Влияние термического старения и облучения на фазовый распад твердого раствора сплава Fe-22Cr тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Корчуганова Олеся Алексеевна

• Корчуганова Олеся Алексеевна
• кандидат наук
• 2020

Оглавление диссертации кандидат наук Корчуганова Олеся Алексеевна

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1 РАСПАД ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ МОДЕЛЬНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ Fe-Cr ПРИ ТЕРМИЧЕСКОМ СТАРЕНИИ И ОБЛУЧЕНИИ (ОБЗОР)

1.1 Распад твердого раствора в сплавах Fe-Cr при термическом старении. Фазовая диаграмма

1.2 Распад твердого раствора в сплавах Fe-Cr при облучении нейтронами

и тяжелыми ионами

1.3 Заключение к главе

ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛЫ И ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Модельный бинарный сплав Бе-22Сг

2.2 Методика вакуумного термического старения

2.3 Методика облучения образцов ионами

2.4 Методика пробоподготовки из облученных материалов при помощи двулучевых систем РЭМ-ФИП

2.5 Методика томографического атомно-зондового анализа материалов

2.6 Методика обработки томографических атомно-зондовых данных. Сравнение разных методов статистического анализа

ГЛАВА 3 РАСПАД ТВЕРДОГО РАСТВОРА БИНАРНОГО СПЛАВА Бе-22Сг ПРИ ТЕРМИЧЕСКОМ СТАРЕНИИ ПРИ 500 °С

3.1 Томографический атомно-зондовый анализ начальных стадий распада твердого раствора сплава Fe-22Cr в процессе термического старения

3.2 Томографический атомно-зондовый анализ фазового распада пересыщенного твердого раствора Fe-22Cr при термическом старении для времен более 50 часов

3.3 Заключение к главе

ГЛАВА 4 ЭВОЛЮЦИЯ ПРЕДВЫДЕЛЕНИЙ а'- ФАЗЫ В ТВЕРДОМ РАСТВОРЕ БИНАРНОГО СПЛАВА Fe-22Cr ПРИ ОБЛУЧЕНИИ ТЯЖЕЛЫМИ ИОНАМИ

4.1 Подготовка образцов сплава Fe-22Cr, содержащих предвыделения а'-фазы. Условия облучение ионами железа и пробоподготовки образцов для томографического атомно-зондового анализа

4.2 Томографический атомно-зондовый анализ влияния облучения

ионами Бе на предвыделения а'-фазы в сплаве Fe-22Cr

4.3 Кластерный анализ эволюции предвыделений а'- фазы в сплаве Бе-22Сг при облучении ионами железа

4.5 Заключение по главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

БЛАГОДАРНОСТИ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования

В области разработки новых конструкционных материалов в настоящее время значительные усилия сосредоточены на создании теоретических основ и формировании научных подходов, обеспечивающих расширение возможностей компьютерного моделирования, расчетов и проектирования новых типов сплавов и конечных изделий. Крупнейшие программы материаловедения (например, седьмая европейская рамочная программа [1]) нацелены на развитие фундаментальных представлений о процессах в модельных материалах, с использованием многоуровневого моделирования: от атомарного масштаба до расчета характеристик конечных изделий. Одним из направлений таких программ является исследование коррозионностойких сплавов на основе железа с высоким содержанием хрома, широко применяемых как в индустрии конструкционных материалов [2], так и в областях с повышенными требованиями к физико-химическим свойствам готовых изделий. Важной областью применения таких сплавов является атомная энергетика, где планируется их использование в качестве материалов активной зоны реакторов на быстрых нейтронах, материалов первой стенки термоядерных установок и др. [3]. Свойства перспективных сталей, разрабатываемых в последнее время, определяются их структурно-фазовым состоянием на наномасштабах. Они подвержены значительным изменениям даже при малых отклонениях концентраций элементов в исходном составе и зависят от используемых термообработках [4,5]. При их эксплуатации в реакторах под воздействием термического старения и высокоэнергетичных излучений происходит деградация сталей, что связано с существенной перестройкой структуры материала на различных масштабах, вплоть до наномасштабов [6-10]. Таким образом, экспериментальные исследования и модельные расчеты должны проводиться на

всех масштабах, начиная с атомарного, для эффективного решения возникающих задач материаловедения.

Важной задачей в разработке новых высокохромистых сталей является соблюдение баланса между коррозионной стойкостью и стабильностью твердого раствора, которые зависят от содержания хрома. Уже при значениях концентраций Сг свыше 9% твердый раствор Fe-Cr становится пересыщенным и происходит выпадение обогащенной хромом а'-фазы, обедняется матрица, и создаются концентраторы напряжений.

Известно, что в расплавленном состоянии железо и хром неограниченно растворяются друг в друге, однако в твердом растворе существует область метастабильного состояния - двухфазности (miscibility gap), в котором одновременно сосуществуют богатые железом (а) и хромом (а') фазы. Работы по изучению фазового состояния бинарного сплава Fe-Cr стартовали давно и особо активно получили свое развитие в 70-х - 80-х годах с использованием мёссбауэровской спектроскопии, рентгеноструктурного анализа и малоуглового рассеяния нейтронов [11-13]. Однако при низких температурах оба металла имеют ОЦК решетку с разницей параметра всего на 1.5 %. Это сходство, а также близость по физико-химическим свойствам железа и хрома, не позволяют большинству известных методик различить эти элементы в сплаве, особенно на начальных стадиях распада - при малых степенях обогащения новой фазы, что создает сложности для изучения данного твердого раствора.

Развитие исследований фазовой стабильности системы Fe-Cr, а также эволюции микроструктуры состаренного сплава стало возможным благодаря появлению новых методик, которые смогли различать очень близкие фазы на наномасштабе, таких как автоионная микроскопия (АИМ) и атомно-зондовая

томография (АЗТ) [14, 15]. АЗТ в настоящее время получила наибольшее распространение для изучения фазового разделения различных сплавов [16-20].

Развитие в 90-х годах компьютерных расчетов фазовой диаграммы Бе-Сг дало дополнительный толчок экспериментальным исследованиям фазового распада бинарных сплавов Бе-Сг для верификации используемых в расчетах моделей. В 2002 г. стартовала упоминавшаяся выше европейская программа по моделированию радиационных эффектов в материалах термоядерных реакторов [1], целью которой являлось развитие методик компьютерного моделирования и подходов, направленных на обобщение экспериментальных данных о свойствах облученных материалов, а также возможностей для прогнозирования поведения материалов в условиях, еще прошедших экспериментальную проверку. Значительная часть этой программы касалась развитию вычислительных возможностей для прогнозирования изменения механических свойств, упрочнения и охрупчивания, а также изменений в структуре, и исследованию фазовой стабильности сталей и модельных сплавов Бе-Сг при облучении.

В связи с этим последние годы количество экспериментальных исследований сплавов Fe-Cг заметно выросло. В основном используются малоугловое рассеяние нейтронов, атомно-зондовая томография, позитронно-аннигиляционная спектроскопия и просвечивающая электронная микроскопия [21-26]. Для облучения материалов широко используется облучение тяжелыми ионами как имитация каскадного воздействия при облучении нейтронами в реакторах [25, 26].

