Deuterium retention in the material of welded seam rafm steel EK-181 (Rusfer)

Full Text

1. Введение

Реакция D-T-синтеза – самая простая в реализации в земных условиях, поэтому первый термоядерный реактор (ТЯР) будет работать на смеси дейтерия и трития. Радиоактивность и очень высокая цена трития – причины, по которым захват водорода в материалах ТЯР должен быть хорошо спрогнозирован и насколько возможно уменьшен. Поэтому захват изотопов водорода в ТЯР – объект интенсивных исследований термоядерного сообщества.

Малоактивируемые ферритно-мартенситные стали (МАФМС) – перспективные материалы ТЯР из-за относительно быстрого снижения активности, индуцированной нейтронным облучением. В Российской Федерации разработана и производится в промышленных масштабах сталь ЭК-181 (Русфер) [1, 2] этого класса. Достоинства этой стали – хорошие термомеханические свойства, а также самый широкий среди МАФМС диапазон рабочих температур: 573–973 K [6].

В металлах водород может:

– находиться в растворенном состоянии, диффундируя по междоузлиям;

– быть захваченным в ловушки, в качестве которых могут выступать разнообразные дефекты структуры – одиночные вакансии, вакансионные кластеры, некоторые примеси, дислокационные петли, пустоты и т. д.;

– образовывать гидриды (в гидридообразующих металлах).

Важный аспект использования конструкционных материалов в токамаках-реакторах – неизбежное наличие большого количества сварных соединений в контакте с тритием. В частности, общая длина сварных швов в одном из девяти секторов вакуумной камеры реактора ИТЭР составляет 1.4 км [3]. Микроструктура сварных швов, очевидно, отличается от обычной микроструктуры свариваемого материала, поэтому и концентрации различных дефектов в шве будут отличаться от обычных для объема данного материала.

Решая задачу обеспечения механической стабильности сварных соединений при эксплуатации реактора, следует также знать, как и на сколько захват изотопов водорода в сварном соединении отличается от удержания в обычном материале. Этот вопрос важен не только с точки зрения радиационной безопасности, но и с точки зрения обеспечения требуемых механических свойств сварного соединения. Дело в том, что при распаде радиоактивного трития будет образовываться радиогенный ³Не:

$T\to {}_{}{}^3\text{He}+\overline{e}+\overline{{\nu }_e}$. (1)

Гелий в объеме стали малоподвижен и формирует гелиевые пузырьки, что приводит к гелиевому охрупчиванию. Если захват трития в области шва повышен – деградация здесь будет ускорена.

Исследованиям захвата изотопов водорода в отечественной стали ЭК-181 посвящен ряд работ [4–6], однако захват водорода в сварном шве стали ЭК-181 ранее не исследовали. Впрочем, информация о захвате изотопов водорода в сварных швах других МАФМС также отсутствует, по крайней мере, в широком доступе.

Цель данной работы – путем сравнительного исследования установить, как захват дейтерия в сварном шве стали ЭК-181 отличается от захвата в объеме этой стали.

Для конструирования термоядерных реакторов и исследовательских токамаков применяют ряд методов сварки, включая электронно-лучевую [7], автогенную лазерную сварку [8], дуговую сварку, например, вольфрамовую дуговую сварку [1]. Аргонодуговая сварка (встречается также название ТИГ сварка от tungsten inert gas welding – TIG) в нашей стране наиболее часто используется для сварки вакуумных элементов, потому что этот метод достаточно дешев, надежен и не требует особо высокой квалификации сварщика.

В данной работе исследован захват дейтерия в сварном шве стали ЭК-181, полученном именно путем аргонодуговой сварки.

2. Материал и образцы

Сталь ЭК-181 (Русфер) – МАФМС, разработанная во ВНИИНМ им. А.В. Бочвара. Состав стали ЭК-181 [9] в вес.% следующий: 0.16 C, 0.03 Ni, 0.07 N, 0.4 Si, 0.05 Ti, 0.4 V, 12 Cr, 0.6 Mn, 0,15 Ta, 1.09 W, основной элемент – Fe.

