Поведение гелия и особенности развития микроструктуры в модельных сплавах никеля и ванадия
Методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и термодесорбционной спектрометрии (ТДС) проведено сравнительное исследование поведения ионно-внедренного гелия и формирования газовой пузырьковой микроструктуры в ГЦК-(никель) и ОЦК-(ванадий) металлах в зависимости от концентрации легирующих эле...
Gespeichert in:
| Datum: | 2000 |
|---|---|
| Hauptverfasser: | , , , |
| Format: | Artikel |
| Sprache: | Russian |
| Veröffentlicht: |
Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України
2000
|
| Schriftenreihe: | Вопросы атомной науки и техники |
| Schlagworte: | |
| Online Zugang: | http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/78137 |
| Tags: |
Tag hinzufügen
Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Zitieren: | Поведение гелия и особенности развития микроструктуры в модельных сплавах никеля и ванадия / Б.А. Калин, И.И. Чернов, А.Н. Калашников, С.Ю. Бинюкова // Вопросы атомной науки и техники. — 2000. — № 4. — С. 20-23. — Бібліогр.: 26 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| id |
irk-123456789-78137 |
|---|---|
| record_format |
dspace |
| spelling |
irk-123456789-781372015-03-13T03:02:31Z Поведение гелия и особенности развития микроструктуры в модельных сплавах никеля и ванадия Калин, Б.А. Чернов, И.И. Калашников, А.Н. Бинюкова, С.Ю. Физика радиационных повреждений и явлений в твердых телах Методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и термодесорбционной спектрометрии (ТДС) проведено сравнительное исследование поведения ионно-внедренного гелия и формирования газовой пузырьковой микроструктуры в ГЦК-(никель) и ОЦК-(ванадий) металлах в зависимости от концентрации легирующих элементов замещения (алюминий в Ni и титан в V). Показано, что при послерадиационных отжигах облученных при комнатной температуре образцов легирование в обоих типах сплавов существенно снижает размеры и увеличивает плотность формирующихся пузырьков. В сплавах Ni-Al при послерадиационном равномерном нагреве пики ТДС смещаются в область высоких температур с увеличением содержания Al, а в сплавах V-Ti - в область меньших температур c увеличением концентрации Ti, хотя эффективная энергия активации газовыделения в обоих случаях возрастает. Полученные данные обсуждены с точки зрения влияния легирования на механизмы роста и миграции пузырьков. Методами просвічує електронної мікроскопії (ПЕМ) і термодесорбціонной спектрометрії (ТДС) проведено порівняльне дослідження поведінки іонно-впровадженого гелію і формування газової бульбашковій мікроструктури в ГЦК- (нікель) і ОЦК- (ванадій) металах залежно від концентрації легуючих елементів заміщення (алюміній в Ni і титан в V). Показано, що при післярадіаційних відпалів опромінених при кімнатній температурі зразків легування в обох типах сплавів істотно знижує розміри і збільшує щільність формуються бульбашок. У сплавах Ni-Al при післярадіаційна рівномірному нагріві піки ТДС зміщуються в область високих температур зі збільшенням вмісту Al, а в сплавах V-Ti - в область менших температур c збільшенням концентрації Ti, хоча ефективна енергія активації газовиділення в обох випадках зростає. Отримані дані обговорені з точки зору впливу легування на механізми росту та міграції бульбашок. Transmission electron microscopy (TEM) and thermal desorption spectrometry (TDS), a comparative study of the behavior of ion-implanted helium gas bubble formation and microstructure in the fcc (nickel) and bcc (vanadium) metals depending on the concentration of substitutional alloying elements (aluminum in Ni titanium and V). It is shown that when posleradiatsionnyh annealing of irradiated samples at room temperature doping in both types of alloys significantly reduces the size and increases the density of the formed bubbles. In the Ni-Al alloys with uniform heating posleradiatsionnom TDS peaks shifted to higher temperatures with increasing content of Al, and alloys of V-Ti - to lower the temperature increase in the concentration c Ti, although the effective activation energy of gas evolution in both cases increases. The data obtained are discussed in terms of the effect of doping on the mechanisms of growth and migration of bubbles. 2000 Article Поведение гелия и особенности развития микроструктуры в модельных сплавах никеля и ванадия / Б.А. Калин, И.И. Чернов, А.Н. Калашников, С.Ю. Бинюкова // Вопросы атомной науки и техники. — 2000. — № 4. — С. 20-23. — Бібліогр.: 26 назв. — рос. 1562-6016 http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/78137 669.018.45:539.186.2 ru Вопросы атомной науки и техники Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України |
