1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Химия высоких энергий
  4. T. 53, № 4, 2019

Химия высоких энергий, 2019, T. 53, № 4, стр. 289-293

Радиационные дефекты в оксиде бериллия при облучении тяжелыми ионами Ni12+

А. Л. Козловский a, b, *, А. Рыскулов b, С. Б. Кислицин a, В. В. Углов c, М. В. Здоровец a, b, d

a Институт ядерной физики Республики Казахстан
Алматы, Казахстан

b Евразийский национальный университет им. Л.Н. Гумилева
Астана, Казахстан

c Белорусский государственный университет
Минск, Беларусь

d Уральский федеральный университет им. первого Президента Б.Н. Ельцина
Екатеринбург, Россия

* E-mail: artem88sddt@mail.ru

Поступила в редакцию 09.01.2019
После доработки 22.02.2019
Принята к публикации 25.02.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

В работе представлены результаты исследования процессов формирования и эволюции радиационных дефектов при облучении тяжелыми ионами Ni12+ ядерных материалов на основе оксида бериллия. Облучение ионами Ni12+ с энергией 100 МэВ проводилось на ускорителе ДЦ-60, флюенс облучения составил 1013–1014 ион/см2. Установлено, что при малых флюенсах облучения, характерных для образования одиночных дефектов, изменение величины параметра кристаллической решетки незначительно. Увеличение флюенса облучения приводит к резкому изменению величины параметра и среднеквадратичному смещению атомов из узлов решетки, обусловленному увеличением концентрации искажений в структуре. Установлено, что изменение величины смещений атомов из узлов решетки носит экспоненциальный характер, которое обусловлено возникновением областей перекрывания дефектов при флюенсе (1014 ион/см2), с последующим образованием в структуре большого количества мигрирующих дефектов, приводящих к искажению и деформации кристаллической структуры, за счет разрыва химических связей.

Ключевые слова: керамики, оксид бериллия, радиационные дефекты, ионизирующее излучение, структурные свойства

ВВЕДЕНИЕ

Одним из основных требований к применению конструкционных материалов в ядерной энергетике является высокая радиационная и химическая стойкость к воздействию различных типов ионизирующего излучения. Наибольшее влияние в изменение структурных, теплопроводящих и прочностных характеристик в процессе эксплуатации оказывают потоки нейтронов, способные привести к катастрофическим изменениям физико-химических свойств материалов [1–5]. Накопление дозы выше 1011–1014 нейтрон/см2 в ядерном реакторе занимает достаточно длительное время, при этом материалы после взаимодействия с нейтронами являются радиоактивными и требуют большого времени выдержки для снижения радиоактивности, что значительно затрудняет изучение радиационных дефектов, возникающих при облучении и их дальнейшую эволюцию [6, 7]. Из-за малой доступности исследовательских реакторов и высокой остаточной радиоактивности, для моделирования эффектов облучения нейтронами и отслеживания динамики изменения физико-химических свойств используют ускорители тяжелых ионов. В свою очередь облучение тяжелыми ионами инициирует изменение свойств материала за счет образования каскадных дефектов и последующей быстрой диссипации энергии в приповерхностных областях материала, что приводит к структурным изменениям [8–11].

За счет малого значения сечения поглощения тепловых нейтронов и высокой химической и коррозионной стойкости, а также теплопроводности, керамики на основе оксида бериллия (ВеО) обладают большим потенциалом применения в качестве конструкционных материалов для ядерной и атомной промышленности. Также керамики ВеО применяют в качестве замедлителей и отражателей в высокотемпературных ядерных реакторах [12–15].

В работе представлены результаты изучения влияния облучения ионами Ni12+ с энергией 100 МэВ на свойства керамик ВеО. Данное исследование является продолжением цикла работ посвященных исследованию влияния ионизирующего излучения на структурные свойства конструкционных материалов, выполняющихся на базе ускорителя тяжелых ионов “ДЦ-60” Астанинского филиала Института Ядерной Физики [16–18].

