Структурно-физические аспекты радиационного распухания и вакансионного порообразования в конструкционных материалах атомных энергетических установок

Рис.6. Диаграмма структурных превращений дисперсионно-твер- деющей стали 04Х15Н35М2ТЮР: I- обособление и коагуляция '-фазы; II –инкубационный период формирования '-фазы (от зарож- дения сегрегатов до начала обо- собления '-фазы; III дораспад- ный период

Линия АБ, характеризует начало обособления ' - фазы Ni₃(Ti, Al, Nb). Начало образования когерентного состояния '-фазы приблизительно характеризуется линией ДЕ. В этом случае в анодном осадке, обнаруживаются не только эле­менты, формирующие избыточную '-фазу, но и, как в сплаве нимоник, заметное количество железа и хрома, входящих в состав сопряженной с ней аустенитной матрицы. На этих же стадиях распада в фазовом осадке наблюдается избыточное количество никеля по сравнению с тем его содержанием, которое необходимо для формирования фазы типа Ni₃Ti. Выделить когерентную фазу Ni₃Ti без сопутствующих элементов, формирующих границу раздела, оказалось невозможным. Кривая ВГ, соответствующая наиболее раннему температурно-временному интервалу старения, характеризует начало распада пересыщен­ного твердого раствора. За начало распада принято образование сегрегатов, т.е. таких областей матрицы, в которых концентрация основных легирующих элементов, формирующих избыточную фазу, более высо­кая, чем во флуктуациях твердого раствора.

Температурно-временной интервал между кривыми АБ и ВГ следует рассматривать как область предвыделения '-фазы, в которой протекает инкубационный период распада - от образования сегрегатов до выделения '-фазы. Область левее кривой ВГ следует принять за дораспадную, так как для нее характерны нич­тожно малые скорости диффузии основных легирующих элементов, препятствующие образованию концентрационных неоднородностей (се­грегатов) за короткое время. Фазовый состав этой области характери­зуется метастабильным аустенитом и первичными карбидами и карбонитридами титана и ниобия.

Температурно-временной интервал между линиями АБ и ДЕ характеризует заключительную стадию инкубационного периода распада - образования когерентной ' - фазы.

На диаграмме показана также температурно-временная область выделения фазы Лавеса, расположенная правее линии ИЛ. Линия ОО и ПП' характеризуют соответственно температуру растворения ' - фазы и фазы Лавеса при нагреве стали.

Нанесем теперь на диаграмму данные, соответствующие началу изменения низкотемпературных (t_исп = 20°С) кратковременных механических свойств (кривая МН). Расположение кривой МН в области инкубационного периода распада с очевидностью свидетельствует о том, что начало упрочнения и сопутствующего ему охрупчивание стали 04Х15Н35М2БТЮР обусловлены не выпадением обособленной интерметаллидной ' - фазы, а предшествующими этому процессу структур­ными превращениями.

Анализ полученных экспериментальных данных приводит к выводу о том, что изменения структуры, протекающие в температурно-временном интервале между линиями АБ и ВГ, оказывают, как уже отмеча­лось, доминирующее влияние и на такие свойства рассматриваемой дисперсионно-твердеющей стали, как сокращение удельного объема, увеличение удельного электросопротивления, аномальное уменьшение деформации при испытании на ползучесть и увеличение напряжений при испытании на релаксацию.

Рассмотрено твердорастворное упрочнение и дисперсионное твердение сталей и сплавов. Весьма важно указать на избирательность распада твердого раствора в обеспечение изотропности свойств. Относительно равномер­ный распад свойственен дисперсионно-твердеющим сталям и сплавам; избирательный же - твердорастворноупрочняемым.

В работе изучалось влияние микродобавок редкоземельных элементов на основные критерии, характеризующие работоспособность материалов для ядерных энергетических установок в процессе металлургического передела полуфабрикатов, изготовление изделий и их эксплуатации, а также их влияние на радиационное распуханию.

Показано, что введение в металлы, стали и сплавы редкоземельных элементов повышает стойкость их к радиационному распуханию. Анализ полученных данных свидетельствует о том, что лучший комплекс механических и физических свойств достигается при нейтронном облучении сталей и сплавов, когда они одновременно легированы необходимыми количествами титана (перевод в разряд дисперсионно-твердеющих) и редкоземельными элементами (иттрий и др.).

