Thermal effects in multicomponent equiatomic Ni-based alloys under high-energy irradiation with Kr ions.pdf Введение В настоящее время однофазные сплавы на основе нескольких основных элементов или кон-центрированные твердые растворы привлекают все большее внимание благодаря их возможности уникальных комбинаций различных свойств, например, высокого сопротивления ползучести, тер-мической стойкости, коррозионной стойкости, радиационной стойкости и др. [1]. В отличие от традиционных сплавов, в концентрированных твердых растворах элементы содержатся в равных (многокомпонентные эквиатомные сплавы) или почти равных атомных концентрациях [2, 3]. Для изучения радиационных повреждений материалов осколками деления часто используют быстрые тяжелые ионы с энергией примерно от 100 МэВ до нескольких ГэВ. В этом случае высо-кая скорость и плотность выделенной энергии, которая почти целиком переходит электронной подсистеме, вызывает ряд таких эффектов, как локальное плавление, генерация волн давления, аморфизация и т.д. [4]. Молекулярно-динамическое моделирование в рамках двухтемпературной модели радиационного отклика Ni и NiFe-, NiCo-сплавов на воздействие иона Bi с энергией 1.542 ГэВ показало замедление диссипации тепловой энергии в сплавах, что привело к наличию в них расплавленной цилиндрической области вдоль траектории иона, однако в Ni такого не наблюда-лось [5]. Сопровождающий данное моделирование эксперимент с обработкой данных сканирую-щей просвечивающей электронной микроскопией облученных Ni- и NiFe-образцов (1.542 ГэВ Bi+, 2∙1012 см-2, 300 К) показал более высокий уровень радиационных повреждений (межузельные дис-локационные петли и тетраэдры дефектов упаковки) в NiFe-сплаве [5]. В то время как в случае об-лучения Ni-содержащих сплавов ионами Ni с энергией 1.5 МэВ (1∙1014 см-2, 300 К) результаты по-казали уменьшение радиационных повреждений от Ni, NiCo, NiFe/NiCoFe к NiCoFeCr/NiCoCr, что коррелирует с уменьшением их теплопроводности [6]. Ранее была высказана идея о том, что од-ним из факторов замедленного накопления дефектов в концентрированных твердых растворах при облучении при комнатной температуре является пониженная теплопроводность [7]. Это приводит к замедлению диссипации тепловой энергии и, таким образом удлинению стадий тепловых пиков и рекомбинации радиационных дефектов [8]. Тем не менее, как видно из двух вышеприведенных экспериментальных результатов, влияние теплопроводности не является доминирующим в про-стых случаях (Ni, NiFe). Исследование эволюции дефектов в Ni-содержащих сплавах (Ni, NiCo, NiFe, NiCoFe, NiCoCr) при низкоэнергетическом молекулярно-динамическом моделировании кас-кадов столкновений (5 кэВ, 300 К) показало, что усложнение композиционного состава сплавов в целом приводит к снижению восприимчивости к накоплению дефектов, однако в простых случаях (Ni, NiCo) такого не наблюдается [9]. Авторами данной работы также продемонстрирована корре-ляция между уровнем радиационных повреждений и подвижностью дислокаций. Обнаружено, что как наименьший уровень накопленных дефектов, так и наиболее низкая подвижность дислокаций характерны для NiCoCr-сплава [9]. Учитывая, что проведенные ранее теоретические исследования ограничивались рассмотрени-ем некоторых Ni-содержащих эквиатомных сплавов (двойных, тройных), а также моделированием радиационного отклика данных сплавов при низкоэнергетическом воздействии, то представляет особый интерес исследовать такой аспект, как тепловые эффекты при высокоэнергетическом ион-ном облучении (Kr) в семействе сплавов на основе Ni (NiCo - NiFe - NiCoFe - NiCoCr - NiCoFeCr - NiCoFeMnCr) для оценки влияния композиционного состава. С этой целью в данных объектах анализировались радиационный нагрев, термоупругие напряжения и плотность дислокаций роста. Расчеты ограничиваются однотемпературной моделью с постоянными коэффициентами. Методика В качестве объекта исследований выбран ряд эквиатомных сплавов на основе Ni: NiCo - NiFe - NiCoFe - NiCoCr - NiCoFeCr - NiCoFeMnCr, подвергнутых высокоэнергетическому облучению ионами Kr. Заданные параметры облучения: энергия бомбардирующих ионов 145 МэВ, флюенс 1∙1014 см-2, температура облучения 300 К. Предметом исследований являлись радиационный (тем-пературный) разогрев, термоупругие напряжения, а также плотность дислокаций роста, генери-руемые при определенных условиях радиационного разогрева. Существует ряд подходов к расчету температуры вблизи ионного трека, которые включают, в частности, взаимодействие электронной и ионной подсистем материала [4]. Подход, основанный на двухтемпературной модели с переменными коэффициентами и учетом фазовых превращений [4], является весьма результативным. Однако ограничивающим фактором для его применения мо-жет являться отсутствие исходных данных: зависимостей, главным образом, коэффициентов ре-шеточной и электронной теплопроводностей от температуры в широком интервале значений, а также значений скрытых теплот плавления и парообразования. В данной работе вместо термина «трек» мы будем оперировать термином «область вокруг траектории иона» вследствие того, что рассматриваемые сплавы обладают металлической связью и открытым вопросом остается значение пороговых электронных потерь энергии, выше которого наблюдается формирование треков [4]. Аппроксимируя форму области вокруг траектории иона цилиндром, для оценки температуры вне этой области (во внешней области) воспользуемся выра-жением из предыдущей работы [10] , (1) где T0 - начальная температура мишени; dE/dz - удельные энергетические потери иона; λ - коэф-фициент диффузии тепла (температуропроводности); κ - коэффициент теплопроводности; r - ра-диальная координата; z - координата по глубине; t - время. Выражение (1) является решением классического уравнения теплопроводности параболиче-ского типа с мгновенным тепловым источником и постоянными коэффициентами в рамках одно-температурной модели. После тестовых расчетов в программе SRIM/TRIM, учитывая значитель-ные ионизационные потери (~97%), в качестве dE/dz взято усредненное значение электронных энергетических потерь dEel/dz по всей глубине H для каждой мишени В свою очередь, данные для коэффициентов теплопроводности и температуропроводности были взяты из источни-ка [11]. Термоупругие напряжения оценивались по формуле [12] , (2) где α - коэффициент линейного теплового расширения; B - модуль всестороннего сжатия. Данные коэффициентов линейного теплового расширения и модуля объемного сжатия были взяты из ис-точников [11, 13] соответственно. Генерация дислокаций происходит при определенных условиях радиационного нагрева. Плотность дислокаций оценивалась по формуле [12] , (3) где b - модуль вектора Бюргерса (~ параметр решетки a0); модуль радиального градиента температуры; ; критическое напряжение; G - модуль сдвига; l - размер зоны, где Данные параметров решетки и модуля сдвига были взяты из работ [11, 13] со-ответственно. Результаты и их обсуждение На рис. 1 приведены профили распределения удельных энергетических потерь ионов Kr по глубине при торможении в чистом Ni и NiCoFeMnCr-сплаве. Профили распределения для осталь-ных сплавов лежат между кривыми 1 и 2 для электронных потерь (dEel/dz) и между кривыми 3 и 4 для ядерных потерь (dEnuc/dz) (рис. 1). Отличие здесь обусловлено эффектом состава, определяю-щим комплексное влияние зарядового числа, массы атомов мишени и т.д. на торможение ионов. Согласно результатам моделирования по SRIM (рис. 1), наименьшие электронные потери наблю-даются в NiCoFeMnCr-сплаве, а наибольшие - в Ni на глубинах примерно до 5 мкм. В количест-венном отношении разница между минимальным и максимальным значениями для всех рассмот-ренных сплавов составляет несколько единиц кэВ/нм. Электронные потери в максимуме превы-шают ядерные более чем в 800 раз. С учетом значительных электронных потерь (более 5 кэВ/нм) на глубинах примерно до 8 мкм прогнозируется радиационный нагрев зон с их плавлением или кипением. Зоны наибольшего радиационного повреждения, связанного со смещениями атомов мишени (разупорядочением), находятся на глубинах ~ 8-9 мкм в зависимости от состава сплава. Рис. 1. Удельные энергетические потери ионов Kr (145 МэВ) в Ni и NiCoFeMnCr-сплаве. Обозначения на легенде: dEel/dz - элек-тронные потери, dEnuc/dz - ядерные потери Данные усредненных электронных потерь были использованы для расчетов температуры во внешней области вокруг траектории иона по формуле (1). Согласно теории, стадии тепловых пиков, рекомбинации и отжига наступают по истечении ~ 10-12 с после столкновительной стадии развития каскада ~ 10-14-10-13 с. В связи с этим, отсчет времени в работе ведется с 1 пс, считая, что начиная с этого момента времени распределения скоростей атомов приблизительно описываются распределением Максвелла и, таким образом, можно ввести понятие локальной температуры. На рис. 2 представлены температурные профили во внешней области вокруг траектории иона в рассматриваемых сплавах в начальный момент времени (1 пс). Согласно результатам расчетов, наибольшие температуры в начальный момент времени достигаются в сплавах, в составе которых содержатся Ni, Co и Cr - NiCoCr, NiCoFeCr и NiCoFeMnCr, а наименьшие - в Ni и NiCo. Это свя-зано с влиянием как электронных потерь энергии (рис. 1), так и коэффициентов теплопроводности и температуропроводности (таблица) на значение температуры. Из выражения (1) следует, что снижение электронных потерь, увеличение коэффициента теплопроводности и уменьшение коэф-фициента температуропроводности приведут к уменьшению радиационного нагрева мишени. Бо-лее высокий радиационный нагрев NiCoCr, NiCoFeCr и NiCoFeMnCr-сплавов обусловлен, в пер-вую очередь, их низкими значениями коэффициентов теплопроводности (таблица). Как видно из рис. 2 и данных таблицы, температуры в окрестности вокруг траектории иона превышают темпе-ратуры плавления сплавов Tm. Проведенная оценка радиационного нагрева в бинарных NiCo- и NiFe-сплавах качественно согласуется с результатами молекулярно-динамического моделирова-ния в рамках двухтемпературной модели (гибридный метод) [5]. Рис. 2. Температурные профили во внешней области вокруг траекто-рии иона Kr (145 МэВ) в рассматриваемых сплавах в начальный момент времени 1 пс Теплофизические данные исследуемых сплавов на основе Ni Сплавы Tm [13], K κ (300 К) [11], Вт/(м∙К) λ (300 К) [11], 10-6 м2/с Ni 1728 88.0 22.0 NiCo 1735 69.9 19.5 NiFe 1703 28.0 6.95 NiCoFe 1724 43.3 11.1 NiCoCr 1690 11.4 3.40 NiCoFeCr 1695 12.8 3.50 NiCoFeMnCr 1553 13.7 3.20 Не менее важным вопросом является оценка скоростей охлаждения сплавов. Нами рассматри-валась средняя максимальная скорость охлаждения сплавов, которая рассчитывалась через отно-шение приращений ΔT /Δt, где в качестве начальной температуры бралась температура плавления сплава в соответствующий момент времени (в момент времени, когда тот или иной сплав охладит-ся до своей Tm). В качестве конечной температуры бралась комнатная температура (300 К) и соот-ветственно момент времени, когда сплав достигнет этой Т с погрешностью 0.001 К. Скорость ох-лаждения является «максимальной» вследствие того, что Т вычислялась вблизи области вокруг траектории иона. На рис. 3 приведена диаграмма средних максимальных скоростей охлаждения сплавов. Из рис. 3 можно заметить, что наименьшие скорости охлаждения характерны для NiCoCr-, NiCoFeCr- и NiCoFeMnCr-сплавов, что согласуется с их низкими значениями теплопроводности. Известно, что высокие скорости охлаждения могут приводит к аморфизации каскадных областей повреждений. На основании полученных результатов можно сделать вывод о наиболее эффектив-ном отжиге дефектной структуры в NiCoCr-, NiCoFeCr- и NiCoFeMnCr-сплавах. Как отмечалось во введении, пониженная теплопроводность приводит к замедлению диссипации тепловой энергии и, таким образом, к удлинению стадий тепловых пиков и рекомбинации радиационных дефектов [8], вследствие чего имеет место корреляция между теплопроводностью и уровнем радиационных повреждений в рассматриваемых эквиатомных сплавах в случае облучения при комнатной темпе-ратуре до низких флюенсов [6]. Рис. 3. Диаграмма средних максимальных скоростей охлаждения рассматриваемых сплавов Вследствие высоких температур вокруг траектории иона возникнут тепловые напряжения. Здесь мы анализируем только упругую часть напряжений. На рис. 4 показаны термоупругие на-пряжения в рассматриваемых сплавах после охлаждения расплавленных зон ниже 0.5Tm. Согласно проведенным расчетам наибольшие значения термоупругих напряжений характер-ны для Ni, а наименьшие - для NiFe-сплава. В NiCoCr-, NiCoFeCr- и NiFeCoMnCr- сплавах термо-упругие напряжения на 40-90 МПа ниже, чем в Ni. Данные зависимости определяются соответст-вующим вкладом двух множителей (см. выражение (2)), один из которых характеризует тепломе-ханические свойства сплавов в виде произведения коэффициента линейного теплового расшире-ния и объемного модуля, а второй - радиационный нагрев через Т. Однако, учитывая, что мы об-суждаем здесь только упругую часть тепловых напряжений, то правомерно в качестве верхних границ температуры рассматривать некоторую часть от Tm, например, 0.5Tm. На рис. 5 приведены перечисленные характеристики. Различие по значению последних обуславливает зависимости, изображенные на рис. 4. Исходя из зависимостей, показанных на рис. 4, выявлено, что наиболее опасный уровень тер-моупругих напряжений по сравнению с пределом прочности σUTS проявляется в чистом Ni. Данное отношение является минимальным для NiCoCr-сплава (рис. 4). Данные для σUTS (300 К) сплавов взяты из источника [13]. Рис. 4. Пространственное распределение термоупругих напряжений во