Две пластины были вырезаны из горячекатаного листа стали ЭК-181 толщиной 2 мм и сварены встык путем аргонодуговой сварки. Ширина сварного шва составила 4 мм. Поверхность сварного шва и прилегающих областей была отполирована. Следует иметь в виду, что при резке образцов частично могло быть изменено напряженно-деформированное состояние материала.

Микроструктура сварного шва была исследована с использованием оптического микроскопа, сканирующего электронного микроскопа (СЭМ), энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (ЭДС). На рис. 1 показана центральная область двух сваренных встык пластин.

 

Рис. 1. Поверхность образцов стали ЭК-181, данные СЭМ: (a) шов аргонодуговой сварки; (б) область внутри прямоугольника с рис. 1а с большим увеличением; (в) поверхность стали ЭК-181 до сварки, данные растрового электронного микроскопа.

 

Описывая сварной шов, исследователи обычно выделяют:

(I) сварной шов – область, которая полностью плавилась при сварке и ограничена линиями сплавления;

(II) зоны термического влияния (ЗТВ) рядом со сварным швом. ЗТВ – области, в которых микроструктура изменилась вследствие того, что в ходе сварки сталь греется до температур выше 673 К. ЗТВ, в свою очередь, можно разделить на несколько областей в зависимости от температуры при сварке и получившейся микроструктуры;

(III) обычный материал, не подвергавшийся термическому воздействию при сварке.

На рис. 1a показан шов и часть прилегающих зон термического воздействия. В зоне шва присутствуют единичные крупные полости с размерами до долей миллиметров. Граница между швом и зоной термического воздействия в лучшем разрешении показана на рис. 1б. Для сравнения поверхность образца проката стали ЭК-181 показана на рис. 1в. Можно видеть, что микроструктуры поверхности области шва, зоны термического воздействия и исходного материала отличаются. В зоне сварки мы видим крупнозернистую структуру. Согласно [10], особенность 12%-хромистых сталей, в том числе стали ЭК-181, – формирование структуры высокопрочного мартенсита в зоне сварного шва. Формирование высокопрочного мартенсита характерно для свариваемых МАФМС. Аргонодуговой шов китайской МАФМС CLAM также состоял из упрочненного мартенсита [11].

В зоне термического воздействия зерна мельче, чем в области шва, но крупнее и более выражены, чем в обычном материале (рис. 1б). На границе между областью шва и областью ЗТВ наблюдается высокая концентрация полостей с характерными размерами ~10 мкм.

Образцы были вырезаны из центральной части сварного шва таким образом, чтобы объем образцов принадлежал зоне шва. После механической полировки всех поверхностей размеры образцов были 2×2.5×9.5 мм. Образцы такой же геометрии были вырезаны из листа стали ЭК-181 толщиной 2 мм. Все образцы очистили спиртом и отожгли в вакууме при 773 K в течение 2 ч, что является нашей стандартной процедурной подготовки образцов МАФМС с целью снижения концентрации дефектов, образовавшихся в приповерхностном слое при полировке [12].

Согласно данным микроскопии, при большем увеличении (рис. 2) в объеме сварного шва присутствуют полости размером менее 0.5 мкм, и их концентрация различна в разных областях шва.

 

Рис. 2. Различные области сварного шва. Изображения СЭМ.

 

При помощи ЭДС установили, что на поверхности полированного шва:

– основные элементы в зоне шва – Fe (82 вес.%), Cr (10 вес.%), W (0.9 вес.%), а также углерод (не менее 5 вес.%) и Mn (0.8 вес.%);

– W, Fe и С, Ni, N, Si, Ti, V, Mn, Ta распределены равномерно;

– единственный элемент, демонстрирующий вкрапления, – хром.

Содержание Fe, Cr, W, Mn, определенное с помощью ЭДС, близко к ожидаемым. Высокое содержание углерода, вероятно, связано с условиями, в которых проводили анализ: для крепления образцов на предметном столике сканирующего электронного микроскопа используют углеродный скотч, следовательно, в вакуумной камере этой установки не могут не присутствовать соединения углерода.

