах, для растворенных атомов с отрицательными дилатационными объемами в ГЦК решетке, стабильные конфигурации междоузельных атомов, в отличие от расчетов [23] не всегда представляют собой смешанные гантели 100 .
Представления о взаимодействии междоузельных атомов и растворенных элементов для ОЦК металлов развиты в работах [29-32]. В работе [31] показана возможность образования стабильной смешанной гантели 110 в аль фа-железе с атомами растворенных элементов, имеющими как и в ГЦК решетке отрицательный дилатационный объем. При є -0,15 она теряет стабильность и превращается в тетраэдрическую или октаэдрическую конфигурацию.
Таким образом, в твердых растворах при облучении образуется ряд комплексов междоузельных атомов с атомами растворенных элементов, тип и конфигурация которых определяется, в первую очередь, величиной и знаком дилатационных объемов растворенных элементов. Атомы с отрицательными дилатационными объемами преимущественно образуют стабильные смешанные гантели, а атомы с положительными дилатационными объемами—комплексы собственная гантель-атом растворенного элемента.
Модели зарождения и роста скоплений точечных дефектов в чистых металлах и твердых растворах
Для анализа и интерпретации экспериментальных данных, приведенных в разделе 2.1, были разработаны кинетические модели зарождения и роста дислокационных петель междоузельного типа в чистых металлах и твердых растворах [67,84,98,100] и модель зарождения и роста вакансионных тетраэдров дефектов упаковки [99,100].
В чистых металлах и разбавленных твердых растворах подвижность междоузельных атомов превышает подвижность вакансий и при облучении первоначально происходит зарождение и рост дислокационных петель междоузельного типа. Процесс зарождения петель, по аналогии с зарождением частиц при выделении второй фазы [101], корректно можно рассматривать в рамках модифицированной классической теории зарождения [84,89]. При этом время зарождения петель определяется выражением: T = (2Z2PC)_1 (2.7) где Z = b l =[2(п0с-пс) \ —фактор Зельдовича, Рс —скорость поглощения междоузельных атомов петлей критического размера, пс, п0с — число атомов критического и закритического размера в скоплении. Скопления критического размера могут как расти, так и рассасываться. Рост петель, с вероятностью равной еденице, начинается при образовании петель закритического размера.
В рамках данных моделей кинетика роста дислокационных петель рассматривается на основе теории скоростей химических реакций. При этом на основании экспериментальных данных [95] эффективность захвата петлей точечных дефектов принимается пропорциональной ее площади. Кроме того, после зарождения петель концентрация междоузельных атомов в них с\ существенно превышает концентрацию свободных междоузельных атомов в матрице с{, то есть с!»с{. Отсюда общая концентрация вакансий в матрице приблизительно равна концентрации междоузельных атомов в петлях с с1г Уравнения для изменение концентрации свободных междоузельных атомов с{ и суммарной концентрации вакансий cv (то есть суммы свободных моновакансий и моновакансий в скоплениях) можно представить в следующем виде [84,98]:
Полученная зависимость позволяет провести не только детальный физический анализ процесса зарождения и роста скоплений, но и в отличие от ранее известных моделей дает возможность впервые оценить ряд важных параметров зарождения, и роста скоплений междоузельных атомов.
Параметр cj определяет общую концентрацию междоузельных атомов в зародышах закритического размера, а т—соответствующее этому время зарождения петель.
Начальная скорость изменения концентрации междоузельных атомов в петлях при их росте максимальна и равна:
При увеличении времени облучения рост концентрации междоузельных атомов в петлях замедляется и в дальнейшем стремится к насыщению. Соответствующее время выхода на насыщение равно tp zlb + т.
Максимальная концентрация междоузельных атомов в петлях, соответствующая насыщению будет равна величине
В соответствии с классическими представлениями величину W можно рассматривать как параметр, характеризующий эффективную ширину энергетического барьера для зарождения петель.
Рассмотренные модельные представления для чистых металлов в работах [67,98-100] были модифицированы непосредственно для твердых растворов. Следуя этим работам, рассмотрим бинарный твердый раствор А-В с концентрациями компонентов сА и св. Предположим, что эффективность смещения атомов обоих сортов одинакова. В бинарном твердом растворе А-В междоузельные атомы могут образовывать три типа гантельных конфигураций: А-А, В-В, А-В. Равновесные концентрации гантелей различного вида можно определить через вероятности их образования Р , Рт и Р . В соответствии с двухчастотной моделью [72,73], вероятности существования гантелей указанного типа равны:
Образование вакансионных скоплений в ванадии, облученном электронами с энергией21МэВ
По сравнению с каскадным механизмом зарождения вакансионных скоплений и пор при облучении металлических материалов высокоэнергетическими электронами, нейтронами и тяжелыми ионами существует альтернативный механизм их образования при воздействии мощных лазерных импульсов.