| institution |
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| collection |
DSpace DC |
| language |
Russian |
| topic |
Физика радиационных повреждений и явлений в твердых телах Физика радиационных повреждений и явлений в твердых телах |
| spellingShingle |
Физика радиационных повреждений и явлений в твердых телах Физика радиационных повреждений и явлений в твердых телах Калин, Б.А. Чернов, И.И. Калашников, А.Н. Бинюкова, С.Ю. Поведение гелия и особенности развития микроструктуры в модельных сплавах никеля и ванадия Вопросы атомной науки и техники |
| description |
Методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и термодесорбционной спектрометрии (ТДС) проведено сравнительное исследование поведения ионно-внедренного гелия и формирования газовой пузырьковой микроструктуры в ГЦК-(никель) и ОЦК-(ванадий) металлах в зависимости от концентрации легирующих элементов замещения (алюминий в Ni и титан в V). Показано, что при послерадиационных отжигах облученных при комнатной температуре образцов легирование в обоих типах сплавов существенно снижает размеры и увеличивает плотность формирующихся пузырьков. В сплавах Ni-Al при послерадиационном равномерном нагреве пики ТДС смещаются в область высоких температур с увеличением содержания Al, а в сплавах V-Ti - в область меньших температур c увеличением концентрации Ti, хотя эффективная энергия активации газовыделения в обоих случаях возрастает. Полученные данные обсуждены с точки зрения влияния легирования на механизмы роста и миграции пузырьков. |
| format |
Article |
| author |
Калин, Б.А. Чернов, И.И. Калашников, А.Н. Бинюкова, С.Ю. |
| author_facet |
Калин, Б.А. Чернов, И.И. Калашников, А.Н. Бинюкова, С.Ю. |
| author_sort |
Калин, Б.А. |
| title |
Поведение гелия и особенности развития микроструктуры в модельных сплавах никеля и ванадия |
| title_short |
Поведение гелия и особенности развития микроструктуры в модельных сплавах никеля и ванадия |
| title_full |
Поведение гелия и особенности развития микроструктуры в модельных сплавах никеля и ванадия |
| title_fullStr |
Поведение гелия и особенности развития микроструктуры в модельных сплавах никеля и ванадия |
| title_full_unstemmed |
Поведение гелия и особенности развития микроструктуры в модельных сплавах никеля и ванадия |
| title_sort |
поведение гелия и особенности развития микроструктуры в модельных сплавах никеля и ванадия |
| publisher |
Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України |
| publishDate |
2000 |
| topic_facet |
Физика радиационных повреждений и явлений в твердых телах |
| url |
http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/78137 |
| citation_txt |
Поведение гелия и особенности развития микроструктуры в модельных сплавах никеля и ванадия / Б.А. Калин, И.И. Чернов, А.Н. Калашников, С.Ю. Бинюкова // Вопросы атомной науки и техники. — 2000. — № 4. — С. 20-23. — Бібліогр.: 26 назв. — рос. |
| series |
Вопросы атомной науки и техники |
| work_keys_str_mv |
AT kalinba povedeniegeliâiosobennostirazvitiâmikrostrukturyvmodelʹnyhsplavahnikelâivanadiâ AT černovii povedeniegeliâiosobennostirazvitiâmikrostrukturyvmodelʹnyhsplavahnikelâivanadiâ AT kalašnikovan povedeniegeliâiosobennostirazvitiâmikrostrukturyvmodelʹnyhsplavahnikelâivanadiâ AT binûkovasû povedeniegeliâiosobennostirazvitiâmikrostrukturyvmodelʹnyhsplavahnikelâivanadiâ |
| first_indexed |
2025-07-06T02:17:55Z |
| last_indexed |
2025-07-06T02:17:55Z |
| _version_ |
1836862171669069824 |
| fulltext |
УДК 669.018.45:539.186.2
ПОВЕДЕНИЕ ГЕЛИЯ И ОСОБЕННОСТИ РАЗВИТИЯ МИКРОСТРУК-
ТУРЫ В МОДЕЛЬНЫХ СПЛАВАХ НИКЕЛЯ И ВАНАДИЯ
Б.А. Калин, И.И. Чернов, А.Н. Калашников, С.Ю. Бинюкова
(Московский государственный инженерно-физический институт;
Технический университет, г. Москва)
Методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и термодесорбционной спектрометрии (ТДС)
проведено сравнительное исследование поведения ионно-внедренного гелия и формирования газовой пузырько-
вой микроструктуры в ГЦК-(никель) и ОЦК-(ванадий) металлах в зависимости от концентрации легирующих эле-
ментов замещения (алюминий в Ni и титан в V). Показано, что при послерадиационных отжигах облученных при
комнатной температуре образцов легирование в обоих типах сплавов существенно снижает размеры и увеличива-
ет плотность формирующихся пузырьков. В сплавах Ni-Al при послерадиационном равномерном нагреве пики
ТДС смещаются в область высоких температур с увеличением содержания Al, а в сплавах V-Ti - в область мень-
ших температур c увеличением концентрации Ti, хотя эффективная энергия активации газовыделения в обоих
случаях возрастает. Полученные данные обсуждены с точки зрения влияния легирования на механизмы роста и
миграции пузырьков.
