WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 ||

нием [13,14] Рис. 4 демонстрирует кривые напряжение-деформация облученного никеля, построенные согласно уравmka u() = [y () +3]. (10) нениям (8). Пунктиром показано, как изменяются предел 1 + mka прочности u = (u, ) и величина равномерной дефорНа рис. 3 приведены экспериментальные [1] и теорети- мации с ростом дозы облучения. В исследованном в [1] ческие, рассчитанные согласно соотношениям (9) и (10) Ni, как видно из рисунка, предел прочности не слишком зависимости от дозы облучения предела текучести y сильно увеличивается с ростом дозы облучения, в то и предела прочности u облученного никеля. Видно, время как величина равномерной деформации сокращачто в пределах разброса экспериментальных точек тео- ется вдвое.

Физика твердого тела, 2006, том 48, вып. Карты деформационных структур в облученных нейтронами металлах и сплавах 5. Влияние температуры Приведенные на рис. 1 и 3 экспериментальные данные [1] для никеля получены при температуре облучения и деформации 300 K. Хотя опыты [1] при других температурах не проводились, представляет интерес теоретически обсудить, как изменяются рассмотренные выше критические деформации и напряжения выше и ниже этой температуры. Наиболее чувствительными к температуре параметрами в выражениях (2)–(3) для c и (8)–(10) для u и u являются коэффициент аннигиляции винтовых дислокаций поперечным скольжением ka и постоянные взаимодействия движущихся дислокаций соответственно друг с другом d и с радиационными дефектами i.

В случае достаточно чистых ГЦК металлов изменение коэффициента ka с температурой в диапазоне низких и умеренных температур определяется величиной энергии дефектов упаковки D [9,14] D kT ka = ka(0) exp - 1 + 189 ln. (11) µb 0.35µbгде ka(0) — коэффициент аннигиляции при температуре T = 0, k — постоянная Больцмана, — скорость пластической деформации, 0 — предэкспоненциальный фактор. Для никеля D/µb = 6.3 · 10-3, ka(0) =2 [14].

Согласно сделанному в [15,16] термоактивационному анализу взаимодействия дислокаций с радиационными дефектами коэффициент i, определяющий величину этого взаимодействия, изменяется с температурой и Рис. 5. Изменение с температурой прочностных (a) и деформационных (b) свойств необлученного (символы со штрихами) скоростью деформации в соответствии с выражением и облученного дозой 1022 n · m-2 (символы без штрихов) q 1/q никеля согласно формулам (3), (9), (10) и (11)–(13).

T H0i i = 0i + i0 1 -, Ti =, (12) Ti k ln (символы со штрихами) и облученных дозой 1022 n · m-где 0i — атермическая компонента взаимодействия при (символы без штрихов) образцов никеля. Появление температурах T > Ti; i0 — термическая компонента;

температурной зависимости предела текучести у облуq = 2/3 [15] или 1/2 [16]; H0i — полная величина ченных образцов обусловлено главным образом темпепотенциального барьера, преодолеваемого дислокациратурной зависимостью коэффициента взаимодействия ей. В случае облученного никеля будем предполадислокаций с радиационными дефектами (12), и в меньгать, что 0i = i0 = 0.2, Ti = 520 K, q = 1/2. Тогда при шей степени температурной зависимостью коэффициенT = 300 K величина i = 0.21 соответствует использота аннигиляции дислокаций (11). Из рис. 5, b видно, что с ванному выше значению этой постоянной. Постоянная ростом температуры деформация начала возникновения взаимодействия дислокаций с дислокациями леса описыпластической неустойчивости типа шейки уменьшается вается аналогичным (12) выражением (q = 1) как для необлученных, так и облученных образцов.

Видно также, что после достаточно большой дозы T H0d d = 0d + d0 1 -, Td =. (13) облучения критическая деформация c начала формиро Td k ln вания ячеистой дислокационной структуры становится равной (при 480 K) деформации начала шейкообразоваСчитая 0d = 0.2, d0 = 0.3, Td = 575 K, находим, что ния u. Это означает, что при температурах выше 480 K при 300 K d = 0.34.

ячеистая структура в облученном образце не образуется, На рис. 5 показаны рассчитанные согласно приведен- а формируется только гетерогенная (каналированная) ным выше формулам температурные зависимости кри- деформационная структура. Указанное обстоятельство тических деформаций и напряжений для необлученных согласуется с тем, что критическая доза облучения c, Физика твердого тела, 2006, том 48, вып. 460 Г.А. Малыгин необходимая для начала формирования каналированной структуры, как показывает расчет, сильно снижается с ростом температуры. Отсутствие зависимости от температуры критической деформации c (рис. 5, b) связано с тем, что параметры и 0 в никеле существенно меньше единицы (рис. 2). Из соотношений (2) и (3) в этом случае следует, что c /4mka, т. е. деформация c не зависит от коэффициента ka, и, следовательно, от температуры. Для необлученного и достаточно чистого никеля критическая деформация c, как видно из рис. 5, b, практически равна нулю.