Известно, что в пересыщенном твердом растворе наблюдаются два механизма распада - спинодальный и, так называемый, механизм зарождения и роста [27]. Положение спинодали уточняется, но для сплавов, содержащих более 24% хрома, был продемонстрирован спинодальный характер распада твердого раствора при

500 °С [15], а для сплава Бе-20Сг - механизм зарождения и роста выделений а'-фазы [28].

По указанным выше причинам в данной работе взят сверхчистый модельный бинарный сплав Бе-22Сг и исследован как при воздействии термического старения, так и облучения тяжелыми ионами с нагревом и без. Область 22 % Сг интересна с одной стороны тем, что она находится в области границы спинодали, где могут проявляться нетривиальные особенности распада твердого раствора, а с другой стороны это содержание близко к содержанию хрома в высокохромистых промышленных конструкционных сталях. Для термического старения с целью ускорения процессов диффузии была взята температура 500 °С, использовавшаяся ранее во многих работах.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние термического старения и облучения на фазовый распад твердого раствора сплава Fe-22Cr»

Цель работы

Целью настоящей работы являлось выявление атомно-масштабных процессов эволюции структурно-фазового состояния высокохромистого сплава Fe-22Cr в широком диапазоне времен высокотемпературного отжига и каскадообразующего облучения.

Для достижения поставленной цели решены следующие задачи:

• Разработана методика высоковакуумного отжига образцов и их последующих исследований методом атомно-зондовой томографии.

• Разработана методика пробоподготовки облученных высокоэнергетичными ионами образцов при помощи двулучевых систем на установке РЭМ-ФИП для их последующих исследований методом атомно-зондовой томографии.

• Проведены исследования исходного гомогенизированного состояния высокохромистого бинарного сплава Fe-22Cr после закалки и отпуска и выполнена калибровка параметров атомно-зондового томографического исследования.

• Проведены томографические атомно-зондовые исследования процессов зарождения и эволюции а'-фазы в высокохромистом бинарном сплаве Ее-22Сг для широкого диапазона времен (до 1200 часов) высокотемпературного отжига при 500 °С.

• Проведены атомно-зондовые исследования эволюции а' -фазы в высокохромистом бинарном сплаве Fe-22Cг, состаренном при 500 °С в течение 50 и 200 часов, и подвергнутого последующему облучению высокоэнергетичными ионами железа (5.6 МэВ Ре2+) при комнатной температуре и при 300 °С.

Научная новизна диссертационного исследования заключается в том, что впервые выявлен и детально описан процесс зарождения а'-фазы в переходной области между двумя типами фазового распада при термическом старении, обнаружены сложная структура образовавшихся зародышей этой фазы и отличие процесса их роста от классической теории. Также выявлен синергетический эффект влияния каскадообразующего облучения и температуры на разные типы образовавшихся выделений новой фазы. Для этого:

• впервые отработана методика пробоподготовки образцов для атомно-зондовой томографии с использованием двулучевых систем для образцов после облучения тяжелыми ионами;

• впервые получены атомно-зондовые данные начальных стадий распада твердого раствора модельного сплава Fe-22Cг в процессе термического старения при 500 °С на различных временах вплоть до 1200 часов;

• впервые обнаружен неклассический механизм фазового распада пересыщенного твердого раствора Fe-22Cr;

• методами томографического атомно-зондового анализа впервые на атомно-масштабном уровне экспериментально продемонстрировано влияние

9

облучения тяжелыми ионами на предвыделения а'-фазы различного размера и обогащения;

• впервые получены экспериментальные данные о влиянии температуры образцов модельного сплава Fe-22Cr при каскадообразующем облучении на эволюцию предвыделений а'-фазы в твердом растворе.

Научная и практическая значимость работы

Рассмотренная в диссертационной работе система Fe-Cr является основой для широко использующихся хромистых сталей, в частности в качестве конструкционных материалов ядерных энергетических установок. Полученные экспериментально результаты и найденные закономерности могут быть использованы как разработчиками сталей для создания и усовершенствования новых сталей, так и для интерпретации данных, полученных с применением модельных расчетов.

Знания о вкладе влияния температуры и каскадного воздействия на систему Fe-Cr, и, в частности, на а'-фазу, необходимы для прогнозирования изменений, происходящих в конструкционных материалах энергетических установок в процессе эксплуатации. Полученные данные позволят расширить базу экспериментальных данных для разработки рекомендаций по повышению ключевых характеристик конструкционных материалов ядерных энергетических установок.

Полученные атомно-масштабные данные представляют большой интерес для многомасштабного компьютерного моделирования системы Fe-Cr, начиная от ab initio, и служат для верификации, уточнения и улучшения разрабатываемых расчетных моделей.

Результаты диссертации использовались в НИР, выполненных при поддержке РФФИ (проект № 16-02-00935), а также являлись частью программного обеспечения, разработанного в НИЦ Курчатовский институт - ИТЭФ, на которое получено «Свидетельство о государственной регистрации ПО для ЭВМ RU 2018661876».

Полученные в данной работе результаты могут быть использованы в различных научных и материаловедческих организациях, таких как НИЦ «Курчатовский институт», АО «Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов имени академика А.А. Бочвара», Институт физики металлов имени М.Н. Михеева УрО РАН и других.

Достоверность полученных результатов и выводов диссертационной работы подтверждается использованием современных методов исследования, в том числе атомно-зондовой томографии, наиболее точного метода анализа наноразмерных образований сложного химического состава, признанием и большим интересом к полученным результатам на международных и российских конференциях, их публикации и цитированием в рецензируемых научных журналах, рекомендованных ВАК РФ и входящих в базы данных Scopus и Web of Science.

Основные положения, выносимые на защиту

• Пересыщенный твердый раствор Fe-22Cr при термическом старении при 500°С на временах до 25 часов распадается по спинодальному механизму, который затем сменяется механизмом зарождения и роста отдельных предвыделений а'-фазы, в которых концентрация хрома возрастает до 80% на временах старения ~ 100 часов;

• Фазовый распад бинарного сплава Fe-22Cr при длительном термическом старении при 500°С на временах до 1200 ч отличается от классического, а

именно - стадия роста зародышей происходит одновременно со стадий коалесценции;

• Облучение состаренного сплава Fe-22Cr, содержащего а'-фазу, ионами

2+

5.6 МэВ Бе до доз ~ 0.6 сна при комнатной температуре приводит к увеличению размеров и обогащению предвыделений а' -фазы по хрому;

• Облучение состаренного сплава Fe-22Cr, содержащего а'-фазу, ионами

9+

5.6 МэВ Бе при одновременном нагреве до 300°С приводит к синергетическому эффекту: происходит растворение выделений а' -фазы, в то же время предвыделения растут и обогащаются по хрому;

• Методика анализа атомно-зондовых данных с учетом наличия различного типа неоднородности состава в исследуемом материале, позволяющая идентифицировать начальные стадии распада твердого раствора, включая спинодальный, а также - отдельные выделения различной формы и обогащения;

• Методика пробоподготовки для атомно-зондовой томографии с использованием двулучевых систем РЭМ-ФИП из образцов, облученных ионами 5.6 МэВ Бе2+.