В шестой главе " Радиационное распухание дисперсионно-твердеющей аустенитной экономнолегированной никелем радиационностойкой стали" приведены результаты исследования по совершенствованию широко распространенной в ядерной энергетике аустенитной стали типа Х16Н15М3Б с относительно высокой склонностью к радиационному распуханию (ΔV/V = 15 – 20% при повреждающих дозах около 100 смещ./атом) основыванные на особенностях структурных превращений при распаде твердых растворов в инкубационном периоде формирования вторичных избыточных фаз при переводе стали ука­занного типа в разряд дисперсионно-твердеющих.

Исследовалось влияние легирования титаном и иттрием на кратковременные механические свойства стали содержащей: 0,04% углерода, 15% хрома, 15% никеля.

Результаты испытаний на растяжение сталей содержащих 0,35% Ti, 0,61% Ti и 1,94% Ti показали, что в процессе старения максимальное упрочнение отмечается у стали, содержащей 1,94% титана при температуре старения 650 °С, в то время как стали с содержанием 0,35% Ti и 0,61% Ti практически не изменяют своих прочностных свойств во всем интервале температур старения.

В интервале темпера­тур 600 - 750°С чем больше длительность старения, тем ниже пластичность. Изменение пластических свойств имеет минимум при температуре старения 650°С.

Полученные данные по изменению пластических и прочностных свойств стали 04X15H15M3T2Ч согласуются с данными, приведен­ными в работах других исследователей для дисперсионно-твердеющих сталей и сплавов.

В нержавеющих сталях 04Х15Н15М3Т0, 35Ч, 04Х15Н15М3Т0, 61Ч, титан находится в твердом растворе и первичных карбидах. В стали 04XI5HI5M3T2Ч кроме карбидов возможно выделение дисперсной γ′-фазы типа Ni₃Ti в результате метастабильного распада аустенита.

Экспериментальные данные показывают, что старение пред­варительно аустенитизированной стали марки 04X15H15M3T2Ч (1050°С, 1 ч, охлажденная в воде) при 650°С приводит к ее ин­тенсивному твердению.

Сопоставление изменения механических свойств стали 04XI5HI5M3T2Ч при комнатной температуре с изменениями микро­структуры в результате старения показывает следующее.

Заметное упрочнение стали, сопровождающееся понижением пластичности, обнаруживается уже после старения при 500-550°С, т.е., когда не наблюдается выделения γ′-фазы типа Ni₃Ti и не происходит увеличения фазового осадка.

При небольшой длительности старения и низких температурах видимых изменений в микроструктуре стали не наблюдается. Однако, уже после старения в течение 1 часа при температуре 600°С на электронных микрофотографиях обнаруживаются зоны предвыделения γ′-фазы типа Ni₃Ti.

В начальных стадиях старения при температурах 600-650°С возникают и распадаются зоны предвыделения γ′-фазы типа Ni₃Ti и происходит обособление значитель­ного количества дисперсных частиц γ′-фазы внутри зерен твердого раствора. Упрочнение стали в этом интервале темпера­тур и сопутствующее ему снижение пластичности обусловлены как процессами предвыделения γ′-фазы, так и, по-видимому, появлением значительного количества дисперсных частиц ее внут­ри и по границам зерен.

Разупрочнение стали с увеличением температуры старения вызвано процессами коагуляции γ′-фазы.

Таким образом, упрочнение в процессе распада пересыщенно­го твердого раствора дисперсионно-твердеющей стали марки 04X15H15M3T2Ч нельзя связывать с выделением γ′-фазы ти­па Ni₃Ti. Упрочнение достигается задолго до появления фа­зы Ni₃Ti. В таком случае зоны Гинье-Престона и промежуточные фазы, а также напряжения на границе раздела выделение-матрица, по-видимому, в основном являются ответственными за упрочнение дисперсионно-твердеющей стали марки 04X15H15M3T2Ч в процессе распада пересыщенного твердого раствора.

Разупрочнение дисперсионно-твердеющей стали наблюдаемое после длительного старения, нужно связывать с процессами коа­гуляции вторичных фаз и увеличением расстояния между ними, а также с разделением вторичными фазами зерен или участков их на отдельные микроблоки, что способствует развитию неоднородности деформации и в итоге снижению прочности.

Ранее было показано, что для подавления или ослабления радиационного распухания необходимо обеспечить дополнительную принудительную рекомбинацию разноименных точечных дефектов в полях структурных напряжений (растянутых и сжатых). При этом особую важность имеют плотность возникающих в объеме твердого раствора упругоискаженных областей и их величина.