4. Описание экспериментов

4.1. Выдержка в газообразном дейтерии

Выдержку в газообразном дейтерии осуществляли на высоковакуумном стенде, имеющем специальный модуль для газовой экспозиции объемом 130 см³, показанный на рис. 3. Его камеру можно откачать до высокого вакуума и заполнить газом. Давление регистрирует датчик типа баратрон, показания которого не зависят от сорта газа. Камера снаружи окружена нагревателем, который закрыт внешним экраном для уменьшения потерь тепла. Температура внутри модуля измеряется хромель-алюмелевой термопарой, максимальная достижимая температура составляет 1200 К. Система нагрева с обратной связью позволяет поддерживать температуру экспонируемых в газе образцов на заданном уровне с отклонением не более 1 К. Линия газонапуска снабжена азотной ловушкой.

 

Рис. 3. Модуль для выдержки образцов в газе: 1 – камера экспозиции, окруженная внешним экраном; 2 – токовводы нагревателя; 3 – датчик давления; 4 – линия газонапуска с азотной ловушкой.

 

Образцы стали ЭК-181 и сварного шва этой же стали попарно выдерживали в газообразном дейтерии под давлением 5 атмосфер при температурах в диапазоне 623–773 K в течение 25 часов.

Образцы попарно помещали в модуль, объем откачивали до давления 10⁻⁵ Па. Затем при продолжающейся откачке модуль нагревали до требуемой температуры. После этого откачку прекращали и модуль заполняли газообразным дейтерием до давления 5×10⁵ Па. В экспериментах использовали дейтерий, чистота которого, по измерениям квадрупольным масс-спектрометром, была не ниже 99.99% D₂. Длительность выдержки в газе составляла 25 часов. В ходе экспериментов давление отклонялось от заданного не более чем на 2%.

Согласно [13], коэффициент диффузии водорода в стали ЭК-181 при минимальной температуре наших экспериментов 673 K составляет 2.3⋅10^–9 м²/с и увеличивается с ростом температуры. Исходя из классической теории диффузии, коэффициент диффузии дейтерия в $\surd 2$  раз меньше, чем коэффициент диффузии водорода. Если двухатомный газ привести в контакт с одной стороной плоской мембраны, характерное время t_1/2, за которое проникающий поток достигнет половины максимальной величины, составляет [14]:

${\tau }_{1/2}=\frac{L^2}{7.2 D}$, (2)

где L – толщина мембраны, D – коэффициент диффузии.

Для мембраны из стали ЭК-181 толщиной 1 мм (половина толщины наших образцов) при наименьшей температуре наших экспериментов  ${\tau }_{1/2}$ составила бы ~10³ с, что много меньше длительности экспозиции наших образцов в газе. Поэтому во всех случаях было достигнуто насыщение образцов дейтерием по всей глубине.

Завершая эксперимент, объем модуля откачивали и прекращали нагрев. После остывания образцы извлекали из установки и хранили на атмосфере до исследования захвата методом термодесорбционной спектроскопии (ТДС).

4.2. ТДС

Измерения захвата методом ТДС проводили на сверхвысоковакуумном стенде, описанном в [15]. Остаточное давление в камере стенда составляет 2×10⁻⁷ Па. Температуру образца измеряли W-Re термопарой, присоединенной непосредственно к образцу. В ходе ТДС-измерений образцы нагревали до температуры 1550 К со скоростью 2 K/с. Парциальное давление содержащих дейтерий молекул HD, D₂, HDO, D₂O, а также ряда других регистрировали квадрупольным масс-спектрометром Pfeiffer Prisma QMS 200M1. Калибровку квадрупольного масс-спектрометра проводили по потоку газа из калиброванного объема, заполненного дейтерием до известного давления. Подробно калибровка описана в [15].

В настоящих экспериментах дейтерий покидал образцы преимущественно в составе молекул D₂, менее 7% – в составе молекул HD, а вклад десорбции в составе молекул HDO и D₂O был менее 1%. Поэтому при обработке результатов учитывали только измеренные потоки молекул D₂ и HD.

5. Результаты эксперимента

Термодесорбционные измерения проводили спустя 3.5–4 месяца после насыщения образцов дейтерием. За это время примерно четверть захваченного в дефектах дейтерия успевает покинуть образец стали ЭК-181 [16].