ВВЕДЕНИЕ
Аустенитные стали и сплавы являются основным
конструкционным материалом реакторов на быстрых
нейтронах. Они же, а также сплавы на основе ванадия,
рассматриваются в качестве перспективных материа-
лов и для реакторов синтеза [1]. При нейтронном об-
лучении материалов накапливается значительное ко-
личество гелия, который оказывает существенное
влияние на радиационную повреждаемость и часто
может сыграть решающую роль в резком ухудшении
свойств материалов и сокращении срока службы
конструктивных элементов реакторов [2, 3]. В связи с
этим проблеме гелия в конструкционных материалах
ядерных и термоядерных реакторов посвящено огром-
ное количество работ, организовывались специальные
конференции и симпозиумы. Основное внимание уде-
лялось механизмам захвата, удержания гелия и фор-
мированию различных комплексов; механизмам заро-
ждения и роста пузырьков; влиянию условий облуче-
ния и послерадиационных отжигов на параметры и
особенности формирующихся пузырьков; механизмам
газовыделения и т.п. (например, [3-6]). Однако ощу-
щается недостаток данных по влиянию легирующих
элементов на поведение газов в материалах.
В настоящей работе, в продолжение исследований
[7, 8], проведено сравнительное изучение поведения
ионно-внедренного гелия и формирования газовой пу-
зырьковой микроструктуры в сплавах Ni-Al и V-Ti в
зависимости от концентрации легирующих элемен-
тов.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА
В работе изучены модельные сплавы систем Ni-Al
(Ni+0...7,5 мас.%Al) и V-Ti (V+0...40 мас.%Ti), изго-
товленные на основе высокочистых компонентов. Ис-
ходная термообработка: после выдержки образцов
при 1100 ОС в течение 1 ч в вакуумированных кварце-
вых ампулах с геттером закалка в воду разбиванием
ампул и быстрым перемешиванием воды.
Облучение образцов ионами Не+ с энергией 40 кэВ
до дозы 5×1020 м-2 проведено при Т<100 ОС. Гелиевая
пузырьковая структура сформирована при послера-
диационных отжигах: при 750 ОС, 1 ч (сплавы Ni-Al) и
800 ОС, 1 ч (сплавы V-Ti). Тонкая структура облучен-
ных материалов изучена в высокоразрешающем элек-
тронном микроскопе JEM-2000EX. Термодесорбцион-
ные исследования проведены на модифицированном
гелиевом течеискателе ПТИ-10М (чувствительность -
108...1010 ат. Не/с). Расчет эффективной энергии акти-
вации газовыделения проведен по известному методу
так называемого “темперинга” по сдвигу пиков ТДС в
зависимости от скорости нагрева, анализ и пределы
применимости которого приведены ранее [7].
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ
На рис. 1 и 2 представлены типичные электронно-
микроскопические снимки сплавов после ионного об-
лучения и послерадиационных отжигов, а в табл. 1 -
параметры и характер распределения сформировав-
шихся пузырьков.
Как видно из табл. 1 и было показано раньше [7], с
увеличением содержания Al в Ni непрерывно (плавно)
возрастает плотность и снижается размер пузырьков.