Учитывая, что оба этих фактора наиболее полно проявляют­ся в дисперсионно-твердеющих сплавах ХH77ТЮР и Х15Н35М2БТЮР, причем возникновению в твердом растворе упругоиска­женных областей вокруг предвыделений вторичной интерметаллидной γ′-фазы со значительной величиной объемной дилатации на границе раздела и формирующаяся фаза- матрица» соответству­ют высокая механическая прочность и твердость. Этим сплавам свойственно и высокое сопротивление радиационному распуханию в латентном периоде формирования вторичных фаз.

Учитывая, что между состоянием предвыделения вторичной фазы, определяющим, как показано, процессы дополнительной ре­комбинации радиационных дефектов и интенсивным повышением прочностных свойств, представляется, что дисперсионное твердение может служить мерой способности дисперсионно-твердеющих сталей и сплавов к ослаблению радиационного распухания.

На основании изложенных выше концепций о превалирующем влиянии структурных полей напряжений и однородного распада на процессы усиления рекомбинации разноименных радиационных то­чечных дефектов была разработана аустенитная дисперсионно-твердеющая сталь марки 04X15H15M3T2Ч с высоким сопротивлением радиационному распуханию, содержащая всего лишь 15 % никеля.

Сталь содержит 2% титана, что обеспечивает образование значительного количества γ′-фазы типа Ni₃Ti. Для увеличения числа центров образования вторичной интерметаллидной фазы сталь дополнительно микролегирована иттрием.

Стали марки 04X15H15M3T2Ч свойственна высокая однород­ность и плотность зарождения вторичной фазы типа Ni₃Ti, a также интенсивное твердение при длительном старении. Ранее отмечалось, что максимум твердения обнаруживается за­долго до появления обособленной фазы типа Ni₃Ti, то есть по­является в латентном периоде формирования интерметаллидной фазы. При исследовании склонности стали марки 04X15H15M3T2Ч к вакансионному порообразованию и радиационному распуханию испы­тывались образцы в аустенитизированном состоянии, в стадии предвыделения вторичных фаз (после старения при 600 – 700°С длительностью 100 часов) и в состоянии обособления некоторого количества γ′-фазы (старение при температуре 750°С с длительностью 100 часов).

Облученная на ускорителе ЭСУ-ВИ ионами трехзарядного хрома с энергией 3 МэВ флюенсом до 80 смещ./атом в интервале температур возможного проявления распухания при ионной бомбар­дировке (550 – 750°С) сталь марки 04XI5HI5M3T2Ч обнаружила увеличение объема всего лишь на 1,4% (рис.7). Были проведены исследования по установлению склонности стали марки 04X15H15M3Ч (сталь без титана) к вакансионному порообразованию. Испытывались образцы в аустенитизированном состоянии.

Облучение данной стали ионами трехзарядного хрома с энер­гией 3 МэВ флюенсом до 100 смещ./атом при температуре 635 °С показало распухание ΔV/V = 35%.

Рис.7. Температурная зависимость и предельные значения радиацион- ного распухания дисперсионно-твердеющей (04Х15Н15М3Т2Ч) и с твердорастворным упрочнением (09Х16Н15М3Б) аутенитных сталей типа Х15-Н15-М3

На рис.8 показаны темпера- турные зависимости распухания аустенитных сталей и сплавов с различным содержанием никеля с твердорастворным и дисперсион- ным упрочнением.

Вид и распределение вакансионных пор в стали 04XI5HI5M3Ч показаны на рис.9

Сравнительные данные о сопротивляемости радиационному распуханию нержавеющих дисперсионно-твердеющих и с твердораст­ворным упрочнением сталей и сплавов представлены на рис.10.

.

Рис.8. Температурная зависимость распухания аустенитных высоконикелевых сплавов с твердорастворным упрочнением и дисперсионно-твердеющих сталей с умеренным содержанием никеля

Экспериментальные данные по изучению вакансионного порообразова- ния и радиационного распухания дисперсионно-твердеющей стали марки 04X15H15M3T2Ч полностью подтвердили концепцию об определяющей роли непрерывного равномерного однородного рас­пада твердых растворов с определенной величиной объемной дилатации на границе раздела "формирующаяся фаза - матрица" в про­цессе возникновения дополнительной принудительной рекомбинации разноименных радиационных точечных дефектов а, следовательно, и в ослаблении радиационного распухания.

