научная статья по теме АТОМИСТИЧЕСКОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ ПОДВИЖНЫХ КРАЕВЫХ ДИСЛОКАЦИЙ С РАДИАЦИОННЫМИ ДЕФЕКТАМИ В АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВАХ FE–NI–CR Физика

Текст научной статьи на тему «АТОМИСТИЧЕСКОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ ПОДВИЖНЫХ КРАЕВЫХ ДИСЛОКАЦИЙ С РАДИАЦИОННЫМИ ДЕФЕКТАМИ В АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВАХ FE–NI–CR»

ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ, 2014, № 3, с. 24-33

УДК 539.5:548.4

АТОМИСТИЧЕСКОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ ПОДВИЖНЫХ КРАЕВЫХ ДИСЛОКАЦИЙ С РАДИАЦИОННЫМИ ДЕФЕКТАМИ В АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВАХ Ре-М-Сг © 2014 г. А. В. Бакаев12, Д. А. Терентьев2, П. Ю. Григорьев12, Е. Е. Журкин1

1Санкт-Петербургский государственный политехнический университет, Санкт-Петербург, Россия 2Бельгийский центр ядерных исследований 8СК-СЕЫ, Мол, Бельгия Поступила в редакцию 17.07.2013 г.

Методом классической молекулярной динамики проведено моделирование взаимодействия краевых дислокаций с межузельными петлями Франка диаметром 2 и 5 нм при конечных температурах Т = 300—900 К в модельном сплаве Ре—№10—Сг20. Рассмотренные петли Франка являются типичными протяженными радиационными дефектами в аустенитных сталях, применяющихся в ядерных реакторах, в то время как выбранный тройной сплав Ре—№10—Сг20 имеет максимально приближенную к таким сталям концентрацию легирующих элементов. Установлены и классифицированы механизмы взаимодействия дислокации и дефекта. Проведено их сравнение с ранее опубликованными результатами для винтовых дислокаций. Рассчитано напряжение отрыва, необходимое для преодоления дислокацией дефекта-барьера в зависимости от температуры материала, размера дефекта и геометрии взаимодействия. Обнаружено, что краевые дислокации более эффективны, чем винтовые, в процессе поглощения петель малого размера. Отмечено увеличение числа реакций, сопровождающихся поглощением петли, с ростом температуры в случае малых петель как при взаимодействии с краевыми, так и винтовыми дислокациями. Установлено, что петли Франка являются более сильными препятствиями для движения винтовых дислокаций, чем для краевых.

Б01: 10.7868/80207352814030068

ВВЕДЕНИЕ

Аустенитные стали марок 03Х18Н11, 03Х16Н15М3 (их зарубежными аналогами являются стали 304Ь и 316Ь соответственно), а также сталь 08Х18Н10Т в настоящее время активно применяются в качестве конструкционных материалов в ряде компонентов ядерных реакторов. Так, например, аустенитная сталь марки 08Х18Н10Т используется при изготовлении верхнего блока (чехол, привода, механическая часть) серийного энергетического реактора ВВЭР-1000, блока защитных труб (весом ~60 тонн), шахты реактора. Несмотря на то что изначально аустенитные стали обладают хорошими эксплуатационными характеристиками (прочность, пластичность, коррозионная стойкость и др.), в процессе эксплуатации их свойства деградируют за счет радиационного упрочнения и охрупчивания, что связано с накоплением и ростом радиационных дефектов, возникающих при воздействии потока быстрых нейтронов на материал [1, 2]. Физический механизм этих процессов связан, главным образом, с взаимодействием протяженных радиационных дефектов с подвижными дислокациями, поскольку дефекты, будучи барьерами, расположенными в плоскостях скольжения дислокаций, приводят к возрастанию предела текучести материала [2].

Как было показано в ряде экспериментальных работ (например, обзор [3], а также [4—6]), в аустенитных сталях преобладающим типом протяженных дефектов (при дозах нейтронного облучения ~1 сна и температурах до 0.3Тт , где Тт — точка плавления), являются дислокационные петли Франка межузельного типа. Петли Франка, представляющие собой краевую дислокацию, замкнутую в петлю с дефектом упаковки внедрения вдоль экстраплоскости, вступают в дислокационные реакции с подвижными дислокациями, которые и определяют характер упрочнения облученного материала. Так, в частности, поглощение петель дислокациями приводит к возникновению зон, свободных от радиационных дефектов. Данный механизм является причиной возникновения негомогенных зон в материале, что, в свою очередь, может вызывать локализованную пластическую деформацию, приводящую к преждевременному охрупчиванию материала [7].

Ввиду сложности и дороговизны экспериментальных исследований, связанных с облученными материалами, широкое распространение получили методы численного моделирования и прогноза. В частности, моделирование на атомарном масштабе расстояний (атомистическое численное моделирование) рассматривается как пер-

