Получение сплавов железа с ультрадисперсными частицами оксидов

Размещено на http://www.allbest.ru/

22

Размещено на http://www.allbest.ru/

Курсовая работа

Получение сплавов железа

с ультрадисперсными частицами оксидов

СОДЕРЖАНИЕ

Введение

1. Аналитический обзор

1.1 Используемые и перспективные материалы ядерных энергетических установок

1.2 Особенности холодной консолидации порошковых материалов

2. Экспериментальная часть

2.1 Использованные материалы и получение образцов

2.2 Экспериментальные результаты плавки и коррозии

3. Основные результаты работы и выводы

Литература

ВВЕДЕНИЕ

В соответствии с оценками Международного энергетического агентства потребление энергии в мире в последние десятилетия росло со скоростью 3% в год. Примерно такой же рост ожидается и в 21 веке. Определяющими факторами в использовании различных источников энергии выступают запасы энергоресурсов, экономические показатели и экологические последствия их использования.

Ядерная энергетика является важной составной частью производства электроэнергии, в настоящее время переживающей так называемый ядерный ренессанс. В 21 столетии во многих странах мира прогнозируется значительный рост мощностей ядерных энергоблоков (табл. 1) [1, 2].

Таблица 1.

Прогноз развития атомной энергетики на 2030 г. -- интенсивный вариант

Страна	Производство электроэнергии на АЭС, млрд. кВт-ч	Доля АЭС в общем производстве электроэнергии, %	Дополнительные мощности, ГВт
США	2 037, 5	29,9	177
Китай	844,9	19,7	118
Индия	391,3	20,8	53
Россия	433,1	27,4	43
Бразилия	206,7	21,6	29
Франция	599,2	78,2	26
Япония	464, 1	29,8	20
Украина	?	52...63	?

Сегодняшняя ядерная энергетика в мире - лучшее, что имеет человечество для целей производства и поставки дешевой электрической и тепловой энергии на необозримую перспективу с обеспечением ядерной, физической, экологической и технической безопасности в объемах, соответствующих нуждам общества.

Развитие ядерной энергетики происходило и происходит в жесткой конкурентной борьбе как с традиционными технологиями производства электроэнергии, так и с альтернативными (восстанавливаемыми) источниками.

Ключевыми вопросами такой конкуренции в 21 веке являются безопасность и экономичность (цена за производимую электроэнергию). Именно поведение конструкционных материалов эксплуатируемых и проектируемых ядерных реакторов и определяет в значительной степени безопасную и экономичную работу атомных станций.

Роль конструкционных материалов важна:

· в обеспечении стабильности геометрии на весь период эксплуатации активной зоны и, в первую очередь, тепловыделяющих сборок (ТВС) и тепловыделяющих элементов (ТВЭЛов);

· в удержании внутри ТВЭЛа продуктов деления топлива;

· в сохранении работоспособности органов системы управления и защиты (СУЗ);

· в обеспечении минимальных последствий возможных аварийных ситуаций.

Эти вопросы являются по существу определяющими в решении проблемы безопасности реакторных установок.

Несмотря на значительные усилия исследователей во всех странах, развивающих атомную энергетику, экономически необходимые уровни эксплуатации существующих ядерных реакторов до сих пор не достигнуты.

В значительной степени это определяется недостаточной радиационной стойкостью основных конструкционных материалов существующих ядерных установок - нержавеющих сталей различных классов и циркониевых сплавов.

Вызов 21 века для радиационного материаловедения - обеспечение проблем безопасности и экономичности ЯЭУ.

Главными задачами являются:

· Обоснование продления ресурса эксплуатируемых реакторов на тепловых нейтронах, т.е. изучение влияния дозы, скорости набора дозы, процессов сегрегации, особенностей материала (состав, термообработка, структура) на микроструктурные изменения материалов конструкций за период работы реактора;

· Разработка радиационно-стойких материалов для реакторов новых поколений, особенно важным является изучение влияния на физико-механические свойства материалов скорости создания повреждений, напряжений, процессов сегрегации (быстрые реакторы); влияние дозы, концентрации газов (Не, Н), газовых и твердых трансмутантов (термоядерные реакторы, электроядерные системы("spolyation").

· Решение экологических проблем ядернойэнергетики (создание малоактивируемых материалов).

