Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2023, № 2, стр. 40-48
Структурно-фазовые изменения в концентрированных твердых растворах системы V–Nb–Ta–Ti, облученных ионами гелия
В. В. Углов a, *, С. В. Злоцкий a, **, М. М. Белов a, А. Е. Рыскұлов b, Jin Ke c, И. А. Иванов b, А. Е. Курахмедов b, Д. А. Мустафин b, Ә. Д. Сапар b, Е. В. Бихерт b
a Белорусский государственный университет
220030 Минск, Беларусь
b Институт ядерной физики МЭ РК
050032 Нур-Султан, Казахстан
c Пекинский технологический институт
100811 Пекин, Китай
* E-mail: Uglov@bsu.by
** E-mail: Zlotski@bsu.by
Поступила в редакцию 24.06.2022
После доработки 25.07.2022
Принята к публикации 25.07.2022
- EDN: DTMNBU
- DOI: 10.31857/S1028096023020140
Аннотация
Целью настоящей работы являлось изучение влияния облучения низкоэнергетическими ионами гелия с энергией 40 кэВ и флуенсом 2 × 1017 см–2 на структурно-фазовое состояние многокомпонентных твердых растворов на основе системы V–Nb–Ta–Ti. Данные исследования направлены на получение новых данных о радиационной стойкости многокомпонентных твердых растворов, которые обладают большим потенциалом для использования в качестве конструкционных материалов для реакторов нового поколения. Методами сканирующей электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа было установлено, что сформированные бинарные, тройные и четверные сплавы системы V–Nb–Ta–Ti являются эквиатомными однофазными твердыми растворами, имеют однородное распределение элементов на поверхности и обладают сжимающими микро- и макронапряжениями. Проведенные исследования показали, что облучение ионами гелия сплавов системы V–Nb–Ta–Ti не приводит к распаду твердого раствора и нарушению эквиатомности и однородности распределения элементов на поверхности. Облучение ионами гелия не приводит к значительному изменению уровня микро- и макронапряжений для систем VNb и VNbTa, в то время как для сплава VNbTaTi происходит увеличение уровня сжимающих напряжений, что может быть связано с сегрегацией элементов к границам зерен и накоплением гелий-вакансионных кластеров.
ВВЕДЕНИЕ
В последнее время ядерная энергетика является одним из самых эффективных источников электроэнергии [1]. С развитием технологического прогресса растет и потребность в увеличении эффективности ядерных реакторов. Так разработка новых ядерных реакторов IV поколения требует использования материалов, обладающих высокими механическими свойствами при повышенных температурах и устойчивостью к радиационному воздействию (при взаимодействии с продуктами ядерных реакций) [2].
Известные в настоящее время аустенитные стали не подходят в качестве новых реакторных материалов вследствие их сильного радиационного распухания, а в случае применения ферритно-мартенситных сталей нерешенными проблемами остаются сопротивление ползучести и охрупчивание при температурах облучения свыше 550°С [3–5]. Поэтому вопрос о разработке новых радиационно-стойких материалов в настоящее время является актуальным для мировых научно-исследовательских лабораторий.
Высокоэнтропийные сплавы (ВЭС) на основе однофазного твердого раствора и большого числа основных элементов в эквимолярных или почти эквимолярных отношениях являются перспективным для получения радиационно-стойких материалов для атомной энергетики [6]. К ВЭС относятся сплавы, состоящие из 5 и более элементов с концентрацией от 5 до 30 ат. %. Принято считать, что максимизация конфигурационной энтропии ВЭС способствует формированию однофазного разупорядоченного твердого раствора вместо выпадения сложных интерметаллидных фаз, в результате чего сплав имеет простую структуру с улучшенными свойствами по сравнению с традиционными сплавами [7–9]. Многочисленные исследования показали, что ВЭС обладают высоким пределом упругости, усталостной прочностью, термической и коррозионной стойкостью, сопротивлением ползучести, радиационной стойкостью [7, 10]. Свойства данных сплавов связывают с четырьмя основными особенностями: высокой энтропией, большей деформацией кристаллической решетки по сравнению с традиционными металлами и сплавами, многоэлементным составом и замедленной диффузией [10]. Высокая степень химического беспорядка и искажения решетки в ВЭС увеличивают рассеяние электронов и фононов, что приводит к снижению тепловой и электрической проводимости. Следствием этого являются замедление рассеивания энергии во время каскада столкновений и возрастание длительности теплового всплеска, что увеличивает рекомбинацию между вакансиями и междоузлиями [11–13]. Кроме того, энергии образования и миграции вакансий и междоузельных атомов имеют более широкое распределение по энергиям, что также увеличивает рекомбинацию дефектов [14–16]. Из-за сложности состава примесно-дефектные кластеры, сформированные при взаимодействии точечных дефектов, движутся по хаотичной траектории, в отличие от направленного движения в простых металлах. Это приводит к увеличению числа кластеров междоузлий в области, обогащенной вакансиями, что увеличивают рекомбинацию дефектов [17, 18].