Рис.9. Микроструктура стали марки 04Х15Н15М3Ч в состоянии аустенити- зации (1050 С, 1ч., охлаждение в воде) и последующего облучения ионами хрома с энергией 33 МэВ флюенсом до 100 смещ./атом. х 13200

Рис.10.Сопротивляемость радиацион- ному распуханию нержавеющих дисперсионно-твердеющих (●) и с твердорастворным (○) упрочнением сталей и сплавов

Полученные экспериментальные данные по исследованию стали марки 04X15H15M3T2Ч отвергают устано- вившееся мнение, что аустенитным хромоникелевым сталям и сплавам (ГЦК - структура), в отличие от ста- лей и сплавов с ОЦК и ГПУ - струк- турами, свойственна высокая склон- ность к радиационному распуханию и вакансионному порообразованию.

В седьмой главе "Явление аномальной рекомбинации разноименных радиационных дефектов в распадающихся твердых растворах" приводятся экспериментально обнаруженные и теоретически обоснованные данные по установленному явлению аномальной рекомбинации разноименных радиа- ционных дефек­тов в распадающихся твердых растворах, заключающееся в том, что при раз­витом однородном непрерывном распаде метастабильных растворов под высокоэнергетическим облучением происходит перераспределение потоков под­вижных дефектов и вынужденное усиление рекомбинации разноименных де­фектов, обусловленные полями внутренних напряжений формирующихся предвыделений и приводящих к подавлению распухания.

Показано, что определяющее влияние на повышение спо­собности твердых тел к рекомбинации разноименных точечных радиационных дефектов оказывают не концентрационное и размерное несоответствия, соз­дающиеся в объемах исходных твердых растворов при определенном их ле­гировании (твердорастворное упрочнение), а несоответствия, возникающие при распаде пересыщенных (метастабильных) твердых растворов, а также интенсивность распада.

Для подавления радиационного распухания необходимо в сталях и спла­вах определенным легированием обеспечить во времени развитый непрерыв­ный однородный распад твердого раствора с сильно выраженным инкубаци­онным периодом с определенной величиной объемной дилатации на границе раздела "формирующаяся вторичная фаза - матрица", а также распадов, типа упорядочения, К-состояния, расслоения твердых растворов и др. Возни­кающие при таком распаде во времени развитые сильные поля структурных напряжений оказываются способными перераспределять потоки разноимен­ных точечных дефектов, ослаблять или подавлять миграцию межузельных атомов на опасные структурные стоки (экранировать их) и обеспечить воз­можность рекомбинации их с вакансиями в упруго искаженных областях рас­падающихся твердых растворов.

Установлено, что в распадающихся твердых растворах имеет место явление аномальной рекомбинации разноименных дефектов благодаря форми­рованию неоднородных упругих полей, которые экранируют дислокации и в которых поэтому концентрация разноименных дефектов и, следовательно, ве­роятность их встречи, приводящей к рекомбинации, повышены.

Сущность предлагаемого явления состоит в экспериментальном обна­ружении и теоретическом обосновании усиления рекомбинации подвижных точечных радиационных дефектов, как с подвижными разноименными дефек­тами, так и с их кластерами, при развитом однородном непрерывном распаде твердых растворов под облучением в результате перераспределения потоков вакансий и межузельных атомов в полях внутренних напряжений формирую­щихся предвыделений.

Научное значение установленного явления состоит в том, что оно вне­сло коренные изменения в представления о природе и свойствах твердых тел в условиях облучения высокоэнергетическими частицами.

Прикладное значение заключается в том, что оно указывает возможно­сти целенаправленного создания радиационностойких материалов и управле­ния процессами радиационного дефектообразования.

Дальнейшие исследования условий и механизма аномальной рекомбина­ции разноименных дефектов и связанных с ней изменений свойств метастабильных твердых растворов под облучением могут способствовать решению важных задач прикладного характера также в других областях ядерной и тер­моядерной энергетики, космической техники и радиационнолучевой техноло­гии.

1. Отмечается, что при нейтронном облучении вследствие более сильно­го взаимодействия межузельных атомов с дислокациями и большей их под­вижности в кристаллической решетке (наличие преферанса) они быстрее ухо­дят на стоки чем вакансии. Присоединяясь к структурному дефекту, межузельные атомы достраивают существующие атомные плоскости кристалла, вызывая радиаци­онное распухание. Нескомпенсированные же вакансии в определенной темпе­ратурной области образуют зародыши, развивающиеся со временем в поры (8 или 10 вакансий).