Апробация работы

Результаты работы представлены на различных международных и российских конференциях: 10-й и 11-й Международный Уральский семинар «Физика радиационных повреждений металлов и сплавов, Кыштым, Россия, 2013, 2015; IX, X, XI, XIII Курчатовская молодежная научная школа, Москва, Россия, 2011, 2012, 2013, 2015; Отраслевой семинар "Физика радиационных повреждений материалов атомной техники", Обнинск, Россия, 2012, 2013; Научная сессия НИЯУ МИФИ

2012, Москва, Россия; Зимняя школа ИТЭФ «Экстремальное состояние вещества» Helmholz-Rosatom School for young scientists at FAIR, Москва, Россия, 2012; Junior Euromat Lausanne, Switzerland, 2012; Школа-конференция «Материалы перспективных реакторных установок», Звенигород, Россия, 2012; XIV Школа молодых ученых «Актуальные проблемы физики», Звенигород, Россия, 2012; Студенческая научно-образовательная программа Исследовательского Центра ФАИР-Россия, Москва, Россия, 2013/2014; 5th School on Atom Probe Tomography, Rouen, France, 2013; International Conference on Atom Probe Tomography and microscopy, Stuttgart, Germany, 2014; XXV Международная конференция «Радиационная физика твердого тела», Севастополь, Россия, 2015; European Atom Probe Tomography Workshop, Oxford, UK, 2016; Молодежная конференция по теоретической и экспериментальной физике НИЦ «Курчатовский институт» -ИТЭФ, Москва, Россия, 2017, 2018, 2019.

Публикации

По теме диссертации опубликовано 23 печатные работы, из них 4 статьи в ведущих рецензируемых научных журналах и изданиях - 3 из Перечня ВАК, имеющие переводные версии, входящие в базу данных Scopus, и еще 1 входит в базы данных Scopus и Web of Science, 19 - в журналах и сборниках трудов конференций, в том числе на английском языке.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из Введения, четырех глав и Заключения. Диссертация изложена на 11 9 страницах машинописного текста, содержит 71 рисунок, 6 таблиц. Список цитированной литературы включает 86 наименований.

Личный вклад автора.

Автор лично и в соавторстве выявил основные атомно-масштабные процессы эволюции структурно-фазового состояния высокохромистого сплава Fe-22Cr в широком диапазоне времен высокотемпературного отжига, а также влияние каскадообразующего облучения на предвыделения а'- фазы. Автор принимал участие в уточнении направления проведения эксперимента. Термическое старение сплава, пробоподготовка для атомно-зондовых исследований, подготовка образцов для тяжелоионного облучения, проведение атомно-зондовых исследований, расшифровка данных и анализ полученных результатов выполнены лично автором. Также автор лично участвовал в подготовке докладов, написании статей по теме диссертации и общении с редакционными коллегиями журналов при рецензировании публикаций.

ГЛАВА 1 РАСПАД ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ Fe-Cr ПРИ ТЕРМИЧЕСКОМ СТАРЕНИИ И ОБЛУЧЕНИИ (ОБЗОР)

1.1 Распад твердого раствора в сплавах Fe-Cr при термическом старении. Фазовая диаграмма.

Стали на основе системы Fe-Cr нашли широкое применение в начале ХХ века благодаря высокой коррозионной стойкости, прочности и высокой твердости.

В расплавленном состоянии железо и хром неограниченно растворяются друг в друге, однако, в твердом растворе существует область метастабильного состояния -двухфазности (miscibility gap), в котором одновременно сосуществуют обогащенные железом (а) и хромом (а') фазы. C 50-х годов 20-го века и по настоящее время обширно изучались детали фазовой диаграммы Fe-Cr (см. например, [29-31]).

Атомы железа и хрома схожи, т.к. они занимают ближайшие места в периодической таблице элементов. Некоторые важные свойства чистого железа и хрома приведены в таблице. 1.1. Как видно, при низких температурах оба металла имеют ОЦК решетку, с разницей параметра решетки всего на 1,5%. Это сходство не позволяет ряду известных методик различить эти элементы в сплаве, особенно на начальных стадиях распада, что создает сложности для изучения данного твердого раствора.

Первые систематические исследования области метастабильности твердого раствора Fe-Cr были опубликованы Уильямсом и Пакстоном [29] в 1957 году (рис.1.1). С помощью измерений микротвердости, сопротивления и магнитных свойств материала было показано, что она широкая и симметричная вблизи максимальной температуры (около 560 °C) при содержании хрома 50-60 ат.% (48-58 масс.%), а затем расширяется до 5-10 ат.% (4.6-9.3 масс.%) Cr в области

обогащения железом (а-фазы) и 90-95 ат.% (89.3-94.6 масс.%) Сг со стороны хрома (а'-фазы) при 300 °С на фазовой диаграмме.

Таблица 1.1. Некоторые свойства чистых металлов: железа и хрома [32]

Свойство Fe &

Атомный номер 26 24

Молярная масса, г/моль 55.8 52.0

Тип кристаллической решетки* ОЦК ОЦК

Теоретический атомный радиус, пм 140 140

Определенный атомный радиус, пм 156 166

Параметр решетки, пм 286.7 291.0

Степени окисления 2,3 -2,-1,1,2,3,4,5,6

Электроотрицательность 1.83 1.66

Модуль Юнга, ГПа 211 279

Коэффициент Пуассона 0.29 0.21

Микротвердость по Виккерсу, МПа 608 1060

* при комнатной температуре

Также в температурном интервале от 700 °С до 400-430 °С образуется интерметаллидная а фаза, которая может одновременно сосуществовать с а и а' фазами, но ее зарождение происходит очень медленно по сравнению с ними [17]. Вследствие этого, некоторые исследователи (см., например [12,30]) пренебрегают ее образованием на промежуточных температурах и расширяют область двухфазности до температур выше эвтектоидной а ^ а + а'.

Отдельно стоит вопрос о кинетике формирования фаз и связанными с этим изменениями физических свойств. В пересыщенном твердом растворе, находящемся в области двухфазности на фазовой диаграмме, наблюдаются два механизма распада - спинодальный и, так называемый, механизм зарождения и роста. В 1971 году Чандра и Шварц [11] вычислили границы спинодали (рис. 1.1). Так как при комнатной температуре обогащенные хромом области парамагнитны, они воспользовались мессбауэровской спектроскопией для отслеживания постепенного развития этих областей (доменов), что позволило разделить механизмы зарождения и спинодального распада. Однако у мессбауэровской спектроскопии есть два недостатка: она не в состоянии дать какую-либо информацию о морфологии выделений и не может отслеживать колебания химического состава, особенно на ранних стадиях фазового разделения.

I &

I

._ Spinodal boundary

.... Miscibility gap

Сг

Рисунок 1.1. Область двухфазности, найденная Уильямсом и Пакстоном, и спинодаль Чандра и Шварца [11].

Бреннер и др. [14] изучали эволюцию микроструктуры сплава Fe-32 ат.% Сг,

состаренного при 470 °С за времена до 11000 часов, используя АИМ и Ш атомно-

зондовую томографию, а также метод измерения микротвердости по Виккерсу. Они

17

отметили, что обогащенные хромом области растут по мере увеличения времени старения. Кроме того, их морфология представляет собой сеть из тонких, неправильной формы вен а'-фазы, пронизывающих весь объем материала (рис. 1.2). Они взаимосвязаны и не было обнаружено их преимущественной ориентации.

Рисунок 1.2. Автоионные изображения сплава Fe-32 ат.% & в исходном состоянии и состаренных при 470 ^ в течение 193, 669 и 10000 часов. Темные области соответствуют а', а светлые - а фазам [14].