ТДС-спектры образцов шва показаны на рис. 4 жирными линиями, ТДС-спектры обычных образцов – тонкими линиями. ТДС образцов, которые насыщали в дейтерии одновременно при одной температуре, даны одним цветом. Выделение дейтерия из образцов происходило в диапазоне температур 450–1400 К.

 

Рис. 4. ТДС-спектры образцов стали ЭК-181, выдержанных в дейтерии при давлении 5 атмосфер: тонкие линии – обычные образцы, жирные линии – сварной шов.

 

Большая часть ТДС-спектров состоит из трех пиков, температуры которых сведены в Таблицу 1. В сравнении с обычными образцами первый пик у образцов шва смещен на 30 К в область более высоких температур. Положения второго и третьего пика одинаковы для образцов двух типов.

 

Таблица 1. Температура пиков ТДС-спектров. Пики пронумерованы по порядку их появления при прогреве от низких температур к высоким

Пик	Температура, К
	Обычный материал	Шов
I	640–670	670–715
II	750–800	760–790
III	1010–1015	1015–1020

 

В классическом приближении полагают, что каждый пик обусловлен определенным состоянием водорода в материале. Чем выше энергия связи водорода в этом состоянии, тем при более высокой температуре происходит высвобождение водорода в ходе прогрева образца. В целом для сталей, помимо растворения, характерен захват водорода в ловушки таких типов, как границы зерен и межфазные границы, дислокации и дислокационные петли, вакансии, вакансионные кластеры, карбиды, твердые растворы легирующих элементов, оксидные пленки и трещины [17]. Наиболее значимыми типами ловушек для ЭК-181 являются границы зерен и карбиды хрома [18]. Энергия связи межфазных границ с водородом составляет ~0.45–0.55 эВ [19, 20], в то время как карбиды обладают более высокой энергией связи – 0.76–1.0 эВ [21].

При сравнении ТДС-спектров обычных образцов (тонкие линии на рис. 4) видно незначительное снижение первого пика с ростом температуры, при которой осуществляли экспозицию в газе. Это может быть объяснено тем, что при более высокой температуре дейтерию, захваченному в ловушку с низкой энергией связи, становится проще ее покинуть. Амплитуда второго пика тех же образцов мало зависит от температуры экспозиции, амплитуда последнего пика наименьшая при минимальной температуре образца во время экспозиции в газе – 623 К.

Для образцов шва не наблюдается однозначных зависимостей амплитуды пиков в ТДС от температуры ввода дейтерия в образец. Вероятно, дело в том, что область шва неоднородна и концентрации дефектов одного типа в образцах, вырезанных из разных участков шва, различны.

Полное количество дейтерия, содержавшееся в образцах, было определено путем интегрирования термодесорбционных спектров молекул D₂ и HD. Полученная величина была разделена на площадь поверхности образца для простоты сравнения с литературными данными, так как в работах, посвященных захвату изотопов водорода, обычно приводят результаты в формате [D/м²]. Зависимость количества захваченного в образцах дейтерия от температуры, при которой они насыщались дейтерием, представлена на рис. 5. Образцы шва захватывали в 1.5–2 раза большее количество дейтерия, чем обычные образцы при тех же условиях. Можно предположить, что повышенный захват дейтерия в образцах сварного шва связан с образованием полостей внутри образцов: дейтерий может накапливаться в газообразном виде внутри полостей, быть хемосорбирован на их поверхностях, а также быть связанным с дислокационными петлями, сопутствующими такой неоднородности микроструктуры, как полость. Учитывая, что в зоне шва происходило плавление материала, сопровождавшееся укрупнением зерен, нельзя исключать, что коэффициенты диффузии и растворимости дейтерия в области шва отличны от таковых для основного материала стали ЭК-181.

 

Рис. 5. Зависимость количества дейтерия, захваченного в образцах, от температуры, при которой образцы выдерживали в газообразном дейтерии при давлении 5 атмосфер в течение 25 ч.