Достижение высоких выгораний топлива ограничивается радиационной стойкостью материалов оболочек и чехлов тепловыделяющих сборок ТВС, а срок эксплуатации реакторов на тепловых нейтронах ограничивается ресурсом материалов корпусов и внутрикорпусных устройств.

Целесообразность использования материалов в ядерных энергетических установках (ЯЭУ) определенного типа зависит от конструктивных особенностей ЯЭУ, используемого теплоносителя, энергетического спектра нейтронов и т.д. Как говорилось ранее, нейтронное облучение материалов приводит к следующим изменениям характеристик материалов:

· упрочнению;

· низко- (НТРО) и высокотемпературному (ВТРО) радиационному охрупчиванию;

· радиационной ползучести;

· радиационному росту и радиационному распуханию;

· появлению наведенной активности.

Именно эти характеристики, наряду с коррозионной стойкостью, являются приоритетными при оценке и сравнении различных конструкционных материалов. При разработке новых материалов главной задачей является достижение минимального или допустимого изменения этих характеристик с целью обеспечения требуемой надежности и долговечности элементов конструкции.

Требование малой активируемости или быстрого спада наведенной активности в настоящее время является обязательным при разработке проектов термоядерных реакторов (ТЯР) ввиду существенно большего, чем в активной зоне реактора деления, объема облучаемых конструкций.

Стали феррито-перлитного и феррито-мартенситного классов являются основными материалами для изготовления корпусов водо-водяных реакторов.

Нержавеющие стали и сплавы на основе никеля и хрома используются в качестве оболочек поглощающих элементов, пружинных элементов твэлов и ТВС и в отдельных случаях для дистанционирующих решеток ТВС.

Для быстрых реакторов, работающих при более высоких температурах и энергонапряженности, используются жаропрочные холоднодеформированные аустенитные стали, хромистые ферритомартенситные стали, никелевые сплавы.

Для первой стенки термоядерного реактора с гелиевым охлаждением основным материалом являются малоактивируемые хромистые стали, при охлаждении литием - сплавы ванадия, легированные титаном и хромом.

Указанные материалы используются как в отечественных, так и зарубежных реакторах. Отличия состоят в легирующих элементах и технологии получения, которые, в конечном счете, и определяют их служебные характеристики.

Дисперсионное упрочнение - известный путь повышения механических свойств различных материалов [3].

Дисперсноупрочненные оксидами (ДУО) стали могут применяться как возможные конструкционные материалы для ядерных реакторов как нынешнего (водо-водяные реакторы), так и будущего поколения (высокотемпературные газоохлаждаемые реакторы, термоядерные реакторы).

Для правильной оценки эксплуатационных возможностей сложных материалов, к которым, несомненно, относятся упрочненные примесями стали, необходимо первоначальное исследование исходных материалов и более простых систем, к которым можно отнести сплавы железа с оксидами.

Цель работы: изучение влияния технологических факторов на структуру и свойства сплавов железа с примесями оксидов.

В работе исследовались процессы сплавления порошкового железа с ультрадисперсными частицами оксидов железа, циркония и иттрия.

Теоретическая часть работы включала:

· изучение особенностей дисперсионного упрочнения сплавов;

· изучение особенностей плавки порошковых образцов;

· анализ структурно-фазовых особенностей сплавов железа с оксидами (изучение диаграммы состояния - определяли температуру плавления).

Экспериментальная часть работы включала:

· предварительную подготовку компонентов сплавов;

· формование заготовок образцов;

· получение образцов сплавов определенного состава;

· исследование структуры и свойств полученных образцов.

ядерный сплав порошковый коррозионный

1. Аналитический обзор

1.1 Используемые и перспективные материалы ядерных энергетических установок

Из широкого спектра материалов, предлагаемых к использованию в активных зонах эксплуатируемых и разрабатываемых ядерных реакторов, наибольший интерес представляют аустенитные нержавеющие стали (АНС).

К сожалению, радиационное распухание до настоящего времени является главным фактором ограничивающим использование аустенитных нержавеющих сталей как конструкционных материалов для быстрых реакторов и реакторов будущих поколений.