Большинство работ по ВЭС посвящено изучению ГЦК-структурированных многокомпонетных твердых растворов. Поэтому важным для более детального понимания механизмов образования дефектов и радиационной стойкости в ВЭС является изучение ОЦК-структурированных ВЭС, в частности, при облучении ионами гелия. Высокодозовое (более 5 × 1016 см–2) низкоэнергетическое облучение ионами гелия приводит к росту сжимающих напряжений за счет образования и накопления радиационных дефектов, в частности гелий-вакансионных кластеров. Имплантация атомов газа и формирование радиационных дефектов (межузельных атомов, вакансий) приводит к изменению параметра решетки и формированию неупорядоченной структуры вблизи поверхности, что вызывает поперечные напряжения в имплантированной области. В результате дальнейшего облучения происходит образование и рост блистеров (дефектов на поверхности материала в виде пузырей), которые создают разрыв в металле, что приводит к изменению поверхностных физико-химических свойств и потере структурной целостности материала, что в конечном итоге ухудшает его характеристики [19, 20].
Целью настоящей работы является исследование структурно-фазового состояния бинарных, тройных и четверных систем концентрированных твердых растворов на основе системы V–Nb–Ta–Ti, облученных низкоэнергетическими ионами гелия.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Бинарные, тройные и четверные твердые растворы на основе системы V–Nb–Ta–Ti были изготовлены в Пекинском технологическом институте. Образцы были синтезированы с использованием порошков металлов высокой чистоты (>99.9%) методом дуговой плавки с последующей гомогенизацией. Далее проводили отжиг на протяжении 24 и 72 ч при температуре 1150°С с промежуточной холодной прокаткой.
Образцы облучали на ускорителе тяжелых ионов ДЦ-60 в Астанинском филиале Института ядерной физики (Казахстан). Так как при работе атомного реактора выделяется большое число нейтронов, вызывающие в материале ядерные реакции с образованием инертных газов, то в качестве облучения были выбраны ионы He2+ с энергией 40 кэВ и интегральным флуенсом 2 × 1017 см–2.
Изменения структуры и фазового состава после облучения оценивали методом рентгеноструктурного анализа на дифрактометре Rigaku Ultima IV в геометрии параллельного пучка с использованием медного излучения (λ = 0.15418 нм). Для исследования только имплантированного гелием приповерхностного слоя съемку образцов выполняли при фиксированном малом угле падения рентгеновских лучей (1°) [21]. В данной геометрии глубины проникновения рентгеновских лучей для V и сплавов VNb, VNbTa, VNbTaTi составили 284, 146, 72 и 62 нм соответственно [21]. Для исключения влияния текстуры сплавов съемку проводили при постоянном вращении образца со скоростью 30 об./с. Влияние облучения на структуру образцов исследовали по изменениям макронапряжений (метод sin2ψ) и микронапряжений (метод Холдера–Вагнера) [22, 23].
Распределение элементов в приповерхностном слое и его морфология исследована с помощью растровой электронной микроскопии (РЭМ) и энергодисперсионного рентгеновской спектрометрии (ЭДС) на растровом электронном микроскопе ZEISS LEO 1455 VP.