 

Более высокий захват в сварном шве будет необходимо учитывать в термоядерных установках, которые будут работать на смеси дейтерия и трития – тяжелых изотопов водорода, так как вследствие распада трития по реакции (1) гелиевое охрупчивание швов будет происходить быстрее, чем основного материала.

6. Численное моделирование захвата дейтерия в стали ЭК-181

6.1. Исходные данные для моделирования

Моделирование термодесорбционных спектров проводили в программе TMAP7 [22], в которой транспорт водорода рассчитывается в одномерном приближении. Процессы диффузии водорода в металле и его захвата в ловушки в TMAP7 описываются следующей системой уравнений:

$\begin{array}{c}\frac{\partial C\left(x,t\right)}{\partial t}=D\left(T\left(t\right)\right)\frac{{\partial }^{2}C\left(x,t\right)}{\partial x^2}-\\ - \underset{i=1}{\overset{k}{}}\frac{\partial C_{tr}^i\left(x,t\right)}{\partial t}+G\left(x,t\right);\end{array}$ (3)

$\begin{array}{c}\frac{\partial C_{tr}^i\left(x,t\right)}{\partial t}=\\ = \frac{D\left(T\left(t\right)\right)}{{\lambda }^2}C\left(x,t\right)\frac{N_i\left(x,t\right)-{{\displaystyle \sum }}_{i=1}^k{C}_{tr}^i\left(x,t\right)}{N}-\\ - {\alpha }_{dt}^i\cdot C_{tr}^i\left(x,t\right),\end{array}$ (4)

где C(x, t) – концентрация растворенного в образце водорода; C_tr ⁱ(x, t) – концентрация водорода, захваченного в i-ю ловушку; N_i – концентрация i-й ловушки; G(x,t) – внутренний источник водорода (обычно связан с внедрением ионов водорода); D – коэффициент диффузии водорода в данном материале, α_dtⁱ – скорость выхода атома водорода из i-й ловушки. Для TMAP7 максимально возможное число ловушек равно трем.

Обсудим параметры, которые использованы при моделировании.

Проницаемость стали ЭК-181 была экспериментально исследована в работе [13], в частности, в ней были получены коэффициенты диффузии и растворимости для изотопа водорода протия. От этого коэффициента диффузии мы отталкивались в моделировании с учетом поправки на изотопный эффект [23]. Коэффициент растворимости позволяет оценить количество растворенного в стали водорода по закону Сивертса C = S(T)·p^1/2, где C – концентрация водорода под контактирующей с газообразным водородом поверхностью образца; S – коэффициент растворимости; T – температура во время насыщения образца водородом; p – давление водорода над поверхностью. Для диапазона температур 623–773 К и давления газа 5·10⁵ Па соответствующая концентрация будет находиться в пределах 7·10²³ – 2·10²⁴ D/м³.

Данные работы [6] указывают на то, что в приповерхностном слое ЭК-181 (на глубине 1–2 мкм) дейтерия содержится на порядок больше, чем в целом по толщине образца. Это может быть связано с захватом дейтерия в ловушки у поверхности образца, возникшие при резке и полировке.

Начало активной десорбции дейтерия с ~ 500 К после выдержки образцов в газе не является типичным для МАФМС. Так, например, для стали CLF-1 с содержанием хрома 8.5% десорбция после выдержки образцов в газе начиналась с ~420 К [24]. Первые попытки промоделировать ТДС-спектры ЭК-181 также указывали на то, что десорбция должна начинаться с ~450 К (будет показано далее). Поверхности нержавеющих сталей в контакте с кислородом покрываются слоем самовосстанавливающегося оксида хрома, препятствующего коррозии. Пленки оксидов на поверхности металла при контакте с водородом снижают его поток в глубь материала. Наблюдаемая задержка десорбции при ТДС, скорее всего, обусловлена сформировавшейся на поверхности образцов ЭК-181 оксидной пленкой Cr₂O₃, которая служит барьером для выхода дейтерия из образца. Поэтому моделирование проводили в предположении, что образцы имеют вид типа оксид–сталь–оксид. Приблизительная оценка коэффициента диффузии для Cr₂O₃ была взята из работы [25], где коэффициент диффузии был рассчитан теоретически. Толщина оксида была принята равной 10 нм, что согласуется с данными рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии по толщине оксидного слоя для схожей с ЭК-181 ферритно-мартенситной стали MANET [23] (10.3% Cr).