Среднее расстояние X между центрами выделений а'-фазы и их средний поперечный размер г растут со временем. Значения X и г определялись, исходя профилей Ш атомного зонда (рис. 1.3) [14]. Видно, что концентрационный профиль даже закаленной (исходной) микроструктуры не является постоянным и имеет отклонения. Бреннер и соавторы показали, что эти результаты соответствуют нормальному биномиальному распределению пересыщенного равномерного твердого раствора.

Fe - 32% Cr Aged at 470°C

Рисунок 1.3. Концентрационные профили 1D атомного зонда для сплава Fe-32 ат.%Сг в закаленном и состаренных состояниях. Каждая точка диаграмм показывает концентрацию хрома в элементе объема материала 0.8 нм в толщину и 1 нм в диаметре, содержащем 30-50 атомов [14].

Другой важный результат состоит в том, что, хотя состав областей а'-фазы достиг равновесного постоянного состава примерно через 670 часов, их средний поперечный размер продолжал расти на протяжении всего времени исследования -до 11000 часов (рис. 1.4), хотя скорость роста была невелика. Кроме того, изотропное распределение областей а'-фазы показывает, что упругая деформация между фазами невелика; что в дальнейшем экспериментально исследовали и доказали Спунер и Брундаж [33] с помощью малоуглового рассеяния нейтронов (МУРН).

Distance, A

Time, h

Рисунок 1.4. Среднее расстояние X между центрами выделений а'-фазы и их средний поперечный размер r [А] в зависимости от времени старения [ч] сплава Fe-32 ат.%Сг [14].

Низкое значение межфазной энергии и малой деформации между областями а и а' может быть объяснено сходством между атомами железа и хрома. Тем не менее, следует отметить, что, несмотря на малое несоответствие между а и а' фазами, поле упругих деформаций на границе раздела уменьшает подвижность дислокаций и, следовательно, повышается твердость и снижается пластичность (рис. 1.5).

Hardness, H

Time, h

Рисунок 1.5. Зависимость микротвердости [МПа] сплава Fe-32 ат.% Сг от времени старения (ч) при 470 °С [14].

Из полученных экспериментальных данных Бреннер и соавторы [14] сделали вывод, что сплав Бе-32 ат.%Сг находится в области спинодального распада при 470 °С. С точки зрения построения фазовой диаграммы Fe-Cг, это было самым важным результатом данного исследования.

В 1982 году последней версией Fe-Cг фазовой диаграммы был результат работы Кубашевского [12] (рис. 1.6а). Позже, Андерссон и Сундман [30], оптимизировали все имеющиеся экспериментальные данные до 1987 года и построили еще один вариант диаграммы. Он довольно сильно отличался от предположения Кубашевского. Однако, в обеих работах авторы не дали никаких комментариев по поводу линии спинодали, что может быть связано с тем, что она не является частью фазовой диаграммы. Рис. 1.6а и 1.6б также содержат результаты исследования Дубеля и Индена [13], которое было направлено на дальнейшее описание линии области двухфазности, и эвтектоидной температуры реакции а ^ а + а'.

1100

900

-1 700

500

а / \ и

V

г ■■ / м • /м.1 713

а * \

а)

0.2

0.1 0.6 0.8 то1еЛгас1юп Сг

900

700

500

Ъ)

0.2

о.; о.б 0.8 ю то1е-(гас1юп Сг

Рисунок 1.6. Фазовая диаграмма Бе-Сг (а) Кубашевского и (б) Андерссона и Сундмана. Цифрами обозначен начальный состав сплавов, состаренных Дубелем и Инденом. Горизонтальные полосы соответствуют составам фаз а и а', измеренным мессбауэровской спектроскопией. Эти полосы обозначают границу двухфазности [13].

В работе [13] выполнялось старение от 2 до 11 лет при 460, 500 и 510 °С бинарных сплавов железа с 15, 20, 48 и 70 ат.% Сг и определялся химический состав фаз а и а'-фаз с использованием мессбауэровской спектроскопии. При старении при

500 °С полностью ферритной структуры даже через 4 года не найдено образований а фазы. Также был отожжен образец 48 ат.% Сг, состоящий из 100% а фазы, предварительно состаренной, и не были обнаружены какие-либо превращения после 2 лет старения при 510 °С. Авторы предсказали, что эвтектоидная температура лежит в пределах 500-532 °С, что и являлось результатом их исследования.

С появлением АИМ и атомно-зондовой томографии исследования распада оказались достаточно успешными, и вызывали интерес у большего количества различных исследователей. Для обеспечения экспериментальными данными верифицируемых моделей, полученных с помощью компьютерного моделирования, Миллер и соавторы [15] применили атомно-зондовую автоионную микроскопию (АЗАИМ) и измерение микротвердости для исследования серии сплавов, содержащих 17, 19, 24, 32 и 45 ат.% Сг, состаренных при 400-650 °С для времен до 1000 часов. Одним из результатов анализа состаренной микроструктуры с помощью атомно-зондовой автоионной микроскопии является то, что только в образце с 24% Сг найдены изолированные выделения, в то время в образце с 32% Сг была обнаружена структура «вен». Причина данного различия - различные механизмы распада твердого раствора. Авторы сообщают, что граница спинодали при 500 °С должна лежать между 24 и 32 ат.% Сг. Эта работа в основном была посвящена исследованию эволюции размеров и состава доменов а и а', а также их взаимного расположения. Рис. 1.7 показывает эволюцию микроструктуры Fe-45 ат.% Сг сплава, состаренного при 500 °С в течение различных времен. Очевиден эффект увеличения степени разделения фаз с длительностью времени старения. Тем не менее, количественный анализ только АИМ результатов не надежен. С другой стороны, по составу профилей Ш атомного зонда возможно определить изменения распределения хрома (рис.1.8). Измеренная Миллером и соавторами длина волны

концентрационных модуляций находится в промежутке от 2 до 4 нм для 45% Сг сплава, которая соответствует результатам, полученным Бреннером.

а)

с)

d)

Рисунок 1.7. Автоионные изображения сплава Fe-45 ат.% Cr, состаренного при 500 °C в течение (a) 4, (b) 24, (c) 100 и (d) 500 часов, где темные области соответствуют а и светлые а' фазам [15].

Рисунок 1.8. Концентрационные профили сплава Fe-45 ат.% О", состаренного при 500 °С для двух различных времен 24 ч (а) и 500 ч (Ь), полученные с помощью энергоскомпенсированного атомного зонда [15]. Размер каждого блока, в котором определялась концентрация - 33 иона.

Результаты испытания на твердость приведены на рис.1.9. Заметны два эффекта: повышение твердости, как при увеличении времени старения, так и при повышении содержания Сг. Авторы связывали это с увеличением доли фазы а' фазы.

Рисунок 1.9. Зависимость микротвердости по Виккерсу [МПа] от времени старения [ч] при 500 °С для сплавов с 24, 32 и 45 ат.% Сг [15].

Позже Окано с соавторами [34] исследовали сплав Бе-75% Сг, состаренный при 500 °С в течении 2600 ч. Предполагаемый механизм распада отвечает зарождению и росту выделений: в образцах присутствуют 4 нм большие частицы, содержащие 80% железа и находящиеся в обогащенной хромом матрице, содержащей 10% железа. Это хорошо согласуется с существующими фазовыми диаграммами.