При этой температуре отжига (около 0,6 Тпл) во всех
сплавах они распределены хаотически. В отличие от
сплавов Ni-Al при добавлении в V титана происходит
резкое снижение размеров пузырьков (см. табл. 1),
причем в чистом ванадии наряду с мелкими наблюда-
ются крупные пузырьки, распределенные хаотически
и относительно равномерно. Максимальный диаметр
их достигает ∼ 80 нм. Исследования в ПЭМ путем
снятия стереопар показали, что они представляют со-
бой плоские дискообразные “пузырьки”, лежащие в
плоскости плотной упаковки. Аналогичные плоские
объекты наблюдали и в высокочистом алюминии, об-
лученном ионами Не+ с энергией 20 кэВ до дозы 2
×1020 м-2 при температуре 200 ОС [9]. Во всех осталь-
ных исследованных сплавах образовались мель-
чайшие пузырьки размерами 1-3 нм. Другое отличие -
в сплавах V-Ti параметры пузырьков не зависят от со-
держания титана в ванадии. При этом в локальных
объемах сплавов наблюдается частично упорядочен-
ное распределение их с расстоянием между пузырька-
ми 4-6 нм (см. рис. 2, б, в), как и в металлах и сплавах,
облученных ионами Не+ до высоких доз (>1021 Не+/м2)
при относительно невысоких температурах [10]. Т.е.,
20
образование пузырьков в сплавах V-Ti при послера-
диационном отжиге в данных условиях (около 0,5 Тпл)
осуществляется через этап формирования их.
Рис. 1. Типичные ПЭМ-снимки микроструктуры
Ni(а), сплавов Ni-4,6А1 (б) и Ni -7,5А1 (в) после об-
лучения ионами Не+ с энергией 40 кэВ до дозы
5х1020м-2при Т<1000 С и послерадиационного от-
жига при 7500С, 1 ч
упорядоченной структуры. В табл. 2 приведены
температуры пиков ТДС (Tm), эффективные энер-
гии активации газовыделения (E) и коэффициенты
объемной диффузии (Dv) никеля [11, 12] и ванадия
[12-18] в зависимости от концентрации легирующе-
го элемента; на рис. 3 представлена взаимосвязь
эффективной энергии активации и температур пи-
ков газовыделения. Как видно из табл. 2, в сплавах
Ni-Al Tm возрастает, а в сплавах V-Ti - уменьшает-
ся с увеличением содержания легирующего эле-
мента; это коррелирует с изменением коэффициен-
та самодиффузии атомов основы сплавов при леги-
ровании. С увеличением концентрации алюминия
Е в сплавах Ni-Al возрастает существенно. При ле-
гировании ванадия титаном энергия Е также
немного увеличивается, однако изменение содер-
жания Ti от 10 до 40 % не приводит к дальнейшему
ее заметному изменению, т.е., как и в случае влия-
ния Ti на параметры пузырьков (см.табл. 1), важно
не столько количество титана, а сам факт его при-
сутствия в ванадии.Для твердорастворных сплавов
зависимость Е от Tm линейная (см. рис. 3).
Рис. 2. Типичные микроструктуры V (а) и сплава
V-30Ti (б), облученных ионами Не+ с энергией 40
кэВ до дозы 5х10 20м-2 при Т<1000 С и отожжен-
ных при 8000С, 1 ч; на (в) - микродифракционная
картина с участка (б)
Однако в пересыщенном твердом растворе
(сплав Ni-7,5Al), а также в сплаве V-40Ti, где кон-
центрация титана находится близко к двухфазной
(α+β)-области (или в двухфазной области [19]), ли-
нейная зависимость нарушается.
ОБСУЖДЕНИЕ
Анализ литературных данных показывает [3, 6,],
что укрупнение пузырьков по механизму Оствальда
(ОС - растворение и перезахват) реально на первой
стадии их роста, а на более поздних стадиях включа-
20
ется механизм миграции и коалесценции (МК). Экспе-
риментально миграцию и коалесценцию пузырьков
при повышенных температурах наблюдали, например,
в [20-22]. Для роста пузырьков по механизму ОС тре-
буется перенос атомов гелия и вакансий, освобождаю-
щихся при развале комплексов в процессе послера-
диационного отжига. Изменение размера r и плотно-
сти, ρ, пузырьков в зависимости от времени отжига
происходит как [6]
r ∼ (DHe)1/n,
(1)
ρ ∼ 1/DHe.