Для насыщенных дейтерием образцов моделировали только этап ТДС-эксперимента, в котором основной происходящий на поверхности процесс – рекомбинация атомов дейтерия. Граничные условия на поверхности образца определяет коэффициент рекомбинации. Для ЭК-181 коэффициент рекомбинации неизвестен, поэтому в качестве первоначального приближения использовали данные по коэффициенту рекомбинации для MANET [24]. Далее коэффициент рекомбинации являлся подгоночным параметром, варьируя который, старались достигнуть оптимального совпадения с экспериментальным спектром.

Целью моделирования было получить при одном и том же наборе параметров набор модельных ТДС-спектров, насколько возможно близких к полученным экспериментально.

6.2. Моделирование ТДС-спектров образцов ЭК-181

Экспериментальные и наиболее близко описывающие их смоделированные ТДС-спектры стали ЭК-181 (не шва) для разных температур выдержки образцов в газе представлены на рис. 6.

 

Рис. 6. Экспериментальные и смоделированные ТДС-спектры образцов стали ЭК-181, выдержанных в D₂-газе при 623, 673 и 723 К.

 

Приведем использованные в моделировании параметры:

– коэффициент рекомбинации K_r=1·10⁻²⁹· ·exp(0.35/kT) м⁴/с;

– коэффициент диффузии дейтерия в стали ЭК-181 D = 0.85·10⁻⁷·exp(–0.165/kT) м²/с;

– коэффициент диффузии дейтерия в оксидной пленке D_ox = 2·10⁻⁸·exp(–0.65/kT) м²/с.

Данные результаты были получены в предположении, что в образцах сталей растворен дейтерий с концентрацией ~1·10²⁴ D/м³, а у поверхности образцов есть ловушки с энергией связи 0.75 эВ. Их концентрация составила 1.5·10⁻² ат. долей, а глубина залегания – до 1 мкм. Заполненность ловушек в приповерхностном слое при моделировании спектров, показанных на рис. 6, подбирали таким образом, чтобы концентрация дейтерия в них по порядку величины соответствовала данным анализа приповерхностного слоя ЭК-181, полученным методом ядерных реакций для температуры 600 К [6] (максимальной температуры, для которой известен профиль концентрации дейтерия в ЭК-181 при насыщении из газа). Давление экспозиции в газе при одних и тех же температурах не оказывает сильного влияния на количество накопленного водорода в стали ЭК-181. В работе [4] было показано, что при давлении дейтерия над поверхностью 10¹ Па и 10⁴ Па концентрации дейтерия в приповерхностном слое отличались всего лишь в два раза. Поэтому разница в давлении насыщения в данной работе (10⁵ Па) и в [6] (10⁴ Па) не принципиальна. ТДС-спектры с ловушками и без ловушек в приповерхностном слое представлены на рис. 7.

 

Рис. 7. Влияние приповерхностных ловушек на форму модельного ТДС-спектра.

 

Из рис. 7 видно, что добавление в модель приповерхностных ловушек дает более приближенный к экспериментальным данным результат – восходящая ветвь пика становится более резкой.

Десорбция дейтерия с поверхности образца в эксперименте начинается с ~ 500 К. Чтобы задержать начало десорбции в моделировании, нужно либо вводить оксидный слой на поверхности образца, либо моделировать ТДС-спектры с двумя типами ловушек: одной равномерно распределенной и одной приповерхностной. Результаты моделирования для этих двух приближений в сравнении с экспериментальным ТДС-спектром показаны на рис. 8. Первый вариант позволил получить модельные спектры, более близкие к экспериментальным, поэтому в моделировании ТДС-спектров ЭК-181 при разных температурах использована трехслойная модель образца: оксид–сталь–оксид.