Достижение необходимого уровня сопротивления распуханию аустенитных сталей, пригодных для коммерческого использования, соответствующим легированием и термомеханической обработкой может быть получено только при понимании всех явлений, вовлеченных в процессы радиационного распухания, так как радиационное распухание многокомпонентных АНС является результатом сложных структурно-фазовых превращений при облучении [4].

Предполагается, что радиационная стойкость АНС может быть повышена при увеличении стабильности всех структурных компонентов (дислокационная структура, твердый раствор, система выделений вторичных фаз) при облучении.

Радиационно-индуцированная сегрегация ответственна за потерю однородности первоначального твердого раствора и формирование выделений. Во многих странах делались попытки повышения радиационной стойкости АНС путем создания системы стабильных мелкодисперсных выделений [5]

Предполагается, что радиационная стойкость АНС может быть повышена при увеличении стабильности всех структурных компонентов (дислокационная структура, твердый раствор, система выделений вторичных фаз) при облучении.

Следует отметить, что локальное изменение состава, обусловленное РИС, приводит к формированию выделений двух типов:

V выделения, подавляющие распухание в результате ускоренной рекомбинации точечных дефектов на поверхности раздела выделение-матрица. Это карбиды (в основном TiC, NbC, VC), фосфиды или нитриды (рис. 1.1, а, б) а также выделения, возникающие в результате распада твердого раствора (особенно из-за сегрегации Ni и Si) и приводящие к потере радиационной стабильности на последних стадиях эволюции структуры. Это М₆С- и G-фаза (см. рис. 1.1, в).

Одним из важнейших элементов достижения конкурентной способности действующих и разрабатываемых ректоров на быстрых нейтронах (БР) и создания элементов замкнутого топливного цикла является достижение выгорания ~ 18...20% тяжелых атомов (т.а.) без снижения или повышения параметров теплоносителя.

Решение этих проблем неразрывно связано с разработкой радиационно-стойких конструкционных материалов, способных работать в активной зоне БР в высоких потоках быстрых (Е > 0,1 МэВ) нейтронов до повреждающих доз 160...180 СНА при температурах 370...710 ^оС. Одними из основных факторов, определяющих радиационную стойкость конструкционных материалов БР, являются: радиационное распухание, радиационная ползучесть, высоко- и низкотемпературное радиационное охрупчивание, а также радиационная стабильность структуры и свойств материала в поле нейтронного облучения. Подобные проблемы существуют также при разработке и создании радиационно-стойких конструкционных материалов для первой стенки и бланкета международного термоядерного реактора - ИТЭР.

Одним из путей решения этой проблемы является создания нового класса радиационно-стойких сталей, упрочненных нанодисперсными частицами оксидов и обладающими при этом высокими прочностными и механическими свойствами. Работы над такими сталями применительно к использованию их в БР и ИТЭР активно развиваются в Японии, США, Европе, Китае [6-7].

На основании мирового опыта по порошковой технологии получения быстрозакаленных порошкоз путем диспергирования расплава методом центребежного распыления специалистами ФГУП ВНИИНМ имени академика А.А. Бочеара (г. Москва, Россия) выбрана технологическая схема получения ДУО ферритно-мартенситных сталей на основе стали ЭП-450, которая включает:

· получение порошка стали матричного состава (ЭП-450) со сферической или чешуйчатойформой частиц центробежным распылением расплава из вращающегося гарниссажного тигля в атмосфере инертного газа;

· механическое легирование полученного порошка мелкодисперсными (40...80 нм) частицам Y₂O₃ в вибрационном высокоэнергетическом аттриторе;

· виброзаполнение капсул полученной порошковой смесью до плотности 60...62 %, дегазация при Т = 500 °С в течение 3 ч, герметизация капсул электронно-лучевой сваркой в вакууме;

· Горячая экструзия (Т ~1150 °С) капсул с порошком в горячепрессованный пруток с вытяжкой не менее 10 - 12 с последующей механической обработкой.

Предварительные результаты исследования механически легированных порошков стали ЭП-450 оксидами иттрия и получения трубной заготовки из ДУО стали ЭП-450 показали возможность применения данной методики для решения задачи. Аналогичные результаты получены при исследовании дисперсно-упрочненной оксидами (ДУО) стали на базе стали 1Х13М2БФР ферритно-мартенситного класса.

