Влияние облучения на механичесие свойства

РАДИАЦИОННАЯ ПОЛЗУЧЕСТЬ МЕТАЛЛОВ

Рассмотренные ранее механические свойства материалов, как правило, определяются после облучения при активном нагружении и поэтому, в соответствии с установившейся терминологией, называются кратковременными механическими свойствами. Эффект облучения в таких условиях проявляется косвенно, через радиационно-индуцированное изменение структурного или фазового состояния материала, т.е. если говорить строго, то при активном нагружении ранее облученных образцов определяется влияние на механические свойства не самого облучения, а вызванного с помощью облучения изменения структурного состояния материала.

Гораздо более реальной, а значит и практически важной, является ситуация, реализуемая в условиях испытания на ползучесть под облучением. Именно в таких условиях работы в напряженном состоянии находятся очень многие узлы ЯЭУ, причем их размерная стабильность является весьма важным и жестким требованием. Хотя физическая сущность влияния облучения остается прежней, наличие приложенного внешнего напряжения, действующего одновременно с облучением, должно приводить к появлению специфических особенностей радиационного воздействия.

В общем случае ситуация такова: облучение создает в материале большое количество точечных дефектов, концентрация которых на несколько порядков превышает равновесную при данной температуре. Далее эти дефекты могут аннигилировать, рекомбинировать на уже существующих в материале стоках (границах зерен, дислокациях) или агломерироваться в некие комплексы (дислокационные петли). В свою очередь, эти петли становятся дополнительными стоками для радиационных точечных дефектов. Т.к. за явление ползучести (накопление пластической деформации во времени) ответственно движение дислокаций, то в основе влияния облучения на эти характеристики жаропрочности должен лежать процесс взаимодействия РТД с ансамблем уже существующих и вновь образующихся дислокаций.

Экспериментально установлено, что одной из главных причин изменения размеров деталей и узлов АЗ, является ползучесть, которая значительно усиливается под облучением. В частности,

при температурах испытания ниже ~0,45 Tпл радиационная ползучесть значительно выше ползучести термической. При температурах ~ 0,45-0,55 Т пл вклады радиационной и термической ползучести, сравнимы. При высокотемпературном облучении (выше 0,55 Tпл ) деформация

материалов под напряжением, главным образом, определяется процессом термической ползучести.

Согласно современным представлениям, радиационная ползучесть реализуется в результате стимулированного напряжением движения дислокаций, включающего в себе консервативную и неконсервативную составляющие. Очевидно, что облучение влияет и на ту, и на другую. С одной стороны, кластеры и дислокационные петли, образующиеся в процессе облучения, становятся барьерами на пути скользящих дислокаций и тем самым замедляют процессы деформации. С другой стороны, создаваемые в большом количестве радиационные точечные дефекты способствуют переползанию краевых дислокаций и, следовательно, ускоряют процесс деформации под напряжением. Последний эффект в области умеренных температур, когда радиационные точечные дефекты (РТД) подвижны, является более существенным. В общем случае существует ассиметрия взаимодействия дислокаций с различными радиационными точечными дефектами. Эта ассиметрия обусловлена:

а) более сильными полями напряжений, создаваемых МУА по сравнению с вакансиями, а также из-за меньшей энергии активации миграции МУА преимущественно поглощаются дислокациями или МУА стекают на стоки, даже в отсутствии напряжения (это очень существенно для явления распухания);

б) диффузионные потоки РТД к дислокациям существенно зависят от ориентации последних относительно внешнего приложенного напряжения, что обусловлено различием упругих констант матрицы и РТД (так называемый модульный эффект). При этом изменение энергии взаимодействия дислокации с РТД при приложенном напряжении определяется выражением

E ~ AjVj , .

где приложенное напряжение, V j объем дефекта, Aj const, определяемая соотношением

упругих констант матрицы и дефекта. Ясно, что знак взаимодействия зависит от направления приложенного напряжения и природы радиационных точечных дефектов. Поэтому, дислокации

РАДИАЦИОННОЕ РАСПУХАНИЕ НЕДЕЛЯЩИХСЯ МАТЕРИАЛОВ

Увеличение общего объема кристаллов за счет зарождения и роста вакансионных скоплений в виде пор называется вакансионным распуханием. Теоретически это явление было предсказано Фореманом в 1959г. и обнаружено экспериментально при исследовании твэлов из стали 316, облученной флюенсом 1022 н/см2.

Влечет за собой такие нежелательные последствия, как изгибы и увеличение “размера под ключ” шестигранных сборок и диаметра оболочки ТВЭЛ, возникновение сложных напряженных состояний из-за неравномерности распуханий по высоте твэлов, ухудшение механических свойств из-за наличия пор.

Надежной теории, которая позволила бы количественно описать вакансионное распухание конкретных металлов и сплавов, на данный момент не существует. Тем не менее, к настоящему моменту получен достаточно надежный массив экспериментальных данных, которые позволяют выявить основные закономерности распухания.

Температура облучения, один из основных параметров, определяющих скорость зарождения и роста пор. Явление распухания во всех металлах и сплавах имеет место в интервале температур

0,3-0,55 Т пл , в котором температурная зависимость распухания имеет колоколообразный характер

Наличие нижнего и верхнего порога связано с тем, что поры зарождаются и растут в интервале температур, в котором как межузельные атомы, так и вакансии достаточно подвижны, причем концентрация радиационных точечных дефектов, связанная только с облучением, значительно превосходит термически равновесную концентрацию вакансий.

При электронно-микроскопических исследованиях распухания поры фиксируются не в момент зарождения, а по достижению некоторого размера. Поэтому на дозной зависимости вакансионного распухания практически всегда наблюдается некий инкубационный период. Доза, при которой появляются фиксируемые поры, называется порогом порообразования. Эта величина из-за методических трудностей условная. На практике берется условный предел порообразования – доза при которой V /V 0,1% . Для аустенитных нержавеющих сталей этот порог составляет ~1022 н/см2.

В общем случае инкубационный период зависит от химического состава, исходной структуры облучаемого материала, сорта, энергии бомбардирующих частиц, интенсивности потока и характера состояния. Обобщение экспериментальных данных показало, что по истечении инкубационного периода распухание линейно растет с дозой облучения, причем в большинстве случаев не наблюдается насыщение в распухании до ~1023 н/см2. В частности, в стали 316, облученной ионами Ni+, распухание V /V 170% при 600 сна.

В качестве исходных наиболее распространенной теории гомогенного зарождения пор приняты два фактора:

а) ассиметрия во взаимодействии РТД с краевыми дислокациями; б) флуктационное возникновение зародышей новой фазы в однородной среде, находящейся в

месте стабильного состояния. Образование зародышей сопровождается энергетически невыгодным появлением нового раздела двух фаз, поэтому имеется некий критический размер, начиная с которого зародыши устойчивы и продолжают расти. Зародыши меньших размеров являются неустойчивыми и быстро растворяются.

РАДИАЦИОННЫЙ РОСТ

Радиационный рост (РР) – это изменение кристаллических твердых тел в условиях облучения, не сопровождающийся заметными изменениями объема. В отличие от РП, РР развивается без приложения внешней нагрузки и наблюдается в реакторных материалах с анизотропной структурой – металлическом уране, цирконии и графите.

Монокристаллы орторомбической -фазы металлического урана при облучении нейтронами, вызывающими деление, удлиняются в кристаллографическом направлении [010], сокращаются в направлении [100] и остаются без изменения вдоль направления [001]. В цирконии имеющем ГПУ-структуру, вдоль направления [0001] (параметр С), наблюдается сокращение размеров, в то время как параметр а увеличивается. Облучение нейтронами монокристалла графита приводит к расширению гексагональной решетки вдоль оси С со скоростью примерно 3% на каждые 1020 н/см2 и к небольшому сокращению параметра а.

Экспериментально установлено, что направление РР совпадает с кристаллографическим направлением минимального коэффициента термического расширения, которое соответствует направлению [010] в -U, [1120] в -Zr и [0001] в графите.

Основной характеристикой РР анизотропных кристаллов служит безразмерная величина – так называемый коэффициент радиационного роста G.

Склонность к РР решающим образом зависит от величины зерна, характера и выраженности текстуры, что в свою очередь определяется режимами механико-термической обработки изделий из этих материалов.

В частности в -U с увеличением степени деформации и соответствующим усилением текстуры [010] вдоль оси прокатки, коэффициент РР увеличивается.

Закалка из или - областей, способствующая, с одной стороны, изменению зерна, а с другой ликвидации текстуры приводит к повышению стойкости -U к РР.

Для объяснения РР наиболее продуктивным оказался механизм, предложенный Бакли. В основе этого механизма лежат представления о том, что вакансионные и межузельные петли, образующиеся при “залечивании” пика смещения, выстраиваются в кристалле таким образом, чтобы снять напряжения, возникающие вследствие анизотропии коэффициента термического расширения при прохождении этого пика. При этом межузельные петли, образование которых сопровождается возникновением упруго сжатых областей, выстраиваются в направлении растягивающих напряжений, а вакансионные петли, вызывающие обратную по знаку дилатацию решетки, - в направлении сжимающих.

Очевидно, что растягивающие напряжения возникают в направлении наименьшего коэффициента термического расширения – [010], сжимающие в направлениях [100] и [001], т.е. в направлении [010] выстраиваются межузельные петли, и кристалл урана растет, а в направлении [100] выстраиваются петли вакансионного типа и имеет место сокращение размеров кристалла. В направлении [001] вакансионные петли не образуются, т.к. вектор Бюргерса такой петли в этом направлении больше, чем в направлении [100].

Рис.7. Чертеж, поясняющий способ роста кристалла урана за счет конденсации дефектов, по Бакли.