 

Рис. 8. Смоделированные без оксидного слоя на образце ТДС-спектры дейтерия. Красным цветом показан ТДС-спектр с одной ловушкой равномерной концентрации, зеленым цветом – ТДС-спектр с той же самой равномерной ловушкой, но при этом добавлена вторая приповерхностная ловушка. Серым цветом показаны ТДС-спектры при разных концентрациях приповерхностной ловушки (от максимальной концентрации (зеленого цвета) до нулевой концентрации (красного цвета)).

 

6.3. Особенности высокотемпературной области термодесорбционных спектров

Третий пик, наблюдаемый для ЭК-181 при температурах ~1000 К во время ТДС, промоделировать не удалось. Попытка добавить в моделирование третий тип ловушки с высокой энергией связи (1.5 эВ) не дает удовлетворительного совпадения результатов моделирования с экспериментальными данными (рис. 9).

 

Рис. 9. ТДС-спектр с “сильной ловушкой” (СЛ), без СЛ и их сумма. По сумме ТДС-спектров видно, что узкий пик на ~1000 К не может быть описан простым добавлением СЛ в моделирование.

 

По-видимому, третий пик не описывается в классической теории диффузии водорода в металлах и может быть обусловлен причинами, которые невозможно учесть в используемой для моделирования программе TMAP7. Вероятными причинами возникновения “аномального” пика могут быть:

– появление в процессе ТДС-эксперимента в условиях резкого нагрева новых сильных ловушек, которых не было до начала эксперимента. Такими ловушками, например, могут быть карбиды: в стали ЭК-181 при нагреве до 870–970 К происходит выделение карбидов хрома [27];

– разрушение оксидного слоя Cr₂O₃ под действием высоких температур или дейтерия [28], что приводит к резкому ускорению выхода оставшегося дейтерия из образца;

– фазовый переход α → γ, т. е. начало перестройки кристаллической решетки ЭК-181 из ОЦК в ГЦК. Фазовый переход в ЭК-181 начинается при 1143–1175 К [29].

7. Выводы

Проведено сравнительное исследование захвата дейтерия в образцы стали ЭК-181 и сварного шва этой стали, полученного аргонодуговой сваркой. Ввод дейтерия в образцы осуществляли путем выдержки в газе в течение 25 часов при давлении 5 атмосфер в диапазоне температур 623–773 К.

Показано, что образцы сварного шва захватывают в 1.5–2 раза большее количество дейтерия, чем обычные образцы.

Выполнено моделирование термодесорбционных спектров стали ЭК-181 в программе TMAP7 для температур насыщения в газе 623, 673 и 723 К. Обсуждено влияние некоторых параметров на форму модельных спектров. Отмечена аномальная природа термодесорбционного пика на ~1000 К.

Оптимальное согласование расчетных и экспериментальных ТДС-спектров было достигнуто при следующих предположениях:

– плоский образец с двух сторон покрыт слоем оксида хрома Cr₂O₃ толщиной 10 нм;

– в объеме стали дейтерий растворен;

– в приповерхностном слое толщиной 1 мкм вследствие резки и полировки присутствуют ловушки дейтерия. Их концентрация составляет 1.5·10⁻² ат.%, а энергия связи дейтерия с этими ловушками – 0.75 эВ.

Данная работа проведена в рамках выполнения государственного задания НИЦ “Курчатовский институт”.

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

About the authors

A. V. Golubeva

National Research Center “Kurchatov Institute”

Author for correspondence.
Email: av_golubeva@nrcki.ru
Russian Federation, Moscow

A. P. Persianova

National Research Center “Kurchatov Institute”

Email: av_golubeva@nrcki.ru
Russian Federation, Moscow

V. S. Efimov

National Research Nuclear University “MEPhI”

Email: av_golubeva@nrcki.ru
Russian Federation, Moscow

N. P. Bobyr

National Research Center “Kurchatov Institute”

Email: av_golubeva@nrcki.ru
Russian Federation, Moscow

V. M. Chernov

National Research Nuclear University “MEPhI”; JSC “Academician A.A. Bochvar High-Tech Research Institute of Inorganic Materials”

Email: av_golubeva@nrcki.ru
Russian Federation, Moscow; Moscow

References

Supplementary files