В этой связи были проведены экспериментальные исследования по влиянию мощного импульсного воздействия на процесс образования пор в чистом алюминии.
В одной из первых работ по электронной микроскопии после воздействия лазерного импульса наносекундного диапазона [140] была исследована микроструктура меди на различной глубине под эпицентром кратера. На расстоянии 5 мкм от поверхности наблюдались призматические петли преимущественно вакансионного типа. На глубине примерно 10 мкм, кроме петель наблюдались также дислокационная сетка и диполи наряду с крупными порами. В работе отмечалось, что эти дефекты подобны дефектам, образующимся при нейтронном облучении. Аналогичные результаты были получены на чистом ванадии и никеле [141]. Эти результаты предопределили в дальнейшем значительный интерес к подобным исследованиям.
Основной целью наших исследований являлось выяснение стругаурных изменений в металле, прошедшем обработку по специальной методике [142] значительно повышающей роль ударного давления по сравнению с чисто тепловым лазерным воздействием. В ней осуществлялось облучение не непосредственно поверхности образца, а облучение через слой жидкости, что приводило к усилению ударной волны.
В работах, выполненных по этой методике, было показано, что после однократного облучения алюминия моноимпульсом рубинового лазера при комнатной температуре в образцах наблюдалось образование до 1014 см"3 дислокационных петель [143], которые имели преимущественно междоузельный характер [144]. Нами исследовалось воздействие на алюминий многократного лазерного облучения при различных температурах.
Образцы алюминия чистотой 99,999% диаметром 3 мм и толщиной 150 мкм помещали в кювету с водой и подвергали облучению моноимпульсами лазера на стекле с неодимом длительностью 5 108 с и с энергией 15 Дж. Пучок лазерного излучения диаметром 45 мм через линзу с фокусным расстоянием 500 мм направляли на образец через слой дистиллированной воды толщиной 50 мм, заменявшейся через каждые 2-3 выстрела. Пиковая интенсивность излучения на поверхности образца составляла 5-Ю8 Вт-см"2 с погрешностью ±20%. Амплитуда давления, возникающая на поглощающей поверхности под слоем прозрачной конденсированной среды (ПКС), может быть рассчитана по формуле, приведенной в работе [145]. Однако при большой толщине ПКС сказывается смещение фокальной плоскости оптической системы и увеличение площади воздействия. На основании законов геометрической оптики можно показать, что из-за преломления на поверхности ПКС интенсивность облучения на поверхности образца уменьшается в отношении где q0 и q—интенсивности облучения на поверхности образца, соответственно, без и при наличии слоя ПКС, имеющей показатель преломления п, Н—толщина слоя ПКС; AF—расстояние от поглощающей поверхности до фокальной плоскости объектива в направлении распространения излучения.
С учетом этого эффекта и отражения от поверхности ПКС давление при облучении будет где A—эффективная поглощающая способность образца; у—показатель адиабаты образующихся паров (для воды в интервале от нескольких тысяч до десятков тысяч градусов среднее значение у=1,3 [6]); znz0 — акустические сопротивления ПКС и поглощающей среды соответственно. Следует заметить, что Сможет принимать и отрицательные значения, но в случае пробоя внутри или на поверхности ПКС давление окажется значительно ниже, чем рассчитанное по формуле (3.10).
В данном случае амплитуда давления в образце составляла 1,5-1,7 ГПа. Каждый образец облучался 10 импульсами при температурах 20± 1,50±5 и 90±5С. Суммарное время набора 10 импульсов при каждой температуре составило 1 ч.
Дальнейший анализ микроструктуры образцов проводился на просвечивающем электронном микроскопе. Толщина снимаемого слоя с каждой стороны составляла более 50 мкм, что существенно больше глубины термического воздействия лазерного излучения, которое составляет несколько микрометров.
На рис.3.4(я-в) представлены микроструктуры образцов, подвергнутых воздействию лазерных ударных волн. В образцах, облученных при 50 и 90С, наблюдались поры со средним диаметром соответственно 240 и 800 нм. Их распределение по образцу было существенно неоднородно. В некоторых областях
Микроструктуры образцов, подвергнутых воздействию лазерных ударных волн при 90 (а), 50 (б) и 20С (в). размером до 10-30 мкм плотность пор достигала 8-Ю10 и 3,6-1012 см3 для облучения при 90 и 50С, соответственно рис.3.4(а, б).