6. Радиационная хрупкость Из приведенных на рис. 1 данных видно, что в технически чистом никеле, несмотря на почти двукратное снижение величины равномерной деформации Рис. 6. Зависимость деформационных и прочностных свойств с ростом дозы облучения, величина u остается до- стали A533B от дозы облучения [3]. Кривые — согласно статочно большой, чтобы обеспечить заметный запас уравнениям (9) и (10).

пластичности при растяжении облученного материала.

Стабилизация деформации u при высоких дозах облучения, >1022 n · m-2, связана со стабилизацией плотности радиационных дефектов в результате перекрытия каскадов смещений.

Другая ситуация имеет место при облучении исследованных в [3] конструкционных сплавов, используемых в ядерной энергетике, а именно мартенситной стали A533B, имеющей ОЦК решетку, и сплава Zr-4 (типа циркалой), имеющего ГПУ решетку. На рис. 6 приведены зависимости от дозы облучения деформационных и прочностных характеристик стали A533B. Видно, что при дозах выше 1024 n · m-2 величина равномерной деформации стремится к нулю, а предел прочности при растяжении u — к пределу текучести y, что свидетельствует об отсутствии запаса пластичности у облученного материала и возникновении явления радиационной хрупкости. Аналогичная стиуация имеет место и в случае сплава Zr-4 [3]. Что касается эволюции с ростом дозы облучения деформационной структуры в Рис. 7. Зависимость радиационного упрочнения стали A533B этих сплавах, то электронно-микроскопическое исслеи сплава Zr-4 от дозы облучения [3]. Кривые — согласно дование показывает [3], что при деформациях, не соотношению (14).

превышающих величину равномерной деформации u, дислокационная структура в указанных сплавах в отличие от рассмотренного выше Ni имеет не структурированный (ячеистый), а хаотический (дисперсный) в сплаве по сравнению с чистым металлом (рис. 2).

характер как в облученном, так и в необлученном Оценка показывает, что при >0.77 (0 > 0.35) и состоянии. При дозах, превышающих критическую велиka = 9 критическая деформация образования ячеистой чину 1024 n · m-2, деформационная структура в этих структуры c оказывается выше величины равномерной сплавах приобретает каналированный характер.

деформации u = 12% (рис. 6).

Дисперсный характер дислокационной структуры в Теоретические кривые на рис. 6, как и в случае Ni необлученном состоянии сплава A533B указывает на то, (рис. 1 и 3), построены в соответствии с соотночто критическое условие формирования ячеистой дислокационной структуры 0 < 2/3 в рассматриваемом спла- шениями (9) и (10). Для этой цели использовалась найденная в [3] зависимость величины радиационного ве не выполняется. Согласно соотношениям (2) и (3) это может быть обусловлено большой величиной пара- упрочнения i от дозы облучния в стали A533B (рис. 7), метра вследствие сильной иммобилизации дислокаций которая в соответствии с соотношением (4) хорошо, как Физика твердого тела, 2006, том 48, вып. Карты деформационных структур в облученных нейтронами металлах и сплавах в соответствии с выражением (15) коэффициент ka изменяется с ростом дозы облучения.

При приведенных выше значениях параметров фигурирующее в формуле (9) напряжение 3 согласно (8b) равно 140 MPa. Кривая u() на рис. 6 рассчитана при указанном значении этого напряжения и корректирующем множителе = 0.58. Из первой формулы (9) видно, что полное исчерпание пластичности в сплаве A533B, т. е. его охрупчивание, наступает, когда под знаком логарифма числитель и знаменатель становятся равными друг другу. В этом случае из (9) и (10) вытекают соотношения ( = 1) is u = yis = mka3. (16a) Индексом „is“ (instability stress [18]) обозначены напряРис. 8. Изменение коэффициента аннигиляции дислокаций в жения, когда пластическая неустойчивость в виде шейки стали A533B с ростом дозы облучения согласно формуле (15).

наступает на пределе текучести (u = 0). Подставляя из (8b) во второе соотношение (16a), находим также, что видно из рис. 7, описывается законом [15] is u = yis = 2, 2 = m22, 2 = d(bk )µ. (16b) f 1/ i () =im 1 - exp -, (14) Здесь 2 =(d/d)2 и 2 =(d/d)2 — коэффициенты деформационного упрочнения на второй стадии кривой деформационного упрочнения соответственно моно- и где im = miµb(Nimdi)1/2. В стали A533B im = поликристаллических образцов ГЦК металлов. Для рас= 490 MPa, в сплаве Zr-4 im = 190 MPa. Для обоих сматриваемых металлов 2/µ 2.5 · 10-3 [19] и, следосплавов 0 = 1.6 · 1023 n · m-2. Предел текучести 0 в вательно, yis/µ 2 · 10-2.

необлученной стали A533B равен 490 MPa [3].

В работе [18] в результате обработки большого числа Анализ показал, что достаточно удовлетворительное диаграмм растяжения найдены значения критических насогласие экспериментальных и теоретических зависипряжений yis для ряда облученных металлов и сплавов.