Получена опытная партия порошка стали 1Х13М2БФР путем распыления расплава в атмосфере инертного газа. Проведено механическое легирование стали 1Х13М2БФР оксидами иттрия и титаном. Методами электронной микроскопии, рентгенографических и мессбауэровских исследований проведено комплексное исследование исходных и механически легированных порошков. Выбраны оптимальные параметры механического легирования, позволяющие достигать равномерного распределения дисперсных нанооксидов в матричной стали 1Х13М2БФР.

Разработана и опробована методика компактирования порошков жаропрочной стали 1Х13М2БФР ДУО путем горячей экструзии.

Методами ТЭМ и рентгеноспектрального микроанализа проведено исследование структуры и фазового состава прутка из стали 1Х13М2БФР ДУО. Получены данные по составу и распределению оксидных частиц, присутствующих в материале.

Проведены испытания на термическую ползучесть плоских образцов из стали 1Х13М2БФР ДУО. Установлено, что присутствие в структуре стали 1Х13М2БФР двойных оксидов иттрия и титана размером 2...5 нм приводит к снижению скорости термической ползучести при 700°С примерно на 2 порядка.

Оценка деформационной способности стали 1Х13М2БФР ДУО показала, что наноструктурированная сталь 1Х13М2БФР ДУО сохраняет достаточно высокое удлинение после холодной деформации до 60%. На основании этого был выбран маршрут прокатки труб размером 6,9x0,4 мм с промежуточными термическими обработками.

Получена опытная партия особотонкостенных труб 6,9 х 0,4 мм из стали 1Х13М2БФР ДУО. Проведены комплексные исследования их структуры и свойств

Феррито-мартенситные стали в настоящее время считают многообещающими материалами - кандидатами для оболочек и чехлов ядерных реакторов и первой стенки термоядерного реактора благодаря их малой наведенной активности, низкому вакансионному распуханию и ползучести, высокой степени устойчивости к высокотемпературному и гелиевому охрупчиванию. Существуют различные международные программы, направленные на разработку перспективных реакторов 4-го поколения (быстрые реакторы, солевые реакторы, реакторы управляемые ускорителями), а также термоядерных реакторов, в рамках которых предусматривается использование феррито-мартенситных сталей, способных выдержать дозы не менее 100.. .200 сна и температуры до 650 °С, а также в большинстве случаев влияние высоких уровней газов (гелия и водорода). Факторы, ограничивающие применение сталей этого класса, - низко-температурное охрупчивание и низкая жаропрочность (1>650°С).

Дисперсноупрочненные оксидами (ДУО) феррито-мартенситные стали рассматриваются как возможные конструкционные материалы для ядерных реакторов будущего поколения - высокотемпературные газоохлаждаемые реакторы, благодаря их устойчивости к ползучести, а также жаропрочности [8-9]. Известные дисперсноупрочненные аустенитные суперсплавы не могут применяться в данных реакторах из-за большого содержания в них никеля, который неблагоприятен при нейтронном облучении [10-11].

Необходимое повышение жаропрочности в дисперсноупрочненных оксидами ферритных сталях достигается надлежащим дисперсным упрочнением мелкими частицами титана (TiО₂) и/или иттрия (Y₂O₃). Уникальная комбинация мелкозернистости, высокой плотности дислокации и нанокластеров, содержащих атомы раствора Y-О и Y-О-Ti предполагает создание материалов с уникальными свойствами.

Изучены дефектные микроструктуры ряда феррито-мартенситных сталей, а также дисперсно-упрочненной оксидами ферритной стали, облученных одинарным, двойным и тройным пучками. Облучение пучками ионов Сг⁺³, Не⁺ и/или Н⁺ проводилось при температурах 450... 550 °С, и дозах 50... 150 сна. С целью получения такого типа пучков было разработано уникальное устройство, которое состоит из ускорителя ЭСУВИ и размещенного в его ускорительной трубке газового источника.

Построены дозные и температурные зависимости распухания этих сталей. В случае одинарного облучения исследуемых феррито-мартенситных сталей наблюдалось различное поведение в двух структурных составляющих (феррит, сорбит). В случае двойного ионного облучения с Не поры наблюдались как в феррите, так и сорбите, тогда как облучение с Н не привело к заметным изменениям в микроструктуре. В случае тройного ионного облучения наблюдается значительное увеличение концентрации пор в обеих составляющих и увеличение распухания.