В образцах, облученных при 20С, были обнаружены дефектные образования необычной формы, напоминающие треки (рис.3А в). Длина этих образований достигала 2 мкм, а поперечное сечение составляло 5-100 нм. Эти дефектные образования имели кристаллографическую ориентацию, совпадающую с направлением 100 решетки матрицы, и на некоторыхрасстояниях изменяли свою ориентацию на другую, типа 010 или 001 . Природа этих образований в настоящее время не совсем ясна, хотя существует ряд гипотез.
Проведенные исследования показали, что воздействие мощного импульсного лазерного излучения может быть использовано для имитации радиационной повреждаемости металлических материалов и, в частности, образования пор. К положительным качествам данного метода можно отнести его экспрессность и экологическую безопасность по сравнению с активацией материалов при нейтронном облучении.
Проведен анализ влияния типа междоузельных дислокационных петель на инкубационные периоды зарождения вакансионных скоплений и пор и на стационарные процессы их роста и распухания. Показано, что дислокационные петли без дефектов упаковки ускоряют процессы эволюции дислокационной структуры и тем самым уменьшают инкубационные периоды их зарождения и последующего роста. Петли с дефектами упаковки, наоборот удлиняют эти инкубационные периоды, так как имеют меньший преференс для поглощения междоузельных атомов и не скользят под действием приложенных напряжений.
Приведены результаты экспериментальных исследований по облучению ванадия электронами с энергией 21 МэВ. Показано, что в отличие от облучения ванадия электронами с энергией 2,2 МэВ, при энергии 21 МэВ возможно образование вакансионных скоплений в результате каскадного механизма их зарождения.
На основе анализа комплекса экспериментальных данных (как собственных, так и литературных) по исследованию Pt и А1 методами просвечивающей электронной микроскопии и электрон-позитронной аннигиляции показано, что эффективность радиационного повреждения этих материалов нейтронами синтеза (Е 14 МэВ) приблизительно на порядок превышает аналогичную эффективность для нейтронов деления в расчете на один нейтрон.
Проведены оригинальные экспериментальные данные по облучению алюминия импульсами лазерного излучения при различных режимах и условиях. Наиболее эффектные результаты получены для условий, когда образец подвергается лазерному облучению с образованием ударных волн. В этом случае образуются поры достаточно большого размера и дефектные образования, напоминающие треки с определенной кристаллографической ориентацией. Природа и механизм образования этих дефектов требуют дальнейшего изучения. Отмечена возможность моделирования с помощью лазерного излучения процесса порообразования при нейтронном облучении.
Влияние трансмутационных превращений на фазовую стабильность
Как уже отмечалось, сплавы на основе ванадия рассматриваются как перспективный класс конструкционных материалов для первой стенки демонстрационного термоядерного реактора ДЕМО [7,200-204]. Преимуществом таких сплавов является более низкая по сравнению с другими кандидатными материалами, такими как аустенитные и феррито-мартенситные стали, активация в условиях нейтронного облучения и более быстрый спад наведенной радиоактивности после прекращения облучения, что позволяет снизить остроту экологических проблем при работе реактора и утилизации элементов конструкции ТЯР после их вывода из эксплуатации.
Для приготовления сплавов, в том числе ванадиевых, часто используют промышленный ванадий технической чистоты, в частности марки ВНМ-1. Наличие примесей в промышленном ванадии, как было показано выше (раздел 4.6.2), существенно влияет на структурно-фазовые изменения при облучении. Наличие этих примесей в количестве 0,5% будет существенно влиять и на его активационные свойства. На рис.5.1 представлены расчетные данные по спаду наведенной активности после облучения в спектре термоядерного реактора ДЕМО ванадия технической чистоты и гипотетически чистого ванадия. Из рис.5.1 видно, что примеси увеличивают время спада активности до допустимого уровня. Особенно неблагоприятны с этой точки зрения Mo, А1, Nb и ряд других элементов, входящих в состав этого ванадия [7,257].
Таким образом, использование ванадия технической чистоты ухудшает активационные свойства сплавов на его основе.