(2)
При росте пузырьков по механизму МК
r ∼ (Db)1/n,
(3)
ρ ∼ (Ds)1/2.
(4)
Здесь DHe - диффузионная подвижность гелия в
матрице; Db - коэффициент диффузии пузырька как
полости, который зависит от основного механизма
диффузии, из числа таких, как поверхностная или
объемная диффузия; Ds - коэффициент самодиффузии;
n - показатель степени, зависящий от механизма роста
пузырьков (n = 2-6 [7]).
Рис. 3. Зависимость эффективной энергии активации
от температуры пика газовыделения
Анализ выражений (1-4) показывает, что при росте
пузырьков по ОС чем меньше DHe, тем мельче пузырь-
ки и выше их плотность. При работе механизма МК
мелкие пузырьки образуются при подавлении по-
движности пузырьков.
Известно [23], что в ГЦК-металлах зарождение пу-
зырьков происходит значительно раньше, чем в ОЦК-
металлах даже при идентичных условиях облучения и
отжига (сравнивали Ni и Fe, стали 0Х16Н15М3Б и
1Х13М2БФР). На основе полученных эксперимен-
тальных результатов авторы делают вывод, что за-
держка развития гелиевой пористости в ОЦК-метал-
лах связана с тем, что энергия связи междоузельных
атомов с дислокационными петлями, образовавшими-
ся при облучении ионами гелия, достаточно мала и
петли легко растворяются, на что требуется приток
вакансий. Поэтому полагаем, что после зарождения
рост пузырьков при температуре 0,6Тпл в сплавах Ni-
Al в основном происходит по механизму МК. Но, по-
скольку Al существенно подавляет диффузионную по-
движность атомов никеля (cм. табл. 2), следовательно,
снижает Db, то с увеличением концентрации Al в Ni
должны снижаться размеры и возрастать плотности
пузырьков, что и видно из табл. 1.
Для сплавов V-Ti температура послерадиационно-
го отжига составляет 0,5 Тпл. Кроме того, как отмече-
но выше, в ОЦК-металлах зарождение пузырьков
сильно заторможено. Поэтому полагаем, что при
ПЭМ-исследованиях развития пузырьков в сплавах
V-Ti мы зафиксировали самый ранний этап их роста
(размер пузырьков около нм), когда превалирующим
механизмом является ОС, где важное значение имеет
диффузионная подвижность гелия в матрице. По-ви-
димому, атомы Ti в V существенно снижают DHe,
поэтому в соответствии с зависимостями (1 и 2) в
сплавах сформировались мельчайшие пузырьки высо-
кой плотности (см. табл. 1).
Многие авторы полагают [24-26], что выделе-
ние гелия при термодесорбционных исследованиях
(для достаточно высоких концентраций внедренно-
го газа) происходит миграцией и коалесценцией и
выходом пузырьков сначала на границы зерен, а за-
тем и из тела зерна с образованием так называемой
“дырчатой” структуры на поверхности. Движущей
силой миграции пузырьков считают или поверх-
ностную [6], или объемную диффузию [26], хотя,
как показано [7], в чистом металле превалирует по-
верхностная диффузия, а в твердых растворах заме-
щения возрастает роль объемной диффузии. Оче-
видно, что снижение коэффициента самодиффузии
атомов матрицы в сплавах Ni-Al при легировании
должно снижать скорость миграции пузырьков, т.е.
сдвигать температуру пика ТДС в высокотемпера-
турную область, а возрастание Ds в сплавах V-Ti
соответственно должно увеличивать скорость ми-
грации пузырьков и сдвигать пик ТДС в низкотем-
пературную область, что и видно из табл.2
Возрастание эффективной энергии активации га-
зовыделения в сплавах обеих систем (см. табл. 2) свя-
зано с изменением механизма миграции пузырьков от
преимущественно поверхностной диффузии (в чистых
металлах) к возрастании роли объемной диффузии
(при добавлении легирующего элемента).
По-видимому, отклонение от линейной зависимо-
сти E = f(Tm) (см. рис. 3) может быть связано с ролью
сложных структурно-фазовых преобразований в спла-
вах Ni-7,5Al и V-40Ti в миграции пузырьков при по-
слерадиационном нагреве.
Таблица 1
Параметры гелиевых пузырьков (d - средний размер, ρ - плотность) в сплавах при послерадиацион-
ном отжиге 7500 С, 1 ч (Ni-Al) и 8000 С, 1 ч (V-Ti)
22
Сплав d, нм ρ, м-3 Распределение
Ni 30 (8,0±2,4) ×1020 Хаотическое
Ni-1Al 23 (6,0±1,8)×1021 -"-
Ni-2Al 21 (6,2±1,9)×1021 -"-
Ni-4,6Al 17 (8,5±2,6)×1021 -"-
Ni-7,5Al 14 (1,1±0,3)×1022 -"-
V 13* ∼ 1024 -"-
V+(10...40)Ti ∼ 1 ∼ 1024 Частично упорядоченное
V+10Ti+6Cr+0,05Zr+0,1С То же То же То же
* С учетом дискообразных плоских “пузырьков” с ρ = (1,0±0,3)×1021 м-3; без их учета - d ∼ 2 нм.
Таблица 2
Температура пиков тдс (tm) при скоростях нагрева 2,5 к/с для сплавов ni-al и 4 к/с для сплавов v-ti, эф-
фективная энергия активации газовыделения (е) и коэффициенты самодиффузии (dv) при разных тем-
пературах
Сплав Tm, ОС Е, эВ Dv, м2/с*
1173 1273 1373 1473 1573
Ni 992 1,5±0,2 5×10-17 3×10-16 7×10-15 2×10-14 ∼10-13
Ni-1Al 1035 1,7±0,2 - - - - -
Ni-2Al 1074 1,8±0,2 - - - - -
Ni-4,6Al 1126 2,1±0,2 - - - - -
Ni-7,5Al 1146 3,0±0,3 ∼10-19 3×10-19 ∼10-18 6×10-18 ∼10-17
V 1300 2,5±0,3 5×10-19 3×10-18 2×10-16 6×10-16 3×10-15
V-10Ti 1262 3,0±0,3 - - - ∼10-15 -
V-20Ti 1253 3,1±0,3 - - - - -
V-30Ti 1241 3,2±0,3 - - 5×10-15 2×10-14 8×10-14
V-40Ti 1222 3,2±0,3 - - ∼10-14 5×10-14 -
* Усредненные данные из разных источников.
ЛИТЕРАТУРА
1. Н.М. Бескоровайный, Б.А Калин. П.А. Платонов,
И.И. Чернов. Конструкционные материалы ядер-
ных реакторов,. М.: "Энергоатомиздат", 1995.
2. В.Ф. Зеленский, И.М. Неклюдов, Т.П. Черняева.
Радиационные дефекты и распухание металлов.
Киев: "Наукова думка", 1988. в р
3. А.Г. Залужный, Ю.Н. Сокурский, В.Н. Тебус. Гелий
в реакторных материалах. М.: "Энергоатомиздат",
1988.
4. Reed D.J. A review of recent theoretical developments
in the understanding of the migration of helium in
metals and its intraction with lattice deffects. //Radiat.
Eff., 1977, v.31, p.129-147.
5. Donnelly S.E. The density and pressure of helium in
bubbles in implanted metals: a critical review. //Radiat.
Eff., 1985, v.90, p.1-47.
6. Singh B.N., Trinkaus H. An analysis of the bubble
formation behaviour under different experimental
coditions. J. Nucl. Mater., 1992, v. 186, p. 153-165.
7. Б.А Калин., И.И Чернов., А.Н Калашников., М.Н
Есаулов. Особенности взаимодействия имплантиро-
ванного гелия с элементами внедрения и замещения
в никеле и железе. //Вопросы атомной науки и
техники. Серия "Физика радиационных повре-
ждений и радиационное материаловедение.
1997, вып. 1(65)- 2(66), с. 53-79.
8. А.Н Калашников., Б.А Калин., И.И Чернов. Влия-
ние элементов замещения в ГЦК и ОЦК-металлах
на поведение ионно-внедренного гелия. //Вопросы
атомной науки и техники. Серия "Физика радиаци-
онных повреждений и радиационное материалове-
дение. 1998, вып.3(69), 4(70), с. 26-27.
9. K. Ono, M. Inoue, T. Kino et al. Formation,
coalescence and stability of helium bubbles in high
purity aluminium and some dilute alloys. // J. Nucl.
Mater. 1985, v. 133&134, p. 477-481.
10. Б.А. Калин, И.И. Чернов. Упорядоченные структу-
ры пор и пузырьков в облученных металлах и спла-
вах. //Атомн. техн. за рубежом. 1986, № 10, с. 3-
9.
11. P. Jung, M.I. Ansari, H. Klein, D. Meertens. Diffusion
and γ′ -precipitation in Ni(Al) alloys under proton
irradiation. //J. Nucl. Mater. 1987, v. 148, p. 148-156.
12. Л.Н. Лариков, В.И. Исайчев. Структура и свойства
металлов и сплавов: Справочник Диффузия в ме-
таллах и сплавах. Киев: "Наукова думка", 1987.
13. J.F. Murdock, C.J. McHargue Self-diffusion in body-
centered cubic titanium-vanadium alloys. //Acta Met.
1968, v. 16, p 493-500.
14. Р.Ф Пиирт. Самодиффузия ванадия. //Диффузия в
металлах с объемно-центрированной решеткой.
М. "Металлургия", 1969, с. 244-253.
15. Г.Б. Федоров, Е.А. Смирнов. Ф.И. Жомов, Н.И.
20
Иванов Самодиффузия и диффузия примесей в ва-
надии. //Материалы атомной техники. М.:
"Атомиздат", 1975, № 1, с. 19-25.
16. J. Pelleg Diffusion in the vanadium system. Phil. Mag.
1977, v. 36, No. 3, p. 525-532.
17. M.-P. Macht, G. Frohberg, H. Wever Selbstdiffusion
von Vanadium. Z. Metallk. 1979, Bd. 70, H. 4, p. 209-
214.
18. D. Ablitzer, J.P. Haeussler, K.V. Sathyaraj Vanadium
selfdiffusion in pure vanadium and in dilute vanadium-
iron and vanadium-tantalum alloys. Phil. Mag. A.
1983, v. 47, No. 4, p. 515-528.
19. О.М. Барабаш, Ю.Н. Коваль. Структура и свойства
металлов и сплавов: Справочник Кристаллическая
структура металлов и сплавов. Киев: "Наукова
думка", 1986.
20. G.K. Walker The migration of helium bubbles in a
20%Cr/25%Ni/Nb stabilised steel. J. Nucl. Mater.
1970, v. 37, No 2, p. 171-176.
21. S.K.Tyler, P.J. Goodhew. Direct evidence for the
Brownian motion of helium bubbles. J. Nucl. Mater.
1980, v. 92, No. 2&3, p. 201-206.
22. S. Furuno, K. Hojou., K. Izui et al. Dynamic
behavior of bubbles and blisters in aluminum during
helium ion irradiation in an electron microscope. J.
Nucl. Mater. 1988, v. 155-157, p. 1149-1153.
23. Г.А. Арутюнова, Ю.Н. Сокурский, В.И. Чуев. Влия-
ние облучения ионами гелия на структуру феррит-
ной стали 1Х13М2БФР и железа. Конструкционные
материалы для реакторов термоядерного синте-
за. М.: "Наука", 1988, с. 120-130.
24. В.С. Карасев, В.Г. Ковыршин. Термодесорбция им-
плантированного гелия из аустенитных сталей
типа 16-15. Атомная энергия. 1983, т.55, вып.6,
с.362-370.
25. И.И. Чернов, Б.А. Калин, М.И. Гусева. и др. Пове-
дение имплантированного гелия в поверхностном
слое конструкционных материалов. Поверхность.
Физика, химия, механика. 1983, №11, с.75-83.
26. V.F.Zelenskij, I.M.Nelkludov, V.V.Ruzhitskij et
al.Thermal desorption of helium from polycristalline Ni
irradiated to fluences ranging from 1×1017 to 1
×1018He+/cm2 // J.Nucl.Mater. 1987, v.151, p.22-26.
27.
28.
24
ПОВЕДЕНИЕ ГЕЛИЯ И ОСОБЕННОСТИ РАЗВИТИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ В МОДЕЛЬНЫХ СПЛАВАХ НИКЕЛЯ И ВАНАДИЯ
ВВЕДЕНИЕ
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ
ОБСУЖДЕНИЕ
ЛИТЕРАТУРА
|