Таким образом, показано, что АЗАИМ может быть использована для изучения фазового распада в бинарных системах Бе-Сг, а также для определения степени влияния различных параметров (состав, температура и т.д.) на наноструктуру. Это положило начало широкого использования атомно-зондовая томографии для исследования фазового распада в различных системах Бе-Сг. При этом вместо автоионных изображений в настоящее время используются томографические атомные карты.

В 1998 году Чеслак и Дубель [35] утверждали, что можно различать механизмы фазового разделения, такие как, механизм зарождения и роста и механизм

спинодального распада, с помощью мессбауэровской спектроскопии и пришли к выводу, что при 415 °С спинодаль лежит между 16 и 19.2 ат.% Сг.

В настоящее время большое число исследований фазовой диаграммы посвящены согласованию экспериментальных данных с компьютерными расчетами (рис. 1.10).

СотрозНгог [та5з% ' ¡г]

О 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

2000!-—^-Н-Н-г!-тУ--г1-г1-г'->--

Рисунок 1.10. Расчетная фазовая диаграмма для системы Бе-Сг Андерссона и Сундмана [30].

В 2009 г. Саид Бахшейки [36] исследовал сплавы от 10 до 55 масс.% Сг (через каждые пять процентов), состаренные при 400, 500 и 600 °С в течение различных временных периодов от 30 мин до 1500 часов. Измерялась микротвердость по Виккерсу, а затем выбранные образцы изучались с помощью просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Получено, что в бинарном твердом растворе железа и хрома, твердость сплава увеличивается с увеличением содержания Сг до 55 масс.%.

Рисунок 1.11. Изменение микротвердости [МПа] по Виккерсу по шкале НУ0.1 (нагрузка 0.9807 Н) образцов с различным содержанием хрома после различных времен термического старения при 400 °С.

При 400 °С твердость заметно не увеличивается до 1500 часов (рис. 1.11) - это означает, что никакого разделения фаз при помощи метода измерения микротвердости не обнаружено. При 500 °С для сплава 10 масс.% Сг не обнаружено упрочнение при исследованных временах до 500 ч (рис. 1.12). Тем не менее, в сплавах, содержащих 15 масс.% Сг и выше, проявляется разделение фаз (рис. 1.13).

500 -.

450 т Т

50 -

0 -I-т-т-т-т-т-

0 10 20 30 40 50 60

С г

Рисунок 1.12. Изменение микротвердости [МПа] по Виккерсу по шкале НУ0.1 (нагрузка 0.9807 Н) образцов с различным содержанием хрома после различных времен термического старения при 500 °С

По мнению авторов, распад сплавов от 15 до 25 мас.% Сг при 500 °С идет по механизму зарождения и роста, в то время как сплавы с 35 мас.% Сг и выше распадаются по спинодальному механизму.

Рисунок 1.13. Изменение микротвердости [МПа] по Виккерсу по шкале ИУ0.1 (нагрузка 0.9807 Н) образцов с различным содержанием хрома от времени термического старения при 500 °С

В области двухфазности при 500 °С увеличение содержания Сг до 40 масс.%, как правило, сопровождается увеличением скорости распада, но с 45% Сг и далее наблюдается тенденция к снижению. Это свидетельствует о том, что центр спинодали при 500 ° лежит между 40 и 45% Сг, другими словами, спинодальный распад начинается до 50% Сг. Для составов внутри спинодали системы Fe-Cг твердость монотонно возрастает до 200 часов.

При исследовании методом ПЭМ после 10 часов при 500 °С нет резкого контраста областей (рис.1.14а), но такой эффект наблюдается после 100 часов старения при этой температуре (рис.1.14Ь). Это различие усиливается с увеличением времени старения, в то время как наблюдаемый размер области, которая составляет около 5-10 нм, не изменяется (рис.1.14с).

Рисунок 1.14. ПЭМ-изображение сплава1 Бе-35 масс.% Сг, состаренного при 500 °С в течение а) 10, Ь) 100 и с) 200 часов.

Модуляций контраста, являющихся характерным отличием спинодального распада, не было обнаружено в сплаве Fe-25 масс.% состаренном в течение 200 часов, однако, в нем обнаружены мелкие частицы размером около 10 нм (рис.1.15).

Рисунок 1.15. ПЭМ-изображение сплава Бе-25 мас.% Сг, состаренного при

500 °С в течение 200 часов.

При 600 °С методом измерения микротвердости не наблюдалось фазового разделения до 24 часов (рис.1.16). Этот эксперимент указывает, что эта температура находится вне области двухфазности для сплавов, содержащих 35 масс.% Сг и менее.

Рисунок 1.16. Изменение микротвердости [МПа] по Виккерсу по шкале ИУ0.1 (нагрузка 0.9807 Н) образцов с различным содержанием хрома от времени термического старения при 600 °С.

Итак, было показано, что метод измерения микротвердости может показать признаки разделения фаз для сплавов, находящихся глубоко внутри области двухфазности. В области его границ нужны более чувствительные методики.

В 2009 г. Пареж и др. [37] представили результаты количественного исследования фазового разделения в сплаве Бе-20 ат.% Сг при термическом старении при температуре 500 °С, проведенного при помощи томографического атомного зонда. Они показали, что содержание хрома в а' фазе не подчиняется описанию классического механизма зарождения. Линейная зависимость роста куба среднего радиуса частицы наблюдается с 50 ч старения (рис. 1.17а), тогда как объемная доля второй фазы не превышает 8% (рис.1.17б).

812h

18 16 14 12

™E 10 S 8

C5

IOC 6 4 2 О

О 1x106 2x106 3x10е ageing time (s)

1067h

480h

240h

15011,-''

V 100h

4x10°

о , га 4

ч—

CD

J 2H

о >

I8l2h

i1067h

I480h

t

150h

100h £

50h

I240h

6)

1x10 2x10 3x10 ageing time (s)

4x10°

Рисунок 1.17. Зависимость куба среднего радиуса (а) и объемной доли а'-фазы (Ь) при термическом старении сплава Бе-20 ат.% Сг при 500 °С от времени старения [37].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Корчуганова Олеся Алексеевна, 2020 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Dudarev S. The EU programme for modelling radiation effects in fusion reactor materials: An overview of recent advances and future goals / Dudarev S., Boutard J., Lasser R., Caturla M., Derlet P., Fivel M., et al. // Journal of Nuclear Materials. — 2009. — V. 386-388. — P.1-7.

2. Бескоровайный Н.М. Конструкционные материалы ядерных реакторов. /

H. М. Бескоровайный, Б. А. Калин, П. А. Платонов, И. И. Чернов — М.: Энергоатомиздат, 1995. — 704 с.

3. Klueh R.L. Ferritic/martensitic steels for next-generation reactors / R.L. Klueh, A.T. Nelson // Journal of Nuclear Materials. — 2007. — V. 371. — P.37-52.

4. Alberry P.J. Interdiffusion of Cr, Mo, and W in iron / P.J. Alberry, C.W. Haworth // Metal Science. — 1974. — V. 8. — I. 1. — P.407-412.

5. Pareige C. Behaviour of P, Si, Ni impurities and Cr in self-ion irradiated Fe-Cr alloys e comparison to neutron irradiation / C. Pareige, V. Kuksenko, P. Pareige // Journal of Nuclear Materials. — 2015. — V. 456. — P.471-476.