2. Установлено, что для подавления радиационного распухания в сталях и сплавах с ГЦК-решеткой необходимо с помощью легирования обеспечить развитый непрерывный распад твердого раствора с сильно выраженным инкубационным пе­риодом и определенной величиной объемной дилатации на границе раздела "формирующаяся фаза – матрица". Показано, что возникающие при таком распаде "сильные" поля структурных напряжений оказываются способными перераспределять потоки разноименных точечных дефектов, ослаблять или подавлять миграцию межузельных атомов на опасные структурные стоки (экранировать их) и обес­печить возможность их рекомбинации с вакансиями. При "сильном" распаде (развитое дисперсионное твердение) расстояние между вторичными фазами меньше, чем между дислокациями, из-за чего происходит преимущественное экранирование краевых дислокаций. В таком случае осуществляется более полная рекомбинация радиационных дефектов, и радиационное распухание при этом весьма незначительно.

Если допустить "меньшую" рекомбинацию, происходит некоторое рас­пухание, но при этом улучшается технологичность материала.

3. Дисперсионное твердение, обеспечивая большую рекомбинацию, дает одновременно и большее упрочнение. Это значит, что дисперсионное тверде­ние есть мера и радиационного распухания.

4. В связи с отмеченным, легирование аустенитных сплавов титаном (в большем количестве, чем это необходимо для связывания углерода в карбиды титана - предотвращение склонности к межкристаллитной коррозии), которое гарантирует равномерный однородный распад во времени с образованием интерметаллидной - фазы типа Ni₃Ti или добавка в сплавы в определенном ко­личестве РЗМ (иттрий, скандий и др.) - основные способы уменьшения или даже подавления радиационного распухания.

5. Показано, что зарождение новой избыточной фазы не происходит
мгновенно, для ее выделения требуется определенное, иногда очень длитель­ное время. При выделении вторичной фазы последовательно происходят сле­дующие процессы: появление сегрегатов, двумерных, а затем трехмерных об­разований типа зон Гинье-Престона-Багаряцкого, каких-то промежуточных состояний, когерентной фазы, имеющей границу раздела. Только затем проис­ходит коагуляция избыточной фазы. Эти процессы, по-видимому, присущи всем пересыщенным твердым растворам, но развитие их с учетом температурно-временных факторов различно, то есть в одних сталях они сильно выра­жены (например, дисперсионно-твердеющие стали и сплавы), а в других – бо­лее слабо (сталь типа 18-8 и др.). При этом наиболее важны процессы, кото­рые происходят внутри твердого раствора – до обособления и коагуляции из­быточной фазы.

Таким образом, при распаде твердых растворов именно в них происхо­дят основные структурные превращения: равномерность зарождения фаз, ве­личина и знак структурных напряжений и др.

При "слабом" распаде выделение вторичных фаз происходит в основном по границам зерен, то есть довольно неравномерно, а количество этих фаз со­ставляет 1,0 – 1,5%. Таким материалам (например, стали типа 18-8) свойствен­но весьма высокое радиационное распухание (20-30%). В то же время в дисперсионно-твердеющем сплаве 04Х15Н35М2БТЮР, применяемом в реакторе на быстрых нейтронах БН-600, количество вторичных фаз может составлять 8-13%. Сплав практически не подвержен радиационному распуханию.

Следовательно, структурные превращения, протекающие на различных стадиях распада твердых растворов, усиливаемые или индуцируемые радиа­ционным воздействием, оказывают определяющее влияние на эффекты ней­тронного (и ионного) облучения. Изменение служебных свойств конструкци­онных материалов в процессе облучения определяется характером взаимодей­ствия дислокационной структуры, плотностью и равномерностью распределе­ния дислокаций, изменяющихся в процессе облучения, с простыми и сложны­ми комплексами радиационных дефектов и структурных образований, также изменяющихся во времени (от зарождения сегрегатов вторичных фаз и до их обособления и коагуляции).

При этом еще раз следует отметить важность равномерности распада и величины объемной дилатации на границе раздела "формирующаяся фаза - матрица", предопределяющих появление упругоискаженных областей в мат­рице, глубину их распространения и уровень напряжений.

6. Рассмотренные ранее (до настоящей работы) механизмы, и особенно такие, как легирование элементами, вызывающими дилатацию кристалличе­ской решетки или имеющими различную диффузионную способность в твер­дом растворе данной композиции, а также вызывающими ближнее упорядоче­ние в твердом растворе или оказывающими влияние на энергию дефекта упа­ковки, должны способствовать, казалось бы, рекомбинации разноименных то­чечных дефектов и, в связи с этим, оказывать влияние на ослабление развития радиационного распухания. Однако эти механизмы, разработанные преиму­щественно для аустенитных хромоникелевых сталей типов 18-8 и 15-15 (ос­новных конструкционных материалов атомных энергетических установок), учитывают, как правило, только состояние исходного твердого раствора без учета влияния в нем структурных изменений во времени при различной температуре. Такие подходы, как впервые установлено, не обеспечили сущест­венное повышение сопротивляемости материалов радиационному распуханию.