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Исходные образцы представляли собой поликристаллические структуры на основе ВеО, толщиной 15 мкм. Облучение проводилось на ускорителе тяжелых ионов ДЦ-60 (Институт ядерной физики МЭ РК), ионами Ni12+ с энергией 100 МэВ, флюенс облучения составил 1013–1014 ион/см2, что соответствует образованию областей перекрывания дефектов при взаимодействии ионов с кристаллической структурой. Максимальная длина пробега ионов Ni12+ составляет 12.7 ± 0.5 мкм.

Исследование динамики изменения структурных свойств и основных кристаллографических характеристик до и после облучения проводилось методом рентгеноструктурного анализа на дифрактометре D8 ADVANCE ECO (Bruker, Германия) при использовании излучения CuKα. Для идентификации фаз и исследования кристаллической структуры использовалось программное обеспечение BrukerAXSDIFFRAC.EVAv.4.2 и международная база данных ICDD PDF-2.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

В результате упругих и неупругих столкновений налетающих ионов с атомами кристаллической решетки, в структуре возникает большая концентрация первичных дефектов, которые мигрируя по структуре могут привести к образованию локальных областей неравновесных дефектов и аморфноподобных включений. Одним из методов оценки изменения кристаллической структуры в результате внешних воздействий, является метод рентгеноструктурного анализа, который позволяет с высокой точностью оценить изменения структурных характеристик, а также динамику изменения искажений и деформации кристаллической решетки при облучении. На рис. 1 представлены рентгеновские дифрактограммы исследуемых керамик до и после облучения.

Рис. 1.

Рентгеновская дифрактограмма образцов BeO до и после облучения.

Согласно полученным данным, исходный образец представляет собой поликристаллическую структуру с гексагонального типа решеткой с параметрами решетки а = 2.671 Å, с = 4.332 Å. На рентгеновской дифрактограмме исходного образца наблюдаются три наиболее интенсивных дифракционных максимума с индексами Миллера (100), (002) и (101), что свидетельствует о наличие трех выделенных направлений формирования текстуры, вдоль которых формируются кристаллиты.

Для облученных образцов наблюдается резкое изменение формы и интенсивности дифракционных максимумов, что свидетельствует о возникновении дополнительных микронапряжений и дефектов в структуре в результате облучения. Увеличение флюенса облучения приводит к формированию асимметрии дифракционных пиков, которая может быть обусловлена образованием областей разупорядоченности в структуре, а также увеличением вклада от искажений и напряжений кристаллической решетки. Резкое увеличение микроискажений в кристаллической структуре при больших флюенсах облучения, обусловлено изменением межплоскостных расстояний, смещением атомов из узлов решетки и увеличением концентрации дефектов в структуре в результате возникновения перекрывающихся областей каскадных дефектов. При облучении тяжелыми ионами с энергией 100 МэВ и выше, в кристаллическую структуру передается колоссальное количество энергии. При этом только часть кинетической энергии налетающих частиц и первично выбитых атомов рассеивается в виде потенциальной энергии смещенных атомов. Большая часть энергии сохраняется в виде энергии возбуждения и трансформируется в тепловую энергию. В результате чего в структуре возникает ударная волна, которая выносит часть междоузельных атомов из области каскада, образуя области с пониженной атомной плотностью с образованием областей разупорядоченности или аморфных включений [19–21]. Смещение максимума дифракционной линии в область малых углов свидетельствует об увеличении межплоскостных расстояний, которое обусловлено миграцией и внедрением выбитых атомов из узлов решетки в междоузлие, а также увеличением концентрации дефектов и локальных областей разупорядоченности в структуре. Изменение формы дифракционной линии может быть обусловлено двумя факторами: размерным эффектом и искажениями или деформациями кристаллической структуры [22, 23]. Согласно анализу формы и ширины дифракционных линий с применением метода Вильямсона–Холла, для облученных образцов оба фактора имеют равновероятностный характер влияния на изменение структурных свойств.