Микроструктурные исследования дисперсно-упрочненной оксидами ферритной стали ЭП-450 (ДУО) после облучения ионами Сг^+Зпри температурах 450...510 °С и дозе 100 сна показали, что максимум распухания, находящийся при Т=480 С составил ~ 0,4 %, размер и концентрация пор 15...50 нм и 2,5 10¹⁵ см^-3 соответственно.

1.2 Особенности холодной консолидации порошковых материалов

Формование тел из металлических порошков и порошков их соединений является одной из главных операций при производстве порошковых изделий [12-14]. При формовании определяются основные свойства материала. Для формования компактного тела из порошка требуются значительные затраты энергии, получаемой от внешнего давления, а иногда и от температуры. Эта энергия расходуется па уплотнение заготовки вследствие перемещения и деформации частиц, а также на преодоление сил трения между частицами и о стенки формующей полости.

Методы формования порошковых и композиционных материалов и заготовок весьма разнообразны по схеме обработки и длительности (прерывные и непрерывные), по принципам приложения давления (постепенно возрастающие, мгновенно возрастающие, вибрационные), по направлению или схеме формования (односторонние, двусторонние, всесторонние и центробежные), по температуре (холодное формование, горячее, по атмосфере (формование на воздухе, формование в вакууме, формование в инертной среде).

Наиболее распространенным способом формования порошковых и композиционных материалов является холодное формование в закрытых формах, называемых прессформами. Этот вариант формования представляет собой прерывный процесс, при котором площадь формуемого материала остается постоянной в течение всего времени формования, а давление возрастает до определенной заданной величины. В результате холодного формования в закрытых прессформах получается заготовка, по форме и размерам соответствующая готовому изделию с припусками, необходимыми для прохождения последующих операций.

После холодного формования порошковые заготовки обладают чрезвычайно низкими механическими свойствами и иногда при приложении даже самого незначительного усилия могут снова рассыпаться в порошок. Для повышения механической прочности и придания изделиям необходимых физико-химических свойств сформованные заготовки подвергаются термической обработке (нагреву), называемой спеканием, одной из конечных операций технологии изготовления изделий методом порошковой металлургии.

2. Экспериментальная часть

2.1 Использованные материалы и получение образцов

В работе использовались материалы, полученные на основе порошков железа с добавками различных оксидов (железа, циркония, иттрия). Предварительно измельченные истиранием в фарфоровой ступке порошки железа и соответствующих оксидов подвергались сушке, после чего точным взвешиванием на аналитических весах отмерялись необходимые количества ингредиентов. Затем порошки перемешивались. Использовали два различных порошка железа - ультрадисперсное карбонильное железо (размер частиц до 10 мкм) и порошок марки ПЖ1 дисперсностью 400-450 мкм.

Исследовались составы:

1. 99 % Fe (карб) + 1% Fe₂О₃

2. 99 % Fe (карб )+ 1% ZrO₂

3. 99 % Fe (карб) + 1% Y₂О₃

4. 99 % Fe (ПЖ1) + 1% Fe₂О₃

5. 99 % Fe (ПЖ1) + 1% ZrO₂

6. 99 % Fe (ПЖ1) + 1% Y₂О₃

Полученные составы помещали в корундовые тигли и нагревали в вакууме в установке СШВЭ (рис. 3.1 - 3.2) по режиму 1 (рис. 3.3). Максимальная температура составляла 1600 ^оС. При этой температуре делалась выдержка 10 минут, а затем образцы остывали вместе с печью.

Высокотемпературная вакуумная установка типа СШВЭ-12,5/25 И2 мощностью 35 кВт предназначена для проведения различных термических процессов при температурах до 2500⁰C и давлении от 1,35^.10^-3 до 2,5^.10⁵ Па.



Рис. 3.1 Высокотемпературная печь СШВЭ (сопротивления шахтная вакуумная электрическая).

Рис. 3.2 Рабочее пространство печи СШВЭ.

Данная установка является вакуумной шахтной печью сопротивления и представляет собой водоохлаждаемую камеру с масляной откачкой и расположенную внутри камеры печь шахтного типа. Печь содержит теплоизолирующую футеровку отражательного типа, которая представляет собой многослойный цилиндрической экран из молибденовой и вольфрамовой фольги, и расположенные по окружности пластинчатые вольфрамовые нагревательные элементы сечением 10^х1 мм² с дуговыми переплетениями из того же материала.