Расчет энергетических потерь в образцах при облучении ионами гелия был проведен в программе SRIM 2013, с использованием модели Кинчина–Пиза [24]. Пороговые энергии смещения для элементов V, Nb, Ta, Ti были приняты 40, 78, 91 и 30 эВ соответственно [24]. По профилям распределения имплантированных ионов He2+ и результатам моделирования радиационного повреждения (измеряемого в количестве атомных смещений в кристаллической решетке материала, приходящихся на один атом, СНА) максимальный пробег ионов гелия составил 325 нм с максимумом повреждений для ванадия на глубине 160–170 нм, а для сплава VNbTaTi – 120–140 нм (рис. 1). Наибольшее значение повреждающей дозы было обнаружено у чистого ванадия и составляло 5.5 СНА. Для образцов VNb и VNbTa в пике наблюдается высокая, по сравнению с другими образцами, концентрация имплантированного ионов He2+ и составляет 23%, однако значение повреждающей дозы значительно меньше, чем у V и VNb и составляет 4.4 и 3.8 СНА для VNb и VNbTa соответственно.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
В табл. 1 представлены результаты анализа элементного состава исходных образцов, полученные методом ЭДС. Как видно из таблицы для бинарных, тройных и четверных систем выявлено эквиатомное (в пределах погрешности 5–6%) соотношение элементов в образцах. Анализ поверхности образцов методом РЭМ показал, однородность структуры образцов V, VNb, VNbTa и VNbTaTi (рис. 2). Результаты исследования распределения элементов (рис. 2) обнаружили однородное распределение элементов по поверхности данных образцов (рис. 3). Небольшие отклонения от однородности распределения элементов, вероятно, связаны с недостаточной гомогенизацией образцов и зеренной стркутурой материалов.
Таблица 1.
Образец | Содержание элемента, ат. % | |||
---|---|---|---|---|
V | Nb | Ta | Ti | |
V | 100 | – | – | – |
VNb | 49.5 | 50.5 | – | – |
VNbTa | 33.9 | 34.2 | 31.9 | – |
VNbTaTi | 23.6 | 26.1 | 25.9 | 24.5 |
Согласно литературным данным, эквиатомный состав многокомпонентных твердых растворов может свидетельствовать о формировании однофазных твердых растворов [25]. Исследование, проведенное методом рентгеноструктурного анализа, подтверждает данное предположение (рис. 4). Общий вид рентгенограмм необлученных образцов (узкие и интенсивные дифракционные пики) указывает на высокую степень кристалличности сплавов и крупнозернистость; однако небольшая асимметрия дифракционных линий в более сложных системах связана с возможной неоднородностью структуры, обусловленной локальной неоднородностью элементов сплава с различными атомными радиусами элементов, что характерно для многокомпонентных высокоэнтропийных сплавов. Как видно из рис. 4, все образцы являются однофазными твердыми растворами с ОЦК-решеткой. Параметр решетки для образцов V, VNb, VNbTa, VNbTaTi увеличивается с ростом сложности состава систем и составляет 0.3027, 0.3177, 0.3227, 0.3234 нм, соответственно. Рост параметра решетки связан с увеличением атомного радиуса элементов в составе.
Рассмотрим поведения полученных образцов после облучения ионами гелия с энергией 40 кэВ и флуенсом 2 × 1017 см–2.
На рентгенограммах образцов V, VNb, VNbTa и VNbTaTi, облученных ионами гелия, видно, что фазовый состав не меняется (не выявлен распад твердых растворов), однако наблюдается более выраженная асимметрия пиков и их смещение в сторону меньших углов отражения по сравнению с исходными рентгенограммами, что указывает на деформацию кристаллической решетки в приповерхностной области, вызванную облучением (рис. 5).
После облучения не выявлено изменений поверхности, связанных с радиационной эрозией, а также сегрегации элементов на поверхности и нарушения однородного распределения, как видно из рис. 6 и 7. Кроме того, не обнаружено нарушения эквиатомности соотношения элементов (табл. 2).
Таблица 2.