В данной работе показано, что определяющее влияние на повышение способности твердых тел к рекомбинации разноименных точечных радиаци­онных дефектов оказывают не концентрационное и размерное несоответствия, создающиеся в объемах исходных твердых растворов при определенном их легировании (твердорастворное упрочнение), а несоответствия, возникающие при распаде пересыщенных (метастабильных) твердых растворов, а также ин­тенсивность распада твердых растворов.

В этом и заключается суть установленной аномальной рекомбина­ции разноименных радиационных дефектов - благодаря формированию не­однородных упругих полей, которые экранируют дислокации и обеспечивают встречу, а затем и рекомбинацию межузельных атомов с вакансиями.

Разработаны модели распада твердых растворов твердорастворно-упрочняемых и дисперсионно-твердеющих сталей и сплавов.

7. Развито явление аномальной принудительной рекомбинации разно­именных радиационных дефектов в распадающихся твердых растворах сталей и сплавов. Показано, что в процессе нейтронного и ионного облучения проте­кает дополнительная (основная) рекомбинация относительно устойчивых ра­диационных дефектов в случае однородного непрерывного распада твердых растворов. Возникающие при этом структурные напряжения оказываются спо­собными перераспределять потоки разноименных точечных дефектов, ослаб­лять или подавлять миграцию межузельных атомов в опасные структурные стоки (экранировать их) и обеспечивать при этом возможность протекания рекомбинации их с вакансиями в упруго-искаженных областях распадающихся твердых растворов.

Эта научно обоснованная концепция дала возможность создать ряд но­вых дисперсионно-твердеющих сталей и сплавов, практически несклонных к радиационному распуханию (сплавы и стали защищены авторскими свиде­тельствами).

8. Одновременно показано, что для достижения высокой деформацион­ной способности конструкционных материалов АЭУ при высоких температу­рах также необходимо создание твердых растворов, гарантирующих развитый непрерывный однородный распад. В этом случае обеспечивается более изо­тропное состояние твердого раствора и ослабляется межзеренное развитие трещин.

9. Научное значение данной работы состоит в том, что она внесла корен­ные изменения в представления о природе и свойствах твердых тел в условиях радиационного облучения.

Прикладное же значение заключается в том, что оно указывает возмож­ности целенаправленного создания радиационностойких конструкционных материалов и управления процессами радиационного дефектообразования.

10. Обобщение и анализ широкого комплекса исследований дали возможность отметить следующие основные пути ослабления или подавления ра­диационного распухания и вакансионного порообразования в аустенитных коррозионностойких сталях и сплавах:

а) легирование никелем (40-60%);

б) введение значительных количеств титана (и алюминия), обеспечивающих перевод сталей и сплавов в разряд дисперсионно-твердеющих материалов. Аннигиляция радиационных дефектов связывается с усилением их рекомбина­ции в полях внутренних напряжений, возникающих при формировании фаз типа Ni₃Ti или Ni₃(Ti, Al) в латентном периоде распада. Согласно этим концепциям разработаны аустенитные дисперсионно-твердеющие экономно легированные никелем стали марок Х12Н23МТ3ЦЧ (23% Ni), 04Х15Н15М3Т2ЦЧ (15% Ni) с весьма высоким сопротивлением ра- диационно­му распуханию: при повреждающих дозах 80-100 смещ./атом -1-3%;

в) микролегирование сталей и сплавов РЗМ:

- введение в никель ~ 0,2% празеодима снижает распухание с
8-10% до 1-2% (60 смещ./атом);

- введение в никель ~ 12% скандия снижает распухание до 1-1,5%

г) введение в хромоникелевый сплав с 30% никеля (сплав марки 03Х20Н30М2БРЦЧ) ~ 0,04% иттрия переводит его в разряд стойких к радиационному распуханию материалов (V/V = 1-2% при 100-130 смещ./атом);

д) совместное легирование аустенитных сталей и сплавов титаном
(и алюминием) и РЗМ;

е) легирование, например, аустенитных сталей высоким содержанием меди (1-1,5%), переводя их в дисперсионно-твердеющие материалы.