Одним из методов оценки искажений и деформаций кристаллической структуры в результате внешних воздействий является метод измерения изменения параметра кристаллической решетки и величины среднеквадратичных смещений атомов из узлов решетки. Оценка величины смещений проводится путем измерения отношений двух наиболее интенсивных линий одного и того же образца до и после облучения и рассчитывается по формуле (1):

(1)
$\begin{gathered} {{U}^{2}} = {{3{{a}^{2}}\ln \left[ {{{{{{\left( {{{{{I}_{1}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{I}_{1}}} {{{I}_{2}}}}} \right. \kern-0em} {{{I}_{2}}}}} \right)}}_{{{\text{irradiated}}}}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{{\left( {{{{{I}_{1}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{I}_{1}}} {{{I}_{2}}}}} \right. \kern-0em} {{{I}_{2}}}}} \right)}}_{{{\text{irradiated}}}}}} {{{{\left( {{{{{I}_{1}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{I}_{1}}} {{{I}_{2}}}}} \right. \kern-0em} {{{I}_{2}}}}} \right)}}_{{{\text{initial}}}}}}}} \right. \kern-0em} {{{{\left( {{{{{I}_{1}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{I}_{1}}} {{{I}_{2}}}}} \right. \kern-0em} {{{I}_{2}}}}} \right)}}_{{{\text{initial}}}}}}}} \right]} \mathord{\left/ {\vphantom {{3{{a}^{2}}\ln \left[ {{{{{{\left( {{{{{I}_{1}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{I}_{1}}} {{{I}_{2}}}}} \right. \kern-0em} {{{I}_{2}}}}} \right)}}_{{{\text{irradiated}}}}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{{\left( {{{{{I}_{1}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{I}_{1}}} {{{I}_{2}}}}} \right. \kern-0em} {{{I}_{2}}}}} \right)}}_{{{\text{irradiated}}}}}} {{{{\left( {{{{{I}_{1}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{I}_{1}}} {{{I}_{2}}}}} \right. \kern-0em} {{{I}_{2}}}}} \right)}}_{{{\text{initial}}}}}}}} \right. \kern-0em} {{{{\left( {{{{{I}_{1}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{I}_{1}}} {{{I}_{2}}}}} \right. \kern-0em} {{{I}_{2}}}}} \right)}}_{{{\text{initial}}}}}}}} \right]} {4{{\pi }^{2}}}}} \right. \kern-0em} {4{{\pi }^{2}}}} \times \\ \times \,\,\left[ {\left( {h_{2}^{2} + k_{2}^{2} + l_{2}^{2}} \right) - (h_{1}^{2} + k_{1}^{2} + l_{1}^{2})} \right], \\ \end{gathered} $
где a – параметр кристаллической решетки, (I1/I2)initial, (I1/I2)irradiated – отношение интенсивностей дифракционных линий до и после облучения соответственно. На рис. 2 представлены графики зависимости изменения среднеквадратичной величины смещений атомов в кристаллической решетке.

Рис. 2.

Динамика изменения величины среднеквадратичных смещений атомов в результате облучения.

Увеличение флюенса облучения приводит к резкому изменению величин параметра и среднеквадратичного смещения атомов из узлов решетки, обусловленного увеличением концентрации искажений в структуре. После 10–13 с смещение атомов в структуре останавливается и начинается атермическая перестройка или спонтанная рекомбинация, которая не связана с тепловыми возбуждениями атомов. Время жизни спонтанной рекомбинации составляет 10–11 с, в результате которой происходит аннигиляция близлежащих дефектов или рекомбинация дефектов одного типа с последующим образованием комплексов вакансионного или междоузельного типов. В случае образования в структуре областей перекрывания дефектов характерных для флюенсов облучения 5 × 1013–1014 ион/см2, процессы образования и накопления дефектов преобладают над процессами спонтанной рекомбинации и аннигиляции, что приводит к изменению плотности и степени совершенства керамики [22, 23]. Плотность керамики расчитывалась с помощью формулы (2):

(2)
$p = \frac{{1.6602\sum {AZ} }}{{{{V}_{0}}}},$
где ${{V}_{0}}$ – объем элементарной ячейки, Z – число атомов в кристаллической ячейке, A – атомный вес. Изменение параметров кристаллической решетки под действием облучения приводит к изменению объема элементарной ячейки. На рис. 3 представлена динамика изменения плотности и степени совершенства кристаллической структуры керамик BeO в процессе облучения.

