Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 3, стр. 329-336

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время развитие атомной энергетики преимущественно связывается с использованием реакторов на быстрых нейтронах. В то же время требуется существенное улучшение экономических показателей реакторов, в значительной степени за счет повышения коэффициента выгорания ядерного топлива. Это, в свою очередь, требует применения материалов для оболочек ТВЭЛов, выдерживающих радиационные нагрузки не менее 150 сна. На сегодняшний день для изготовления оболочек топливных элементов энергетических ядерных реакторов на быстрых нейтронах используется аустенитная хромоникелевая сталь ЧС 68, которая демонстрирует достаточно высокие эксплуатационные характеристики, но, к сожалению, склонна к интенсивному вакансионному распуханию (до 1% на сна) при радиационных нагрузках, превышающих 60–70 сна.

Для продвижения в разработке новых радиационно-стойких реакторных материалов необходимо детальное изучение и прогнозирование развивающихся в них радиационно-индуцированных процессов [1–11]. С этой целью помимо развития теоретических представлений и методов компьютерного моделирования используются имитационные эксперименты. В них воздействие нейтронов заменяют воздействием ускоренных ионов, не активирующих исследуемый материал [4–11]. С использованием ионных ускорителей высокие значения повреждающих доз, составляющие десятки и сотни сна, могут быть получены за несколько часов и даже минут взамен многолетних натурных испытаний.

Актуально изучение возможности имитации нейтронного облучения ионами относительно низких энергий (<100 кэВ). Эти ионы порождают атомы отдачи с энергиями, соответствующими таковым при нейтронном облучении. В рассматриваемом случае вместо дорогостоящих и энергозатратных высокоэнергетических ускорителей можно использовать гораздо более дешевые компактные технологические ускорители мощностью всего лишь несколько десятков кВт.

Целью работы являлись имитационные исследования воздействия ионов аргона с энергией 15 кэВ на структурно-фазовые превращения в аустенитной стали ЧС 68.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Для проведения экспериментов были вырезаны образцы стали ЧС 68 из фрагмента оболочки ТВЭЛа, прошедшего полный технологический цикл промышленного производства. Оболочки ТВЭЛов из стали ЧС 68 подвергали закалке от 1190°С и последующей холодной деформации на 20%. Химический состав стали представлен в табл. 1.

Фольги для облучения и последующего исследования методом ПЭМ были приготовлены путем механического утонения до толщины ~100 мкм с последующей электрополировкой в ортофосфорной кислоте с добавками хромового ангидрида до толщины, пригодной для просвечивания пучком электронов (~100–200 нм). Подготовленные фольги в дальнейшем подвергали ионному облучению, а затем исследовали с помощью просвечивающей электронной микроскопии. Такая схема облучения позволяет изучать структуру стали непосредственно в зоне проникновения ионов и формирования плотных каскадов атомных смещений. Согласно расчету методом TRIM [12], средний проективный пробег ионов аргона с энергией 15 кэВ составляет ∼10 нм, с учетом температуры разогрева мишени и радиационно-усиленной диффузии глубина проникновения ионов будет составлять ∼100 нм.

Облучение фольг стали ЧС 68 проводили на ионном имплантере ИЛМ-1, оснащенном технологическим ионным источником “ПУЛЬСАР-1М” на основе тлеющего разряда низкого давления с холодным полым катодом [13]. Сечение ионного пучка ~100 см². Параметры облучения приведены в табл. 2. Флюенс ионов набирался последовательно на одном и том же образце. Для контроля температуры в ходе ионного облучения использовали тонкие хромель-алюмелевые термопары, опрашиваемые цифровой системой многоканальных температурных измерений фирмы Advantech “Adam 4000”.

Выбор энергии ионов и плотности ионного тока был обусловлен необходимостью нагрева мишени до определенной температуры ∼520°С (рис. 1). При аналогичной температуре происходит облучение нейтронами в реакторе БН-600 дозами ∼60–80 сна, результаты которого в дальнейшем мы планируем детально сопоставить с результатами ионного облучения.

Рис. 1.

Кривая нагрева исследуемых фольг стали ЧС 68 в ходе облучения ионами Ar⁺ при Е = 15 кэВ, j = 100 мкА/см².

В табл. 2 приведены также значения числа смещений на атом (сна), соответствующие указанному флюенсу ионов. Расчеты сна при нейтронном и ионом облучении стали ЧС 68 были выполнены с использованием NRT стандарта [14], в отношении учета доли электронных потерь энергии при торможении ионов и атомов отдачи, а также с учетом вида энергетического спектра нейтронов.

Средняя энергия атомов отдачи на всех типах реакторов составляет 8–12 кэВ, что сопоставимо с используемой энергией ионов Ar⁺ (15 кэВ).

C целью анализа фазового состава и уровня микронапряжений проведено рентгеноструктурное исследование фольг стали ЧС 68 в исходном состоянии и после ионно-лучевой обработки. Съемку рентгеновских дифрактограмм осуществляли на дифрактометре ДРОН-4 в медном излучении (CuK_α1,2). Обработку экспериментальных дифрактограмм проводили методом Ритвелда с помощью программы FullProf [15].

Облученные и исходные образцы стали ЧС 68 были исследованы также с использованием просвечивающего электронного микроскопа JEM-200CX при ускоряющем напряжении 160 кВ. Исследования проводили на приготовленных фольгах с получением светлопольных изображений, картин микродифракции и темных полей в различных рефлексах с целью идентификации фаз.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

На рис. 2 в качестве примера представлены дифрактограммы с результатами их обработки, снятые с фольги из стали ЧС 68 в исходном состоянии, а также после облучения в одном из использованных режимов.

Рис. 2.

Экспериментальные дифрактограммы фольги стали ЧС 68 в исходном состоянии (а) и после облучения ионами аргона флюенсом 7.5 × 10¹⁷ см^–2 (б). На вставке слева к рис. а − экспериментальный и эталонный рефлекс (220); на вставках к рис. а, б справа − экспериментальная зависимость величины β(2Θ) × cos Θ от sin Θ.

Установлено, что рефлексы на всех дифрактограммах отвечают ГЦК-структуре. Сопоставление интенсивностей рефлексов на дифрактограмме исходного образца с расчетными для порошка с изотропной разориентацией кристаллитов свидетельствует о существенной текстурованности образца стали ЧС 68 после холодной деформации. На левой вставке (рис. 2а) проведено сравнение формы и ширины рефлекса (220) для эталонного и исследуемого образца – форма и ширина соответствующих линий значительно различаются. В связи с этим был выполнен расчет ширины рефлексов, для разделения вкладов от размера зерна и от напряжений построена зависимость величины β(2Θ) × cos Θ от sin Θ, согласно уравнению Williamson–Hall [16–18] (вставка на рис. 2а справа). Эта зависимость показывает, что области когерентного рассеяния (ОКР) имеют большой размер (≅1000 Å) и, следовательно, вклад в уширение рефлексов связан, в основном, с наличием микронапряжений 2 рода.

Отклонение зависимости от прямой линии указывает на наличие анизотропии в уширении линий, и значит и анизотропии микронапряжений вдоль различных направлений в решетке. Анализ экспериментальных данных был проведен в модели структуры с анизотропией уширения рефлексов с учетом поправки на наличие преимущественной ориентации (220). Результат расчета показан на рис. 2а, на котором разностная кривая свидетельствует о правильности модели.

Дифрактограмма, представленная на рис. 2б, также показывает хорошее согласие расчета с экспериментом. График на вставке рис. 2б демонстрирует уменьшение наклона прямой по сравнению с прямой на вставке к рис. 2а. Это указывает на уменьшение величин микронапряжений в образце при облучении ионами аргона. Несколько уменьшается также отклонение экспериментальных точек от прямой, что соответствует снижению уровня анизотропии микронапряжений.

На рис. 3 приведены структурные параметры исходной и облученной в различных режимах фольги из стали ЧС 68. Анализ результатов рентгеноструктурного анализа (см. рис. 3) показывает, что поведение структурных параметров зависит от флюенса ионов. На первом этапе облучения до уровня 25 сна (F = 3.1 × 10¹⁷ см^–2) наблюдается рост параметра решетки и микронапряжений (вдоль отдельных кристаллографических направлений) с одновременным понижением степени остроты текстуры. Это вполне согласуется с результатами ранее выполненных работ по изучению влияния облучения быстрыми нейтронами на структуру чистого никеля, модельных специально предварительно деформированных образцов аустенитной стали и образцов ТВЭЛов, отработавших реальный срок в составе сборки реактора на быстрых нейтронах БН-600 [19–21]. Так, в работах [19, 21] наблюдали увеличение параметра решетки при небольших флюенсах быстрых нейтронов (до 5 × 10¹⁹ н/см²), как это происходит и при облучении ионами аргона стали ЧС 68 до дозы 25 сна. Вызвано это, в основном, радиационными дефектами, главным образом, внедрением атомов в межузельные позиции. Далее при увеличении флюенса быстрых нейтронов параметр решетки уменьшался благодаря возникновению комплексов вакансий или межузельных атомов в ГЦК-никеле [21], либо выпадению мелкодисперсной фазы в стали ЧС 68 [20]. Подобное падение параметра решетки наблюдаем и в исследуемом образце ЧС 68 при высоких флюенсах ионов аргона. Падение величины микронапряжений при облучении нейтронами деформированных образцов аустенитной стали 16Cr–15Ni–3Mo–1Ti [19] согласуется с нашими результатами (рис. 3в, 3г).

Рис. 3.

Зависимость параметра решетки (а), степени остроты текстуры (б), микронапряжений вдоль различных кристаллографических направлений (в) и усредненных микронапряжений (г) стали ЧС 68 от флюенса ионов аргона (Е = 15 кэВ, j = 100 мкА/см², Т = 520°C).

Более того, установлено уменьшение анизотропии микронапряжений (см. рис. 3в) с ростом дозы, т.е. происходит радиационно-стимулированный отжиг дефектов. В ходе такого отжига протекают процессы релаксации микронапряжений за счет ускоренной диффузии атомов и аннигиляции дислокаций, аналогичные процессам диффузионного отжига при термическом воздействии.

На рис. 4 показана структура стали ЧС 68 в исходном необлученном состоянии после холодной деформации. В структуре стали встречаются участки с ячеистой структурой (рис. 4а). В матрице наблюдается повышенная плотность дислокаций. Видны двойники деформации, имеющие разную толщину. Наблюдаются частицы карбидов типа Me₂₃C₆, размером 20–200 нм (см. темнопольное изображение на рис. 4б).

Рис. 4.

Структура стали ЧС 68 в исходном состоянии: а – светлопольное изображение; б – темнопольное изображение в рефлексе ${{(\bar {3}3\bar {1})}_{{{\text{M}}{{{\text{e}}}_{{{\text{23}}}}}{{{\text{C}}}_{{\text{6}}}}}}}$.

Рисунки 5–7 демонстрируют структуру стали ЧС 68 после облучения в различных режимах.

Рис. 5.

Структура стали ЧС 68 после облучения ионами Ar⁺, F = 3.1 × 10¹⁷ см^–2.

Рис. 6.

Структура стали ЧС 68 после облучения ионами Ar⁺, F = 5 × 10¹⁷ см^–2: а – светлопольное изображение; б – темнопольное изображение в рефлексе (111)_γ.

Рис. 7.

Структура стали ЧС 68 после облучения ионами Ar⁺, F = 7.5 × 10¹⁷ см^–2; а, б – светлопольные изображения.

На рис. 5 показана структура стали ЧС 68 после облучения ионами Ar⁺ флюенсом F = 3.1 × 10¹⁷ см^–2. Плотность дислокаций несколько снижается по сравнению с таковой в исходном состоянии. В структуре стали наблюдаются светлые участки, свободные от дислокаций.

Повышение флюенса до F = 5 × 10¹⁷ см^–2 приводит к кардинальным структурным изменениям. Вероятно, при таком флюенсе имеет место начальная стадия атомного расслоения. На светлопольном изображении (рис. 6а) общий контраст изображения имеет чередующиеся темные и светлые участки, свидетельствующие о локальном изменении состава. Возможно, это расслоение по хрому, которое наблюдалось в образцах подобной стали после облучения ионами криптона с энергией 1.5 МэВ [10]. На темнопольном изображении (рис. 6б) видны границы двойников, которые становятся неровными, что свидетельствует о начальной стадии их миграции. При облучении дислокации перестраиваются, частично аннигилируют, и их плотность уменьшается.