С верхнего торца корпус вакуумной камеры закрывается откидной водоохлаждаемой крышкой. В днище корпуса имеется переходной фланец с водяной ловушкой масляных паров, которым камера соединяется с вакуумной системой.

Контейнер с обрабатываемыми образцами помещают внутри печи на специальной разборной этажерке. Загрузка и выгрузка этажерки осуществляются с помощью укрепленного на корпусе тросового подъемника. Он представляет собой поворотную колонну Г-образной формы, на которой имеется ручная лебедка с тросом и направляющие ролики. Стопор обеспечивает фиксацию колонны при загрузке-выгрузке.

Вакуумная система установки состоит из паромасляного насоса, двух форвакуумных насосов для предварительной откачки до давления 10^{- 3} мм рт. ст., а также вакуумного затвора и необходимого количества вентилей, в том числе специального вентиля для напуска газа требуемой контролируемой атмосферы.

Количество воды, поступающей на охлаждение установки, регулируется вентилями, установленными на коллекторе. Расход воды на охлаждение при максимальной температуре печи составляет 2,5 м³/час.

В установке предусмотрены нагрев и охлаждение по заданному режиму и поддержание требуемой температуры полуавтоматическим, автоматическим и ручным способами. В процессе эксплуатации выяснилось, что предусмотренный в данной конструкции способ регулирования и контроля температуры в печи по потребляемой мощности (в процентах от максимального значения) весьма неудобен, поскольку требует дополнительной стабилизации питающего напряжения. Была использована регулировка температуры термопарным способом. Термопару из вольфрам-рениевых сплавов ВР 5/20 вводили в рабочий объем через специальное окно в футеровке и корпусе. Термо-ЭДС фиксировали на цифровом мультиметре В 7-35. Неравномерность температурного поля по высоте печи не превышала 20 К. Образцы при отжиге располагали в изотермической зоне печи.

Нагрев и охлаждение проводили с максимально возможной скоростью (до 2,5 ⁰С/с) за исключением случаев, когда технологический процесс требовал их уменьшения.

Установка снабжена блокирующими устройствами, позволяющими избегать разгерметизации камеры и выхода из строя высокотемпературных узлов в аварийных ситуациях (нарушение водоснабжения, электропитания и др.).

Оказалось, что свободнонасыпаные порошки, особенно ультрадисперсные, сильно распыляются при высоких скоростях нагрева. Потери веса образцов составили более 50 %. Предотвратить такие потери веса образцов удалось за счет предварительного компактирования порошков и изменения режима нагрева.

Компактирование образцов проводили при комнатной температуре и давлении 1 Т/см². Использовали гидравлический пресс усилием до 24 т и жесткую стальную прессформу с пуансоном диаметром 10 мм.

Смеси на основе порошка ПЖ1 компактировались гораздо лучше смесей с карбонильным железом. Это может быть связано с особенностями микроструктуры порошка, определяемой технологией изготовления, или с науглероживанием приповерхнеостного слоя, приводящего к упрочнению и препятствующего пластическому течению при нагрузке.

После прессования образцы помещали в рабочий объем вакуумной печи и нагревали по режиму 2 (рис. 3.3) до температуры 1560 ^оС. После 10 минутной выдержки печь выключали.

Рис. 3.3. Режимы плавки образцов:

Режим 1 - свободнонасыпанные порошки;

Режим 2 - компактированные порошки.

2.2 Экспериментальные результаты плавки и коррозии

Полученные после плавки образцы извлекались из печи и проводился макроанализ их структуры невооруженным глазом и при трехкратном увеличении (рис. 3.4).

С оксидом железа		С оксидом иттрия
С оксидом циркония	Некомпактированый образец карбонильного железа с добавками после плавки
Рис. 3.4. Вид образцов после плавки в вакууме

Большая часть образцов представляла собой компактные слитки, а образец с карбонильным железом распался на отдельные глобулярные частицы размером от нескольких десятых до нескольких миллиметров.

Полученные образцы показали разную коррозионную стойкость в воздухе при комнатной температуре. В течение 20 дневной выдержки образцы с примесью оксида железа очень сильно окислились (рис. 3.5).