Образец | Содержание элемента, ат. % | |||
---|---|---|---|---|
V | Nb | Ta | Ti | |
V | 100 | – | – | – |
VNb | 49.4 | 50.6 | – | – |
VNbTa | 31.7 | 34.2 | 34.1 | – |
VNbTaTi | 25.7 | 25.5 | 23.7 | 25.2 |
Для количественной оценки влияния радиационных повреждений были рассчитаны остаточные макро- и микронапряжения в исходных и облученных образцах (рис. 8, 9). На рис. 8 представлены зависимости межплоскостных расстояний в V и твердых растворах VNb, VNbTa и VNbTaTi от sin2ψ. Для определения макронапряжений использовали ориентацию (110). Полученные зависимости аппроксимировали линейной функцией (v = B – Ax) для получения значений напряжений. На рис. 9 представлены значения полученных напряжений. Во всех исходных образцах преобладают сжимающие напряжения. Добавление Nb и Ta в образцах VNb и VNbTa приводит к повышению уровня сжимающих напряжений, что связано с большим атомным радиусом данных элементов по сравнению с V. В сплаве VNbTaTi из-за наличия Ti, который имеет меньшую температуру плавления и атомный радиус, а также снижает модуль упругости сплава, уровень сжимающих напряжений был меньше. Облучение ионами гелия образца ванадия приводит к повышению уровня сжимающих макронапряжений, что связано с образованием гелий-вакансионных кластеров, вызывающих растяжение материала. Кроме того, выявлена релаксация микронапряжений, что может быть связано с миграцией гелий-вакансионных кластеров к границам зерен [26]. Для сплава VNbTaTi имеет место повышение уровня микро- и макронапряжений по сравнению с ванадием. Такое значительное изменение макронапряжений может быть связано с проведением съемки в скользящей геометрии при малом угле падения рентгеновских лучей (1°). В этом случае за счет малой глубины проникновения рентгеновских лучей захвачена только область с максимальной повреждающей дозой и концентрацией имплантированных ионов гелия, т.е. область с наибольшей уровнем напряжений. Повышение уровня микронапряжений может быть связано с радиационно-стимулированной диффузией более легких элементов к границам зерен. Данный эффект ранее наблюдали в многокомпонентных твердых растворах [27–30]. Для сплавов VNb и VNbTa не обнаружено значительного изменения остаточных напряжений, что говорит о хорошей радиационной стойкости данных сплавов в системе VNbTaTi. Сильное искажение кристаллической решетки и неоднородность распределения элементов действует, как препятствия для движения вакансий и генерируемых облучением атомов гелия, снижая концентрацию и скорость диффузии гелия и замедляя агрегацию пузырьков гелия [11–13, 31]. Таким образом, можно предположить, что свойства эквиатомных многокомпонентных твердых растворов на основе VNbTaTi зависят не только от числа элементов, входящих в сплав, а также в значительной степени от характеристик входящих в состав элементов, однако это предположение требует дальнейшего изучения.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Методом дуговой плавки с последующей гомогенизацией были получены эквиатомные однофазные бинарные, тройные и четверные твердые растворы на основе системы V–Nb–Ta–Ti с ОЦК-решеткой. В исходных материалах, до облучения, обнаружены сжимающие напряжения. Добавление Nb и Ta в сплав приводит к увеличению уровня сжимающих напряжений, в то время как добавление Ti – к их уменьшению.
Фазовый состав и структура приповерхностного слоя бинарных, тройных и четверных твердых растворов на основе V–Nb–Ta–Ti являются устойчивыми к облучению ионами гелия с энергией 40 кэВ и флуенсом 2 × 1017 см–2. Облучение приводит к значительному росту уровня сжимающих напряжений в многокомпонентном твердом растворе VNbTaTi, что связано с накоплением большого числа имплантированных ионов гелия и снижению микронапряжений в результате сегрегации Ti и V к границам зерен. Для сплавов VNb и VNbTa не наблюдается значительного изменения микро- и макронапряжений, что говорит о лучшей радиационной стойкости данных сплавов.