6. Gelles D.S. Microstructural examination of several commercial alloys neutron irradiated to 100 dpa / D.S. Gelles // Journal of Nuclear Materials. — 1987. — V. 148. —

I. 2. — P.136-144.

7. Kai J.J. Microstructural analysis of neutron-irradiated martensitic steels / J.J. Kai, R.L. Klueh // Journal of Nuclear Materials. — 1996. — V. 230. — I. 2. — P.116-123.

8. Porollo S.I. The microstructure and tensile properties of Fe-Cr alloys after neutron irradiation at 400 °C to 5.5-7.1 dpa / S.I. Porollo, A.M. Dvoriashin, A.N. Vorobyev, Yu.V. Konobeev // Journal of Nuclear Materials. — 1998. — V. 256. — I. 2-3. — P.247-253.

9. Dubuisson P. Microstructural evolution of ferritic-martensitic steels irradiated in the fast breeder reactor Phoenix / P. Dubuisson, D. Gilbon, J.L. Seran // Journal of Nuclear Materials. — 1993. — V. 205. — P.178-189.

10. Anderoglu O. Phase stability of an HT-9 duct irradiated in FFTF / O. Anderoglu, J. Van den Bosch, P. Hosemann, E. Stergar, B.H. Sencer, et al. // Journal of Nuclear Materials. — 2012. — V. 430. — I. 1-3. — P.194-204.

11. Chandra D. Mössbauer effect study on the 475 °C decomposition of Fe-Cr / D. Chandra, L. Schwartz // Metallurgical Transactions. — 1971. — V. 2. — No.9. — P.511-519.

12. Kubaschewski O. Iron Binary Phase Diagrams / O. Kubaschewski — Berlin: Springer, 1982. — 185 p.

13. Dubiel S. M. On the Miscibility Gap in the Fe-Cr System: A Mössbauer Study on the Long Term Annealed Alloys / S. M. Dubiel, G. Inden // Zeitschrift fuer Metallkunde/Materials Research and Advanced Techniques. — 1987. — V. 78. — I. 8. — P.544-549.

14. Brenner S. S. Spinodal Decomposition of a Fe-32 at. % Cr at 470 °C / S. S. Brenner, M. K. Miller, W. A. Soffa // Scripta Metallurgica — 1982. — V. 16. — P.831-836.

15. Miller M. K. Spinodal Decomposition in Fe-Cr alloys: Experimental Study at the Atomic Level and Comparison with Computer Models-1: Introduction and Methodology / M. K. Miller, J. M. Hyde, M. G. Hetherington, A. Cerezeo, G. D. W. Smith, C. M. Elliot // Acta Metallurgica et Materialia. — 1995. — V. 43. — No.9. — P.3385-3401.

16. Cerezo A. Performance of an energy-compensated three-dimensional atom probe / Cerezo A., Godfrey T.J., Sijbrandij S.J., Smith G.D.W., Warren P.J. // Review of Scientific Instruments. — 1998. — V. 69 — P. 49.

17. Danoix F. Atom Probe Studies of the Fe-Cr System and Stainless steels Aged at Intermediate Temperature: A Review / F. Danoix, P. Auger // Materials Characterization. — 2000. — V. 44 — P. 177-201.

18. Kuksenko V. Effect of neutron-irradiation on the microstructure of a Fe-12 at. % Cr alloy / V. Kuksenko, C. Pareige, C. Genevois, F. Cuvilly, M. Roussel, P. Pareige // Journal of Nuclear Materials. — 2011. — V. 415. — P.61-66.

19. Chen W.Y. Atom probe study of irradiation-enhanced a0 precipitation in neutron-irradiated Fe-Cr model alloys / W.Y. Chen, Y. Miao, Y. Wub, C. A. Tomchik, K. Mo, J. Gan, et al. // Journal of Nuclear Materials. — 2015. — V. 462. — P.242-249.

20. Briggs S.A. A combined APT and SANS investigation of a'-phase precipitation in neutron-irradiated model FeCrAl alloys / S.A. Briggs, P. D. Edmondson, K. C. Littrell, Y. Yamamoto, et al. // Acta Materialia. — 2017. — V. 129. — P.217-228.

21. Ulbricht A. SANS investigation of a neutron-irradiated Fe-9 at % Cr alloy / A. Ulbricht, C. Heintze, F. Bergner, H. Eckerlebe // Journal of Nuclear Materials. — 2010. — V. 407. — P.29-33.

22. Heintze C. The microstructure of neutron-irradiated Fe-Cr alloys: A small-angle neutron scattering study / C. Heintze, F. Bergner, A. Ulbricht, H. Eckerlebe // Journal of Nuclear Materials. — 2011. — V. 409. — P.106-111.

23. Kuksenko V. Cr precipitation in neutron irradiated industrial purity Fe-Cr model alloys / V. Kuksenko, C. Pareige, P. Pareige // Journal of Nuclear Materials. — 2013. — V. 432. — P.160-165.

24. Lambrecht M. Positron annihilation spectroscopy on binary Fe-Cr alloys and ferritic/martensitic steels after neutron irradiation / M. Lambrecht, L. Malerba // Acta Materialia. — 2011. — V. 59. — P.6547-6555.

25. Rogozhkin S. V. Nanostructure evolution in ODS Eurofer steel under irradiation up to 32 dpa / S. V. Rogozhkin, N. N. Orlov, A. A. Aleev, A. G. Zaluzhnyi, M. A. Kozodaev et al. // The Physics of Metals and Metallography. — 2015. — V. 116. — I. 1. — P.72-78.

26. Hardie C. D. Nanoindentation of model Fe-Cr alloys with self-ion irradiation / C. D. Hardie, S. G. Roberts // Journal of Nuclear Materials. — 2013. — V. 433. — P.174-179.

27. Нечаев В.В. Физическое материаловедение, Том 2. Основы материаловедения / В. В. Нечаев, Е. А. Смирнов, С. А. Кохтев, Б. А. Калин, А. А. Полянский, В. И. Стаценко; под общ. ред. Б.А. Калина — М.: МИФИ, 2007. — 608 с.

28. Pareige C. Kinetic study of phase transformation in a highly concentrated Fe-Cr alloy: Monte Carlo simulation versus experiments / C. Pareige, M. Roussel, S. Novy, V. Kuksenko, P. Olsson, C. Domain, P. Pareige // Acta Metallurgica et Materialia — 2011. — V. 59. — P.2404-2411.

29. Williams R. O. The Nature of Aging of Binary Iron-Chromium Alloys Around 500 °C / R. O. Williams, H. W. Paxton // Journal of the Iron and Steel Institute — 1957. — V. 3. — P.358-374.

30. Andersson J. O. Thermodynamic properties of the Cr-Fe system / J. O. Andersson, B. Sundman // Calphad. — 1987. — V. 11. — P.83-92.

31. Dahlstrom A. An experimental assessment of the a - a' miscibility gap in Fe-Cr / A. Dahlstrom, F. Danoix, P. Hedström, J. Odqvist, H. Zapolsky // Proceedings of TMS 2017 146th Annual Meeting & Exhibition Supplemental. — 2017. — P. 711-718.

32. www.webelements.org , 2009.08.05

33. Isotropy of Spinodal Decomposition in Fe-30at% Cr / S. Spooner, W. E. Brundage // Scripta Metallurgica. — 1983. — V. 17. — P.831-574.

34. Okano R. Magnetoresistance and phase decomposition in Cr-Fe bulk alloys / R. Okano, K. Hono, K. Tukanashi, H. Fujimori, T. Sakurai // Journal of Applied Physics. — 1995. — V. 77 — P.5843-5849.