В качестве дополнительного примера на рис.5.1 приведены данные расчетов параметра активации ванадиевого сплава ВТАН (V-10%Ti-20%Nb-0,44%N), который ранее также рассматривался как перспективный материал для термоядерной энергетики [215,218]. Расчеты наведенной активности для спектра реактора ДЕМО и кинетика ее последующего спада показывают неприемлимость использования данного сплава как материала для реакторов термоядерного синтеза. Неудовлетворительные параметры активации сплава ВТАН обусловлены наличием такого легирующего компонента как ниобий, который катастрофически ухудшает его активационные свойства (рис.5.1).
Первоначально одним из основных легирующих компонентов при создании сплавов на основе ванадия рассматривался титан. Титан улучшает механические свойства, повышает коррозионную стойкость и сопротивление распуханию. Являясь химичски более активным элементом он связывает примеси внедрения и, в целом, повышает радиационную стойкость. Однако, с точки зрения активации титан, особенно в больших количествах, приводит к наработке долгоживущего радионуклида 39Аг. Поэтому в качестве оптимального содержания титана в ванадии в настоящее время принято 4-5% [200-204].
Как наиболее перспективный сплав для реактора ДЕМО в настоящее время рассматривается сплав состава V-4Cr-4Ti [200-204,258]. Однако имеются экспериментальные данные, свидетельствующие о склонности этого сплава к радиационному охрупчиванию в интервале температур 100-350С [259,260], что стимулировало поиск других, кроме V-Cri, систем в качестве основы для разработки малоактивируемых конструкционных материалов на основе ванадия.
В качестве альтернативы ИМЕТ РАН и ГЕОХИ РАН предложены сплавы на основе системы V-Ga. Ряд сплавов на основе этой системы по своим механическим и теплофизическим свойствам, а также коррозионной стойкости в литии не уступают, а по технологичности—даже превосходят сплав V-4Cr-4Ti [261-263]. В то же время, специфические условия, предъявляемые к конструкционным материалам для ТЯР, требует, чтобы любой новый кандидатный материал не уступал сплавам-конкурентам по скорости спада наведенной радиоактивности [7].
В таблице приведены результаты панорамного анализа реальных сплавов V-4Cr-4Ti производства США и России (ВНИИНМ), а также сплава V-3,6Ga-0,8Si (ИМЕТ РАН), и сделанные на основании этого анализа оценки наведенной активности и ее последующего спада для нейтронного спектра термоядерного реактора ДЕМО. Для сравнения также приведены результаты расчетов кинетики спада наведенной радиоактивности ферритной стали 10Х9ВФА (ИМЕТ РАН) (рис.5.2).
Панорамный элементный анализ проводился методом индуктивно-связанной плазмы с масс-спектроскопией. Расчеты проводились для нейтронного спектра термоядерного реактора ДЕМО для флюенса 2-Ю23 см-2.
Как видно, времена достижения биологически безопасного уровня для всех ванадиевых сплавов лежат в пределах 20-30 лет, и почти на порядок ниже, чем для ферритной стали. Наиболее быстрый спад наведенной радиоактивности (20 лет) наблюдается для сплава V-4Cr-4Ti производства ВНИИНМ, что объясняется его более высокой, по сравнению с другими ванадиевыми сплавами чистотой. Следует отметить, что с экологической точки зрения и с учетом материальных затрат на переработку и захоронение радиоактивных отходов, характерное время спада наведенной радиоактивности до уровня, обеспечивающего использование робототехники или допускающего работу персонала без средств специальной защиты, сплавы ванадия в качестве материалов первой стенки термоядерного реактора выглядят гораздо предпочтительней, чем малоактивируемая ферритная сталь, для которой время достижения биологически безопасного уровня составляет около 100 лет.
Оценки времени спада наведенной радиоактивности данных реальных сплавов на основе ванадия и, в частности, сплава V-Ga-Si продемонстрировали, что с экологической точки зрения эти сплавы перспективны для использования в качестве материалов первой стенки термоядерного реактора ДЕМО.
В качестве одного из основных выводов, следующего из анализа активации рассмотренных сплавов можно считать, что основным требованием при разработке и создании малоактивируемых материалов является использование для их производства особо чистых материалов. Наличие даже небольших количеств примеси может значительно ухудшать акгавационные характеристики сплава. Этот вывод коррелирует с требованием минимизации нежелательных примесей и с точки зрения их влияния на структурно-фазовую стабильность сплавов при облучении.
Похожие диссертации на Структурно-фазовая нестабильность и активация ряда сплавов с гранецентрированной и объемноцентрированной кубической решеткой при радиационном воздействии