спективный способ получения дополнительной информации о механизмах воздействия радиационного облучения на свойства материалов [8, 9]. С развитием вычислительных мощностей стало возможным применять метод классической молекулярной динамики для достаточно больших модельных кристаллов (со сторонами до нескольких десятков нм). Это позволило воспроизводить в численном эксперименте типичные размеры петель Франка (которые составляют несколько нм [3—5]), величины плотности дислокаций и дефектов в реакторных материалах, а также варьировать условия приложения внешней нагрузки [2, 9]. Большинство имеющихся работ было выполнено для a-железа и его сплавов, имеющих объемноцен-трированную кубическую (ОЦК) решетку, поэтому их результаты неприменимы для аустенитных сплавов, обладающих гранецентрированной кубической (ГЦК) кристаллической решеткой. К настоящему времени уже имеется ряд работ, где с помощью метода молекулярной динамики изучалось взаимодействие дислокаций с радиационными дефектами в чистых металлах, имеющих ГЦК-ре-шетку (таких как алюминий, никель, медь) [10—13]. Так, в работе [10] было рассмотрено взаимодействие винтовых и краевых дислокаций с петлями Франка диаметром 6 нм в меди при температуре Т = 600 К. Было выявлено два типичных механизма взаимодействия с краевыми дислокациями: сдвиг петли и поглощение петли в виде суперступеньки со стяжкой. Отметим, что характер таких взаимодействий существенно зависит от энергии дефекта упаковки и упругих констант материала. Например, для Cu энергия дефекта упаковки составляет ~44 мДж/м2, а модуль сдвига ~41 ГПа. В отличие от чистых ГЦК-металлов, аустенитные сплавы имеют существенно более низкое значение энергии дефекта упаковки (~20 мДж/м2) и высокий модуль упругости G (~80 ГПа). Таким образом, механизмы взаимодействия дислокации и дефекта, найденные для чистых ГЦК-металлов, не могут быть экстраполированы на аустенитные сплавы, для которых необходимо учитывать низкую величину энергии дефекта упаковки.

В недавно опубликованной работе [14] в рамках атомистического моделирования были рассмотрены механизмы взаимодействия краевых и винтовых дислокаций с петлями Франка (диаметром 4 нм) в ГЦК-сплаве Fe—Ni при двух концентрациях Ni (50% и 70%) и в чистом Ni. Сплав Fe—Ni50 характеризуется одновременно низким значением энергии дефекта упаковки (~20 мДж/м2) и относительно высоким значением G (80 ГПа). Такая комбинация параметров характерна и для аустенитных сплавов. Было установлено, что уменьшение величины энергии дефекта упаковки (от 125 мДж/м2 для чистого Ni до 50 мДж/м2 для сплава Fe—Ni70) подавляет процесс образования

стяжек на дислокациях, в результате чего происходят преимущественно реакции сдвига петли, а не превращение петли Франка в полную петлю (т.е. удаление дефекта упаковки). Существенным недостатком модельного сплава Ре—N1 является сильная зависимость энергии дефекта упаковки от концентрации никеля, что, в свою очередь, приводит к сильной чувствительности механизмов взаимодействия дислокации и дефекта при вариациях локального атомного окружения вблизи дефекта.

Для устранения этого недостатка в работе [15] было впервые проведено атомистическое моделирование взаимодействия винтовых дислокаций с петлями Франка в тройном модельном сплаве Бе—№10—Сг20, воспроизводящем характерные свойства аустенитных сталей (марки 03Х18Н11 и др.), для которых основными легирующими компонентами являются никель (~10%) и хром (~20%). В этой работе была использована новая модель межатомных взаимодействий для системы Бе—N1—Сг [16], позволяющая предсказать правильное соотношение величин ЭДУ и О в модельном сплаве Ре—№10—Сг20, характерное для аустенитных сталей.

Настоящая работа является продолжением исследований [15]. Она посвящена изучению на атомарном уровне механизмов взаимодействия краевых дислокаций с петлями Франка (диаметром 2—5 нм) в модельном сплаве Бе—№10—Сг20 при различных температурах Т = (300—900) К, оценке значений критического напряжения, необходимого для преодоления краевой дислокацией дефекта-препятствия и сравнению с ранее полученными результатами [15] для винтовых дислокаций.

МЕТОДИКА МОДЕЛИРОВАНИЯ

Методика моделирования, использованная в данной работе, аналогична методике, подробно описанной в [15], поэтому здесь укажем лишь ее основные моменты. Нами применен метод классической молекулярной динамики [17] с использованием многочастичного потенциала межатомного взаимодействия [16], основанного на модели погруженного атома [18]. Межатомный потенциал [16] был специально разработан и оптимизирован для атомистического моделирования механических свойств модельного аустенитно-го сплава Ре—№10—Сг20, обладающего кристаллической ГЦК-решеткой, низкой величиной энергии дефекта упаковки и высоким значением О.

Атомистическое моделирование проводилось в рамках модели периодических дислокаций [19]. Модельный кристалл состоял из ~1.5 миллионов атомов, его размеры составляли 113.1а0 х 121.9а0 х х 27.7а0 (где а0 — постоянная решетки). Периоди-

Таблица 1. Предел текучести при движении краевой и винтовой дислокации в сплаве Ре—№10—Сг20 при различных температурах в отсутствие радиационных дефектов

Температура, К Предел текучести, МПа

винтовая краевая

300 97 147

600 56 80

900 37 57

ческие граничные условия применялись вдоль осей X [110] и У [1 12], а плоскости граней (111), перпендикулярные оси Z, являлись свободными поверхностями, причем атомы нескольких самых "верхних" и "нижних" плоскостей (111) жестко фиксировались. Внешняя нагрузка реализовыва-лась путем сдвига нескольких верхних атомных плоскостей (111) модельного кристалла. Скорость приложения внешней нагрузки (путем сдвига) была равна 30 х 106 с-1, что соответствует скорости движения дислокации ~50 м/с. Результирующее напряжение сдвига, вызванное перемещением верхних слоев кристалла, определялось исходя из силы, действующей на нижний фиксированный слой атомов в направлении приложенной нагрузки

Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.

Показать целиком