35. Cieslak J. Mössbauer-effect study of the phase separation in the Fe-Cr system / J. Cieslak, S. M. Dubiel, B. Sepiol // Journal of Physics: Condensed Matter. — 2000. — V. 12. — P.6709-6717.

36. Baghsheikhi S. Spinodal decomposition in the binary Fe-Cr system: master's degree project / Baghsheikhi Saeed. — Stockholm, 2009. — 41 p.

37. Novy S. Atomic scale analysis and phase separation understanding in a thermally aged Fe-20 at.%Cr alloy / S. Novy, P. Pareige, C. Pareige // Journal of Nuclear Materials. — 2009. — V. 384. — I. 2. — P.96-102.

38. Huse D. Corrections to late-stage behavior in spinodal decomposition: Lifshitz-Slyozov scaling and Monte Carlo simulations / D. Huse // Physical Review B.

— 1986. — V. 34. — P.7845-7850.

39. Лифшиц Е. М. О кинетике диффузионного распада пересыщенных твердых растворов / Е. М. Лифшиц, В. В. Слезов // Журнал экспериментальной и теоретической физики. — 1958. — В. 2. — №. 8. — С. 479-492.

40. Bowen A.W. Solute diffusion in alpha- and gamma-iron / A.W. Bowen, G.M. Leak // Metallurgical Transactions. — 1970. — V. 1. — I. 6. — P.1695-1700.

41. Braun R. Diffusion of chromium in a-iron / R. Braun, M. Feller-Kniepmeier // Physica Status Solidi. — 1985. — V. 90. — I. 2. — P.553-561.

42. Bonny, G. On the a-a' miscibility gap of Fe-Cr alloys / G. Bonny, D. Terentyev, L. Malerba // Scripta Materialia. — 2008. — V. 59, I. 11. — P. 1193-1196.

43. Martinez E. Decomposition kinetics of Fe-Cr solid solutions during thermal aging / E. Martinez, O. Senninger, C. Fu, F. Soisson // Phys. Rev. B. — 2012. — V. 86.

— 224109.

44. Zhou J. Quantitative evaluation of spinodal decomposition in Fe-Cr by atom probe tomography and radial distribution function analysis / J. Zhou, J. Odqvist, M. Thuvander, P. Hedström // Microscopy and Microanalysis. — 2013. — V. 19. — I. 3.

— P. 665-675.

45. Hedström P. The 475 °C embrittlement in Fe-20Cr and Fe-20Cr-X (X^Ni, Cu, Mn) alloys studied by mechanical testing and atom probe tomography / P. Hedström, F. Huyan, J. Zhou, S. Wessman, M. Thuvander, J. Odqvist // Materials Science & Engineering. — 2013. — A574. — P. 123-129.

46. Grobner P.J. The 885 °F (475 °C) embrittlement of ferritic stainless steels / P.J. Grobner // Metallurgical Transactions. — 1973. — V. 4. — I. 1. — P.251-260.

47. Mathon M.H. A SANS investigation of the irradiation-enhanced a-a' phases separation in 7-12 Cr martensitic steels / M.H. Mathon, Y. de Carlan, G. Geoffroy, X. Averty, A. Alamo, C.H. de Novion // Journal of Nuclear Materials. — 2009. — V. 312. — I. 2-3. — P.236-248.

48. Bachhav M. a' precipitation in neutron irradiated Fe-Cr alloys / M. Bachhav, G. R. Odette, E.A. Marquis // Scripta Materialia. — 2014. — V. 74. — P. 48-51.

49. Edmondson P.D. Irradiation-enhanced a' precipitation in model FeCrAl alloys / P.D. Edmondson, S. A. Briggs, Y. Yamamoto, R. H. Howard, K. Sridharan, K. A. Terrani, K. G. Fielda // Scripta Materialia. — 2016. — V. 116. — P. 112-116.

50. Griffin R.D. Phase stability of a manganese-stabilized low-activation martensitic steel / R.D. Griffin, D.S. Gelles, R.A. Dodd, G.L. Kulcinski // Journal of Nuclear Materials. — 1991. — V. 179. — P. 714-717.

51. Miller M.K. Effect of neutron-irradiation on the spinodal decomposition of Fe-32% Cr model alloy / M.K. Miller, R.E. Stoller, K.F. Russell // Journal of Nuclear Materials. — 1996. — V. 230. — I. 3. — 219-225.

52. Gelles D.S. Void swelling in binary Fe-Cr alloys at 200 dpa / D. S. Gelles // Journal of Nuclear Materials. — 1994. — V. 225. — P. 163-174.

53. Bergner F. Critical assessment of Cr-rich precipitates in neutron irradiated Fe-12at%Cr: comparison of SANS and APT / F. Bergner, C. Pareige, V. Kuksenko,

L. Malerba, P. Pareige, A.Ulbricht, A.Wagner // Journal of Nuclear Materials. — 2013. — V. 442. — I. 1-3. — P. 463-469.

54. Tzou T. T. On the mechanism of field evaporation / T. T. Tzou // Surface Science. — 1968. — V. 10. — I. 1. — P. 102-117.

55. Miller M.K. Local magnification effects in the atom probe / M.K. Miller, M.G. Hetherington // Surface Science. — 1991. — V. 246. — I. 1-3. — P. 442-449.

56. Morley A. Determining the composition of small features in atom probe: bcc Cu-rich precipitates in an Fe-rich matrix / A. Morley, G. Sha, S. Hirosawa, A. Cerezo, G. D. W. Smith // Ultramicroscopy. — 2009. — V. 109. — I. 5. — P. 535-540.

57. Рогожкин С. В. Атомно-зондовые исследования радиационно-индуцированных сегрегаций в ферритно-мартенситной стали Eurofer97, облученной в реакторе Б0Р-60 / С. В. Рогожкин, А. А. Никитин, А. А. Алеев, А.Б. Германов, А. Г. Залужный // Перспективные материалы. — 2012. — №. 5. — С. 45-52.

58. Rogozhkin S. Evolution of microstructure in advanced ferritic-martensitic steels under irradiation: the origin of low temperature radiation embrittlement / S. Rogozhkin, A. Nikitin, N. Orlov, A. Bogachev, O. Korchuganova, A. Aleev, A. Zaluzhnyi, T. Kulevoy, R. Lindau, A. Möslang, P. Vladimirov. // MRS Advances. — 2017. — V. 2. — No. 21-22 (Energy and Sustainability). — P. 1143-1155.

59. Fujii K. Effects of radiation on spinodal decomposition of ferrite in duplex stainless steel / K. Fujii, K. Fukuya // Journal of Nuclear Materials. — 2013. — V. 440. — P. 612-616.

60. Tissot O. Kinetics of a' precipitation in an electron-irradiated Fe15Cr alloy / O. Tissot, C. Pareige, E. Meslin, B. Decamps, J. Henry // Scripta Materialia. — 2016. — V. 122. — P. 31-35.

61. Jiao Z.J. Phase stability in proton and heavy ion irradiated ferritic-martensitic alloys / Z.J. Jiao, V. Shankar, G.S. Was // Journal of Nuclear Materials. — 2011. — V. 419. — P. 52-62.

62. Was G. S. Fundamentals of Radiation Materials Science: Metals and Alloys / G.S. Was — New York: Springer, 2007. — 827 p.