Увеличение флюенса ионов до F = 7.5 × 10¹⁷ см^–2 приводит к дальнейшему снижению плотности дислокаций в матрице и расслоению твердого раствора. Это хорошо видно по возникновению мозаичного темно-светлого контраста (рис. 7а, 7б). Как считают авторы [10], это связано с формированием ячеистой дислокационной структуры. Скопления дислокаций по границам ячеек являются эффективными стоками точечных дефектов и, согласно [10], обедняются по хрому. Имеются участки, в которых сохранилась двойниковая структура.

Порообразования при использованных режимах облучения не обнаружено. Скорее всего, в соответствии с приведенными значениями сна (табл. 2), в ходе выполненных исследований еще не был достигнут порог распухания.

Ранее значительное вакансионное распухание стали аналогичного состава (16Cr–15Ni–3Mo–1Ti) в состоянии после закалки от 1050°С, а также в состоянии после длительной выдержки в течение 8000 ч при 650°С, наблюдалось в работе [8] в результате облучения ионами Kr⁺ с энергией 1.5 МэВ до 200 сна при 650°С. В случае же облучения этой стали ионами Kr⁺ при 700°С до 200 сна в состоянии после холодной деформации прокаткой на 20% вакансионные поры не наблюдались, несмотря на высокую дозу облучения. Авторы связывают это с тем, что в последнем случае в процессе облучения сохранялась достаточно высокая плотность дислокаций, закрепленных частицами γ'-фазы, являющихся стоками для образующихся вакансий, а также высокая плотность деформационных двойников.

Возможно для достижения эффекта порообразования в холоднодеформированной стали ЧС 68, аналогичного наблюдаемому при нейтронном облучении, необходимо провести имитационные исследования при более высоких температурах ∼650–700°С. Это представляет интерес для выработки фундаментальных критериев подобия в отношении натурных и имитационных испытаний радиационно-стойких материалов.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В данной работе проведены исследования воздействия ионов Ar⁺ с энергией 15 кэВ на структуру аустенитной стали ЧС 68.

Установлено, что в ходе облучения ионами Ar⁺ с указанной выше энергией в диапазоне флюенсов 3.1 × 10¹⁷–7.5 × 10¹⁷ см^–2 (25–60 сна) в образцах стали ЧС 68 происходят существенные структурные изменения. Согласно данным рентгеноструктурного анализа на начальной стадии облучения (флюенсом 3.1 × 10¹⁷ см^–2) имеет место небольшое увеличение параметра решетки и рост микронапряжений (вдоль отдельных кристаллографических направлений) при некотором понижении степени остроты текстуры. В ходе дальнейшего увеличения флюенса наблюдается уменьшение параметра решетки, падение уровня микронапряжений и снижение степени их анизотропии. Эти данные, включая немонотонное изменение структурных характеристик, свидетельствуют о возникновении радиационных дефектов на начальной стадии облучения и их радиационно-стимулированном отжиге по мере увеличения флюенса.

Полученные в работе данные полностью согласуются с результатами работ по облучению образцов никеля и аустенитной стали ЧС 68 быстрыми нейтронами.

Методом просвечивающей электронной микроскопии установлено, что, начиная с флюенса 5 × 10¹⁷ см^–2 (40 сна), в структуре стали ЧС 68 наблюдаются процессы атомного расслоения твердого раствора и уменьшения плотности дислокаций, что аналогично имеющимся данным по воздействию на близкую по составу сталь высокоэнергетических ионов (Кr⁺, 1.5 МэВ). Наблюдаемые процессы атомного расслоения твердого раствора и уменьшения плотности дислокаций усиливаются по мере увеличения флюенса ионов.

Порообразования при использованных режимах облучения не обнаружено.

Электронно-микроскопические исследования проведены в отделе электронной микроскопии Испытательного центра нанотехнологий и перспективных материалов ФТИК ИФМ УрО РАН.

Исследование выполнено при финансовой поддержке Российского научного фонда (проект № 19-79-20173).