мостей на рис. 6 можно достичь, если учесть, что На рис. 9 эти значения приведены для относительно в рассматриваемом сплаве A533B коэффициент анничистых металлов не только с ГЦК (Cu, Ni), но и с гиляции винтовых дислокаций ka может зависеть от ОЦК (Fe, V, Nb) и ГПУ (Zr) решетками. Видно, что дозы облучения, поскольку среднее расстояние между в соответствии с соотношениями (16b) нормированная радиационными дефектами при высоких дозах облучена модуль сдвига µ величина этого напряжения почти ния lim =(Nimdi)-1/2 = mi(µ/im)b 25 nm становится одинакова в исследованных в [18] металлах независимо сравнимо с шириной каналов 30 nm в этом сплаве [3].

от типа их решетки, но приблизительно в 3 раза меньше С учетом взаимодействия винтовых дислокаций с раприведенной выше оценки yis/µ 2 · 10-2.

диационными дефектами коэффициент ka описывается выражением [17] 5/ms µ ka() =. (15) 22d p c + i() Здесь s 1 — доля винтовых дислокаций в дислокационной структуре ОЦК металла, p = 12 — число действующих систем скольжения, d = 0.5 — коэффициент взаимодействия дислокаций друг другом, c = mc, c — напряжения трения при движении дислокаций в рельефе Пайерлса, а также вследствие взаимодействия дислокаций с примесями внедрения (C, N). Подставляя в (15) c = 230 MPa, µ = 83 GPa и указанные выше значения параметров, получаем, что в отсутствие облучения ka 9. Эта оценка согласуется с эксперименРис. 9. Нормированные на модуль сдвига критические знатальной оценкой коэффициента аннигиляции дислокаций чения пределов текучести yis, при которых чистые металлы в армко-Fe при 293 K [17]. На рис. 8 показано, как становятся хрупкими в результате облучения [18].

Физика твердого тела, 2006, том 48, вып. 462 Г.А. Малыгин Еще одно обстоятельство можно понять с помощью соотношений (16), а именно обнаруженную в [12] линейную связь между величиной критической дозы облучения is, приводящей к радиационной хрупкости облученного материала, и характерным значением дозы 0 в выражениях (4) и (14), когда плотность радиационных дефектов и радиационное упрочнение выходят на насыщение. Действительно, после подстановки (14) в соотношение (16b) оно принимает вид is 1/2 = yis = 0 + im 1 - exp -. (17a) Разрешая уравнение (17) относительно is, получаем линейную связь между is и 0, is = 0 ln. (17b) 2-0 1 im В [12] эта связь приведена не для флюенсов, а для смещений на атом, Dis = AD0, где A 1.

Таким образом, основанный на уравнениях дислокационной кинетики анализ влияния нейтронного облучения на деформационные и прочностные характеристики металлов и сплавов позволяет теоретически обосновать наблюдаемые на опыте закономерности и установить их связь со структурными факторами и дозой облучения. В частности, кинетический подход позволяет определить условия перехода с ростом дозы облучения от ячеистых и хаотических дислокационных структур к сильно локализованным, неоднородным деформационным структурам и к возникновению радиационной хрупкости облучаемых материалов.

Список литературы [1] A. Okada, K. Kanao, T. Yoshiie, S. Kojima. Mater. Trans.

Japan Inst. Metals 30, 4, 265 (1989).

[2] Z. Yao, R. Schublin, M. Victoria. J. Nucl. Mater. 307/311, 374 (2002).

[3] K. Farrell, T.S. Byun, N. Hashimoto. J. Nucl. Mater. 335, (2004).

[4] H. Neuhaser, R. Rodloff. Acta Met. 22, 3, 375 (1974).

[5] A. Luft. Progr. Mater. Sci. 35, 2, 97 (1991).

[6] Г.А. Малыгин. ФТТ 33, 4, 1069 (1991).

[7] L. Sharp. Radiation Eff. 14, 1, 71 (1972).

[8] L.M. Howe. Radiation Eff. 23, 3, 71 (1974).

[9] Г.А. Малыгин. УФН 169, 9, 979 (1999).

[10] Г.А. Малыгин. ФТТ 31, 1, 75 (1989).

[11] M. Victoria, N. Baluc, C. Bailat et al. J. Nucl. Mater. 276, (2000).

[12] T.S. Byin, K. Farrel. J. Nucl. Mater. 326, 86 (2004).

[13] Г.А. Малыгин. ФТТ 47, 4, 632 (2005).

[14] Г.А. Малыгин. ФТТ 47, 2, 236 (2005).

[15] M.J. Makin, F.J. Minter. Acta Met. 8, 10, 691 (1960).

[16] T.J. Koppenaal, R.J. Arsenault. Phil. Mag. 12, 119, (1965).

[17] Г.А. Малыгин. ФТТ 47, 5, 870 (2005).

[18] T.S. Byin, K. Farrel. Acta Met. 52, 6, 1597 (2004).

[19] Р. Бернер, Г. Кронмюллер. Пластическая деформация монокристаллов. Мир, М. (1969). 268 с.

Pages:     | 1 ||



© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.