63. Soisson F. Radiation-accelerated precipitation in Fe-Cr alloys / F. Soisson, T. Jourdan // Acta Materialia. — 2016. — V. 103. — P. 870-881.

64. Odette G.R. On the effect of dose rate on irradiation hardening of RPV steels / G.R. Odette, T. Yamamoto, D. Klingensmith // Philosophical Magazine. — 2005.

— V. 85. — I. 4-7. — P. 779-797.

65. Odette G.R. Predictive reactor pressure vessel steel irradiation embrittlement models: Issues and opportunities / G.R. Odette, R.K. Nanstad // JOM: Journal of the Minerals, Metals, and Materials Society. — 2009. — V. 61. — P. 17-23.

66. Ke H. Thermodynamic and kinetic modeling of Mn-Ni-Si precipitates in low-Cu reactor pressure vessel steels / H. Ke, P. Wells, P.D. Edmondson, N. Almirall, L. Barnard, G.R. Odette, D. Morgan // Acta Materialia. — 2017. — V. 138. — P. 10-26.

67. Reese E. Dose rate dependence of Cr precipitation in an ion-irradiated Fe-18Cr alloy / E. Reese, N. Almirall, T. Yamamoto, S. Tumey, G. R. Odette, E. A. Marquis // Scripta Materialia. — 2018. — V. 146. — P. 213-217.

68. Xiong W. Phase equilibria and thermodynamic properties in the Fe-Cr system / W. Xiong, M. Selleby , Q. Chen , J. Odqvist, Y. Du // Critical Reviews in Solid State and Materials Sciences. — 2010. — V. 35. — I. 2. — P. 125-152.

69. Львов П.Е. Термодинамика и кинетика образования наноразмерных выделений вторых фаз: дис. докт. физ.-мат. наук : 01.04.07 / П. Е. Львов. — Ульяновск, 2018. — 333 с.

70. Nikolaev A.L. Stage I of recovery in 5 MeV electron-irradiated iron and iron-chromium alloys: the effect of small cascades, migration of di-interstitials and mixed dumbbells / A. L. Nikolaev // Journal of Physics: Condensed Matter. — 1999. — V. 11.

— P. 8633-8644.

71. Nikolaev A.L. On the interaction between radiation-induced defects and foreign interstitial atoms in a-iron / A.L. Nikolaev, T.E. Kurennykh // Journal of Nuclear Materials. — 2011. — V. 414. — P. 374-381.

72. Выходец В.Б. Исследование содержания газовых примесей и углерода в титановых сплавах методом ядерного микроанализа / В.Б. Выходец, Т.Е. Куренных, И.Ш. Трахтенберг, Н.Ю. Таренкова // Физика металлов и металловедение. — 2006.

— №. 101. — С. 292—300.

73. Nikolaev A.L., Specificity of stage III in electron-irradiated Fe-Cr alloys. Philosophical Magazine. — 2007. — V. 87. — № 31. — P. 4847-4874.

74. Druzhkov A.P. Effects of solute atoms on evolution of vacancy defects in electron-irradiated Fe-Cr-based alloys / A.P. Druzhkov, A. L. Nikolaev // Journal of Nuclear Materials. — 2011. — V. 408. — P. 194-200.

75. Yamaguchi Y. The study of quantitativeness in atom probe analysis of alloying elements in steel / Y. Yamaguchi, J. Takahashi, K. Kawakami // Ultramicroscopy. — 2009. — V. 109. — P. 541-544.

76. Jublot M. Sample preparation by focused ion beam micromachining for transmission electron microscopy imaging in front-view / M. Jublot, M. Texier // Micron.

— 2014. — V. 56. — P. 63-67.

77. Хорошилов В.В. Прецизионная подготовка образцов для атомно-зондовой томографии с помощью фокусированного ионного пучка в РЭМ /

B. В. Хорошилов, О. А. Корчуганова, А. А. Лукьянчук, О.А. Разницын, А.А. Алеев,

C.В. Рогожкин // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. — 2018. — № 1. — С.101-108. On the Precision Preparation of Samples for Atom Probe Tomography Using a Focused Ion Beam in a SEM / Khoroshilov V.V., Korchuganova O.A., Lukyanchuk A.A., Raznitsyn O.A., Aleev A.A., Rogozhkin S.V. // Journal of Surface Investigation: X-ray, Synchrotron and Neutron Techniques. — 2018.

— V. 12. — No. 1. — P. 87-93.

78. Miller M.K. Atom probe tomography: Analysis at the atomic level / M. K. Miller. — US: Kluwer Academic/Plenum Publishers, 2000. — 239 p.

79. Паташинский А.З. Теория релаксации метастабильных состояний / А. З. Паташинский, Б.И. Шумило // Журнал теоретической и экспериментальной физики. — 1979. — В. 77. — №. 4. — С. 1417-1431.

80. Devyatko Y.N. Theory of the kinetics of nucleation in adsorbing layer: the approach based on the relaxation of order parameter field / Y. N. Devyatko, S. V. Rogozhkin, B. A. Fedotov // Surface Science. — 1996. — V. 345. — P. 138-154.

81. Hellman O. C. Analysis of Three-dimensional Atom-probe Data by the Proximity Histogram / O. C. Hellman, J.A. Vandenbroucke, J. Rusing, D. Isheim, D. N. Seidman // Microscopy and Microanalysis. — 2000. — V. 6. — I. 5. — P. 437444.

82. Philippe T. Clustering and pair correlation function in atom probe tomography / T. Philippe, S. Duguay, D. Blavette // Ultramicroscopy. — 2010. — V. 110. — No. 7. — P. 862-865.

83. Rogozhkin S.V. Atom probe study of radiation induced precipitates in Eurofer97 ferritic-martensitic steel irradiated in B0R-60 reactor / S.V. Rogozhkin, A.A. Nikitin, A.A. Aleev, A.B. Germanov, A.G. Zaluzhnyi // Inorganic Materials: Applied Research. — 2013. — V. 4. — P. 112-118.

84. Корчуганова О.А. Кинетика зарождения а' фазы при термическом старении сплава Fe-22%Cr / Корчуганова О.А., Алеев А.А., Рогожкин С.В. // Перспективные материалы. — 2015. — № 12. — С. 34-39. Kinetics of а'-phase nucleation during thermal aging of Fe-22% Cr alloy / Korchuganova O., Aleev A., Rogozhkin S. // Inorganic Materials: Applied Research. — 2016. — V. 7. — № 2. — P.210-213.

85. Корчуганова О.А. Кинетика роста и коагуляции а' фазы при термическом старении сплава Fe-22%Cr / Корчуганова О.А., Алеев А.А.,

Рогожкин С. В. // Перспективные материалы. — 2016. — № 2. — С. 17-22. Kinetics of а'-phase growth and coagulation under thermal aging of Fe-22% Cr alloy / Korchuganova O., Aleev A., Rogozhkin S. // Inorganic Materials: Applied Research. — 2016. — V. 7. — №5. — P.704-707.

86. Korchuganova O. Microstructural evolution of Fe-22%Cr model alloy under thermal ageing and ion irradiation conditions studied by atomic probe tomography / O. Korchuganova, A. Aleev, S. Rogozhkin, M. Thuvander, T. Boll, T. Kulevoy // Journal of Nuclear Materials. — 2016. — V. 477. — P.172-177.