внешней области вокруг траектории иона в рассматриваемых сплавах после охлаждения расплавленных зон ниже 0.5Tm. На встав-ке показано отношение максимальных термоупругих напряжений к пределам прочности сплавов σUTS Рис. 5. Вклад множителей в выражении (2) для определения максимальных значений термоупругих напряжений Тепловые напряжения, являясь динамическими, очень быстро спадают по мере охлаждения сплавов. Роль этих напряжений заключается в дополнительном влиянии на эволюцию микро-структуры сплавов. Учитывая более медленную скорость охлаждения NiCoCr-, NiCoFeCr- и NiFeCoMnCr-сплавов (рис. 3), в последних термоупругие напряжения будут действовать больший период времени, чем в остальных сплавах и Ni. Учитывая, что по мере усложнения композицион-ного состава сплава будет проявляться эффект замедленной диффузии [6], то это затруднит ми-грационную способность дефектов под воздействием различных силовых факторов, формируемых на различных стадиях развития каскадов столкновений [14]. Поэтому, следует ожидать, что в NiCoCr-, NiCoFeCr- и NiFeCoMnCr-сплавах недиффузионные перемещения дефектов под воздей-ствием, в частности, термоупругих напряжений будут менее существенны, чем в Ni. Так, в работе [15] было обнаружено значительное подавление радиационно-индуцированной сегрегации в NiCoFeCr- и особенно в NiFeCoMnCr-сплаве по сравнению с NiFe- и NiCoFe-сплавами, что авторы связывают с эффектом замедленной диффузии. Здесь необходимо дополнить, что максимальный эффект замедленной диффузии имеет место вблизи порога перколяции для концентрации компо-нентов сплава [16]. Для гранецентрированной кубической решетки значение этой характеристики равно 0.25 (1/5), где 5 - число компонентов, при котором обеспечивается отсутствие перколяции по узлам (непрерывной связи) для каждого элемента. Что касается остаточных напряжений, то, как известно, они связаны со сформированной де-фектной структурой, а по значению эти напряжения существенно ниже радиационно-индуци¬рованных. Однако минуя исследование эволюции дефектной структуры, весьма затруднительно связать уровень динамических напряжений с последующими остаточными напряжениями. Тем не менее экспериментальные данные [17] показывают, что суммарные упругие деформации после облучения ионами Ni в NiCoFeCr выше, чем в NiFe, что связано с наличием более мелких класте-ров дефектов и соответственно их более высокой плотностью. Радиационный разогрев также может вызвать генерацию дислокаций роста вследствие суще-ствования градиента температур на фронте кристаллизации. На рис. 6 показано распределение плотности дислокаций во внешней области вокруг траектории иона в рассматриваемых сплавах после охлаждения расплавленных зон ниже 0.2Tm. Из представленных распределений видно, что наибольшие плотности дислокаций достигают-ся в Ni, а наименьшие - в NiCoFeMnCr-сплаве. Анализируя выражение (3), видно, что значение плотности дислокаций определяется вкладом двух множителей: характеристик сплава в виде от-ношения коэффициента линейного теплового расширения к модулю вектора Бюргерса и радиаль-ного градиента температуры. Совокупный вклад этих множителей, продемонстрированный на рис. 7, обуславливает полученные зависимости на рис. 6. Необходимо отметить, что выражение (3) описывает только лишь стадию генерации дислокаций роста при радиационном разогреве и не учитывает их дальнейшую эволюцию (перераспределение, взаимодействие, накопление), поэтому достигаемые величины плотности дислокаций нельзя сопоставить с некоторым конечным значе-нием, который будет характерен заданным параметрам облучения. Это связано с тем, что форми-рование дислокационной структуры является весьма сложным процессом, начинающимся с объе-динения точечных дефектов в плотноупакованных плоскостях и далее включающим образование, рост и трансформацию дислокационных петель, дальнейший рост и пересечение которых приво-дит к появлению той или иной сетки дислокаций. При этом генерация дислокаций роста представ-ляется дополнительным механизмом. Результаты проведенных ранее исследований [15] показывают, что усложнение композицион-ного состава рассматриваемых сплавов приводит к повышению в них концентрации дефектных (несовершенных) дислокационных петель межузельного типа. Последнее свидетельствует о про-длении инкубационного периода и задержке роста петель [15]. Согласно экспериментальным дан-ным [15], концентрация дислокационных петель в некоторых рассматриваемых сплавах увеличи-вается в последовательности NiFe < NiCoFeCr

Скачать электронную версию публикации