С оксидом железа
С оксидом циркония	С оксидом иттрия
Рис. 3.5. Макроанализ образцов после коррозии на воздухе при комнатной температуре в течение 20 суток

Окисление других образцов протекало гораздо менее интенсивно. Желательно отдельно дополнительно исследовать коррозию, в том числе и при высоких температурах.

3. Основные результаты работы и выводы

1. Получены навыки работы на высокотемпературной вакуумной установке СШВЭ.

2. Изучены особенности вакуумного плавления порошковых материалов.

3. Установлено, что дисперсность порошка существенно влияет на стабильность процесса плавки. Для повышения качества плавки необходимо использовать низкие скорости нагрева в предплавильном интервале (100-150 градусов ниже максимума).

4. Предплавильные скорости нагрева 2 - 4 градуса в минуту приемлемы для получения слитков хорошего качества.

5. Дробление образца на основе карбонильного железа на отдельные глобулы может быть связано с образованием большого количества вакансий в частицах при нагреве, однако данное предположение нуждается в дополнительной проверке.

ядерный сплав порошковый коррозионный

Литература

1. В.Н. Воеводин. КОНСТРУКЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ ЯДЕРНОЙ ЭНЕРГЕТИКИ - ВЫЗОВ 21 ВЕКА //ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2007. № 2.Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение (90), с. 10-22.

2. О.М. Сараев. Актуальность развития инновационных технологий замкнутого топливного цикла в домной энергетике России // Международная конференция 24-25.11.05, г. Москва.

3. Ван Флек Л. Теоретическое и прикладное материаловедение. - М.: Атомиздат. 1975.

4. В.Н. Воеводин, И.М. Неклюдов. Эволюция труктурно-фазового состояния и радиационная тойкость конструкционных материалов. Киев: Маукова думка», 2006, с. 378.

5. F.A. Garner. Irradiation Performance of Cladding and Structural Steels in the Liquid Metal Reactors, in Material Science and Technology / Eds: R.W. Cahn, P. Haasen and E. J.Kramer (VCH Weinheim) // Nuclear Materials. 1994, v. 10A, p. 12-14.

6. A. Ulbricht, J. Bohmert, H.-W. Viehrig. Micro-structural and mechanical characterization of radiation effects in model reactor pressure vessel steels //Journal of ASTM International. November/December 2005, v. 2-10, p. 151-164.

7. S. Ukai, N. Akasaka, K. Hattori. The effects of phase stability on void swelling in P, Ti-modified 316 stainless steels during neutron irradiation 11 ASTM STP. 1325. 1999, p. 808-821.

8. A.V. Nikulina, V.A. Markelov, V.N. Voyevodin. Irradiation induced microstructural changes in Zr-Sn-Nb-Fe alloy // JNM. 1996, v. 238.

9. B.C. Неустроев, В.Н. Голованов, B.K. Шамардин и др. Радиационные явления в стали Х18Н10Т, облученной в различных реакторах при условиях близких, к условиям эксплуатации ВКУ ВВЭР // Сб. докладов VI Российской конференции по реакторному материаловедению (Ди-митровград, сентябрь, 2000). Димитровград, 2001, т. 3, ч. 1, с. 3-23.

10. С. Вотинов, И. Головнин, В. Колотушкин. Проблемы разработки перспективных материалов для оболочек твэлов реакторов на быстрых нейтронах ПБюллетень по атомной энергии. 2006, №8, с. 23-31.

11. O.V. Borodin, V.V. Bryk, V.N. Voyevodin et al. Evolution of second phase precipitates during irradiation with neutrons and charged particles //Materials Science Forum. 1992, v. 97-99, p. 298-306.

12. Порошковая металлургия. Материалы, технология, свойства, области применения / И.М. Федорченко, И.Н. Францевич, И.Д. Радомысельский. - Киев : Наук. думка, 1985. - 624 с.

13. Гезугин Я.Е. Физика спекания . 2-е изд. перераб. и доп. - М.: Наука, 1984. - 312 с.

14. Альтман В.А., Валакина В.М., Глускин Я.А. и др. Порошковые композиционные материалы. // Порошковая металлургия ,1980, №3. - C. 24 - 26.

Размещено на Allbest.ru