Список литературы
Armstrong R.C., Wolfram C., de Jong K. et al. // Nat. Energy. 2016. V. 1. P. 15020. https://doi.org/10.1038/nenergy.2015.20
Zinkle S.J., Busby J.T. // Mater. Today. 2009. V. 12. P. 12. https://doi.org/10.1016/S1369-7021(09)70294-9
Henry J., Maloy S.A. // Structural Materials for Generation IV Nuclear Reactors. Elsevier, 2017. P. 329. https://doi.org/10.1016/B978-0-08-100906-2.00009-4
Murty K., Charit I. // J. Nucl. Mater. 2008. V. 383. P. 189. https://doi.org/10.1016/j.jnucmat.2008.08.044
Zinkle S.J, Terrani K.A., Snead L.L. // Curr. Opin. Solid. St. Mater. 2016. V. 20. P. 401. https://doi.org/10.1016/j.cossms.2016.10.004
Jin K., Bei H. // Front. Mater. 2018. V. 5. P. 1. https://doi.org/10.3389/fmats.2018.00026
Yeh J.W., Chen Y.L., Lin S.J. et al. // Mater. Sci. Forum. 2007. V. 560. P. 1. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.560.1
Tsai M.-H., Yeh J.-W. // Mater. Res. Lett. 2014. V. 2. P. 107. https://doi.org/10.1080/21663831.2014.912690
Jien-Wei Y. // Ann. Chim. Sci. Mat. 2006. V. 31. P. 633. https://doi.org/10.3166/acsm.31.633-648
Miracle D.B., Senkov O.N. // Acta Materialia. 2017. V. 122. P. 448. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.08.081
Sellami N., Debelle A., Ullah M.W. et al. // Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. 2019. V. 23. P. 107. https://doi.org/10.1016/j.cossms.2019.02.002
Jin K., Mu S., An K. et al. // Mater. Des. 2017. V. 117. P. 185. https://doi.org/10.1016/j.matdes.2016.12.079
Zarkadoula E., Samolyuk G., Weber W.J. // Comput. Mater. Sci. 2019. V. 162. P. 156. https://doi.org/10.1016/j.commatsci.2019.02.039
Zhao S., Stocks G.M., Zhang Y. // Phys. Chem. Chem. Phys. 2016. V. 18. P. 24043 https://doi.org/10.1039/C6CP05161H
Zhao S., Egami T., Stocks G.M. et al. // Phys. Rev. Mater. 2018. V. 2. P. 013602. https://doi.org/10.1103/physrevmaterials.2.013602
Zhao S., Osetsky Y., Barashev A.V. // Acta Mater. 2019. V. 173. P. 184. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2019.04.060
Lu C., Niu L., Chen N. // Nat. Commun. 2016. V. 7. P. 13564. https://doi.org/10.1038/ncomms13564
Lu C., Yang T., Niu L. // J. Nucl. Mater. 2018. V. 509. P. 237. https://doi.org/10.1016/j.jnucmat.2018.07.006
Zinkle S.J., Was G.S. // Acta Mater. 2013. V. 61. P. 735. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2012.11.004
Agarwal S., Trocellier P., Serruys Y. // Nucl. Instrum. Methods Phys. Res. B. 2014. V. 327. P. 117. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.08.062
Birkholz M. Thin Film Analysis by X-ray Scattering. Print ISBN:9783527310524, 2005
Nath D., Singh F., Das R. // Mater. Chem. Phys. 2020. V. 239. P. 122021. https://doi.org/10.1016/j.matchemphys.2019.122021
Prevey P.S. // ASM International, ASM Handbook. 1986. V. 10. P. 380. https://doi.org/10.31399/asm.hb.v10.a0001761
James F.Z., Ziegler M.D., Biersack J.P. // Nucl. Instrum. Methods Phys. Res. B: Beam Interact. Mater. At. 2010. V. 268. P. 1818. https://doi.org/10.1016/j.nimb.2010.02.091
Jia N., Li Y., Huang H. // Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. 2021. V. 550. P. 152937. https://doi.org/10.1016/j.jnucmat.2021.152937
Kozak R., Sologubenko A., Steurer W. // Cryst. Mater. 2015. V. 230. P. 55. https://doi.org/10.1515/zkri-2014-1739
Trinkaus H., Singh B.N. // J. Nucl. Mater. 2003. V. 323. P. 229. https://doi.org/10.1016/j.jnucmat.2003.09.001
Jia N., Li Y., Huang H. et al. // J. Nucl. Mater. 2021. V. 550. P. 152937. https://doi.org/10.1016/j.jnucmat.2021.152937
Kombaiah B., Jin K., Bei H. et al. // Mater. Des. 2018. V. 160. P. 1208. https://doi.org/10.1016/j.matdes.2018.11.006
He M.R., Wang S., Shi S., Jin K. et al. // Acta Mater. 2017. V. 126. P. 182. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.12.046
Harrison R.W., Greaves G., Le H. et al. // Curr. Opin. Solid. St. Mater. 2019. V. 23. P. 100762. https://doi.org/10.1016/j.cossms.2019.07.001
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования