Ползучесть неравномерно нагретого по радиусу сплошного цилиндра в условиях облучения (стр. 2 из 3)

По мере увеличения объема наших знаний о распухании металлов были выработаны и определенные приемы подавления этого нежелательного для практики явления. Первый способ – это изменение содержания основных компонентов в сплавах; второй – легирование сплавов, в частности конструкционных сталей, малыми количествами таких элементов, как Si, Ni, Ti, Zn, Mo, и уменьшение количества некоторых примесей, особенно газовых (He, O, N и H), и, наконец, третий способ – изменение начальной микроструктуры материала, а именно: его пластическая деформация, измельчение размера зерен в поликристаллах и создание в структуре устойчивых выделений вторых фаз.

Радиационное упрочнение и охрупчивание

Образующиеся в процессе облучения радиационные дефекты вызывают существенное изменение характеристик прочности материала (напряжение сдвига, пределы текучести и прочности, твердость). В виде примера на рис. 4 представлены кривые напряжение–деформация для облученных и необлученных железа и никеля [2], которые заметно различаются. На диаграмме растяжения облученного никеля (рис. 4, б) появляется так называемая площадка текучести. У железа в результате облучения площадка текучести как бы сглаживается и предел текучести по своей величине приближается к разрушающему напряжению. Пределы текучести никеля и железа увеличиваются с ростом дозы облучения. Именно этот эффект роста предела текучести под облучением принято называть радиационным упрочнением.

Относительно природы явления радиационного упрочнения к настоящему времени более или менее утвердились два объяснения, в одном из которых упрочнение связывается с тем, что создаваемые при облучении радиационные дефекты являются дополнительными центрами закрепления дислокаций и снижают эффективность действия источников дислокаций, а в другом – с образованием в кристаллической решетке дефектов–барьеров, препятствующих движению дислокаций в своих плоскостях скольжения.

В пользу первого механизма говорят такие факты, как появление ярко выраженного зуба текучести на диаграмме растяжения (напряжение–деформация) при испытании моно- и поликристаллических образцов облученных металлов (см. рис. 4, б), изменение внутреннего трения металла в результате облучения, данные электронно-микроскопических и рентгенострук-турных исследований облученных образцов.

Во втором, барьерном механизме увеличение критического напряжения сдвига или предела текучести металла в результате облучения связывается с трением дислокаций о различные скопления точечных дефектов (например, кластеры, дислокационные петли и ва-кансионные поры), которые возникают вследствие упругого и контактного взаимодействия названных скоплений с дислокациями.

Чтобы более детально разобраться в этих механизмах, напомним, как происходит пластическая деформация по представлениям современной дислокационной теории. Прямолинейные следы скольжения на поверхности пластически деформированных кристаллов давно уже заставили предполагать, что необратимые сдвиги одной части кристалла относительно другой происходят по избранным кристаллографическим плоскостям.

Большое расхождение между теоретической и экспериментальной прочностью на сдвиг послужило основой гипотезы о существовании в реальных кристаллах дислокаций – атомных полуплоскостей, обрывающихся внутри кристалла. Они появляются в кристалле во время его роста, при последующей механической обработке, облучении. Появление таких полуплоскостей облегчает процесс скольжения.

Действительно, как видно из рис. 5, для перемещения дислокации А в упругодеформированном кристалле не требуется разрывать одновременно все межатомные связи между плоскостями Р и Р', а достаточно разорвать лишь связи вдоль ряда ВС и воссоединить связи АС. Для такого разрыва в ядре дислокации, где решетка уже сильно искажена, достаточно внешнего приложенного напряжения, которое на несколько порядков меньше, чем теоретический предел текучести (предел текучести в идеальном бездефектном кристалле). На следующем этапе разрываются связи DEи т.д., пока сдвиг не дойдет до края кристалла. Вышедшая из кристалла дислокация создает на поверхности ступеньку одноатомной высоты. Если по данной плоскости пройдет много дислокаций, высота ступеньки станет наблюдаемой при оптическом увеличении. Однако ступени скольжения являются лишь косвенным доказательством существования дислокаций. Прямые наблюдения дислокаций стали возможны лишь в конце 1960-х годов с появлением трансмиссионного электронного микроскопа и полностью подтвердили механизм пластической деформации.

Итак, мы установили, что в результате прохождения дислокаций по плоскости скольжения происходит необратимое соскальзывание одной части кристалла относительно другой, то есть движение дислокаций есть пластическая деформация.

С учетом этого понятно, что если радиационные дефекты в той или иной мере тормозят движение дислокаций, то они затрудняют процесс пластической деформации, что ведет к возрастанию предела текучести, упрочнению кристаллов. Подходя в процессе скольжения к дефекту-препятствию, дислокация цепляется за него, но ее боковые крылья продолжают скольжение. По мере уменьшения угла между крыльями дислокации возрастает давление на дефект-препятствие. С возрастанием напряжения, действующего на дислокацию, при определенном критическом угле она срывается с препятствия, преодолевает его, распрямляется и продолжает движение. Чем мощнее препятствие, тем меньший критический угол срыва ему соответствует. Радиационные дефектные кластеры располагаются в плоскостях скольжения хаотически, причем их размеры также неоднородны и дислокация часто находит путь легкого скольжения по участкам слабых дефектов-препятствий.

По мере увеличения приложенного напряжения дислокация перемещается до тех пор, пока она не преодолеет всю плоскость скольжения и всю совокупность барьеров, находящихся в ней. Требуемое для этого дополнительное напряжение и формирует ту добавку к исходному пределу текучести для необлученного кристалла, которая ответственна за радиационное упрочнение.

Обычно радиационное упрочнение почти всегда сопровождается значительным уменьшением пластичности облучаемых материалов – явлением радиационного охрупчивания. Поэтому нетрудно предположить, что между радиационным упрочнением и охрупчива-нием существует определенная связь. Выяснение природы явления радиационного упрочнения позволяет установить возможные причины радиационного охрупчивания и пути его подавления.

Здесь следует заметить, что радиационное охрупчивание обычно наблюдается у поликристаллических материалов, состоящих из отдельных зерен, представляющих собой монокристаллы. Появление в теле таких зерен во время облучения различных трансмутантов, и в первую очередь инертных газов (гелия и др.), ведет к тому, что при повышенных температурах эти вновь образовавшиеся примеси мигрируют к стокам, которые являются границами отдельных зерен. В частности, гелий как инертный газ нерастворим в металлах и выделяется по границам зерен в виде пузырьков, ослабляя эти границы. Таким образом, уменьшение пластичности облученного материала обусловлено снижением прочности границ зерен в результате образования и роста гелиевых пузырьков и выделений других трансмутантов. Но охрупчивание помимо этого усугубляется и радиационным упрочнением материала внутри зерен, речь о котором шла выше. Зерно упрочняется, а границы между зернами разупрочняются. Судя по всему, в этом и заключаются основные причины радиационного охрупчивания.

Ускоренная ползучесть материалов

Если к материалу приложить растягивающее напряжение, не превышающее предела текучести материала, то при достаточно высоких температурах материал начнет деформироваться (удлиняться). Такая пластическая деформация часто называется ползучестью материала. Она не обусловлена процессами скольжения дислокаций. За нее ответственны процессы диффузии, происходящие в напряженном кристалле. Можно создать в кристалле разность концентраций вакансий, если за счет приложенного внешнего напряжения энергия образования термических вакансий и химический потенциал атомов в разных точках образца различны. В этом случае возникает диффузионный поток вакансий или, что то же самое, встречный поток атомов (рис. 6, а). Этот массоперенос приводит к необратимому изменению формы тела, то есть к пластической деформации. Естественно, что все это возможно только при достаточно высоких температурах, активизирующих процессы миграции.

Имеющиеся в реальных кристаллах дислокации служат не только стоками, но и источниками вакансий, так что диффузионный путь последних при наличии дислокаций сокращается и определяется не размером кристалла, а гораздо меньшим расстоянием между дислокациями разной ориентации (см. рис. 6, а, в центре).

Сами дислокации, взаимодействуя с вакансиями, также перемещаются (переползают). Рассмотрим атомный механизм переползания на примере краевой дислокации в простой кубической решетке. На рис. 6, б представлен кусок атомной плоскости, содержащей вакансию V. Мигрируя по кристаллу, вакансия может выйти на край экстраплоскости, который при этом перемещается по нормали к плоскости скольжения.