Рис. 3.

График зависимости изменения плотности и степени совершенства кристаллической структуры от флюенса облучения.

Снижение плотности и образование большого количества областей разупорядоченности в структуре приводит к снижению радиационной стойкости, твердости и стрессоустойчивости исследуемых образцов. Резкое снижение плотности керамик обусловлено возникновением в структуре большой концентрации точечных дефектов, которые мигрируя по структуре, приводят к разрушению химических связей и последующему выбиванию атомов из узлов решетки.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В работе представлены результаты исследования изменений структурных и оптических свойств керамик BeO при облучении тяжелыми ионами Ni12+. Выбор ионов никеля с энергией 100 МэВ обусловлен возможностью моделирования воздействия излучения на глубину приповерхностного слоя более 10–12 мкм и создания радиационных дефектов, которое сравнимо с нейтронным воздействием на материал. Согласно данным рентгеноструктурного анализа определено, что изменение величины смещений атомов из узлов решетки носит экспоненциальный характер, которое оказывает большое влияние на искажение и деформацию кристаллической структуры в случае образования областей перекрывания дефектов при больших флюенсах облучения.

Полученные результаты хорошо согласуются с ранее проделанными исследованиями в данной области, и могут внести существенный вклад в понимание процессов дефектообразования и радиационной устойчивости в конструкционных материалах для современных ядерных реакторов.

Список литературы

  1. Garcia Chad B. et al. // Metallurgical and Materials Transactions E. 2017. V. 4.2-4. P. 70.

  2. Weber W.J. et al. // Current Opinion in Solid State and Materials Science. 2015. V. 19.1 P. 1.

  3. Zinkle S.J. et al. // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research Section B: Beam Interactions with Materials and Atoms. 2002. V. 191(1–4). P. 758.

  4. Humphrey Uguru Edwin, Mayeen Uddin Khandaker. // Renewable and Sustainable Energy Reviews. 2018. V. 97. P. 259.

  5. Dienst W. // J. Nuclear Materials. 1992. V. 191. P. 555.

  6. Lu Chengjie et al. // J. European Ceramic Society. 2016. V. 36.14. P. 3319.

  7. Gladkikh T. et al. // Vacuum. 2019. V. 161. P. 103.

  8. Tishkevich D.I. et al. // J. Alloys and Compounds. 2019. V. 771. P. 238.

  9. Jin K. et al. // J. Applied Physics. 2014. V. 115(4). P. 044903.

  10. Zhang Y. et al. // J. Applied physics. 2004. V. 95(5). P. 2866.

  11. Aidhy D.S., Zhang Y. Weber W.J. // Scripta Materialia. 2014. V. 83. P. 9.

  12. Sina Y. et al. // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research Section B: Beam Interactions with Materials and Atoms. 2014. V. 321. P. 8.

  13. Jain I. P., Agarwal G. // Surface Science Reports. 2011. V. 66.3-4. P. 77.

  14. Jamison L. et al. // J. Nuclear Materials. 2-14. V. 445(1–3). P. 181.

  15. Ferré F. G. et al. // Corrosion Science. 2017. V. 124. P. 80.

  16. Yano T. et al. // J. Nuclear Materials. 2000. V. 283. P. 947.

  17. Obradović M. et al. // Thin Solid Films. 2015. V. 591. P. 164.

  18. Cao C. et al. // Ceramics International. 2017. V. 43.12. P. 9334.

  19. Zhang Y. et al. // Physical Chemistry Chemical Physics. 2012. V. 14(38). P. 1342.

  20. Trinkler L. et al. // Radiation Measurements. 2001. V. 33(5). P. 731.

  21. Kozlovskiy A. L. et al. // Materials Research Express. 2018. V. 5. P. 065502.

  22. Kozlovskiy A. et al. // Vacuum. 2018. V. 155. P. 412.

  23. Jayangani I. et al. // J. Nuclear Engineering and Radiation Science. 2018. V. 4.3. P. 031020.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Химия высоких энергий

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал