Effet du recuit sur les microstructures et le durcissement des alliages de vanadium implantés séquentiellement à l'hélium-hydrogène

Contexte

Des alliages à base de vanadium ont été développés pour une utilisation possible dans la structure des réacteurs de puissance à fusion en raison de leur potentiel de faible activation et de leurs propriétés attractives à haute température [1]. Cependant, l'hydrogène (H) et l'hélium (He) produits par réaction de transmutation nucléaire dans un réacteur à fusion influenceraient grandement la microstructure et les propriétés mécaniques [2]. Sur la base de l'atome, He avec une faible solubilité affecte grandement. Il pourrait favoriser le durcissement/fragilisation par irradiation ainsi que la ségrégation et le gonflement des vides [3, 4]. De plus, l'effet synergique potentiel de l'hélium et de l'hydrogène nécessite une étude plus approfondie pendant l'irradiation [5]. Des recherches sur le durcissement par irradiation du V-4Ti après irradiation He+H ont indiqué que des bulles de He ne pouvaient pas se former dans le V-4Ti lorsque la concentration en He était inférieure à 0,5 at.%. Par conséquent, le durcissement par irradiation du V-4Ti avec H et He pourrait être principalement dû à des défauts formés lors de l'irradiation [6]. Il est nécessaire d'étudier l'effet de fortes concentrations en He et H sur les microstructures et le durcissement, c'est-à-dire la responsabilité des boucles/réseaux de dislocation et des bulles dans le durcissement par irradiation. Kong et al. [7] ont étudié l'influence des dommages causés par l'irradiation des ions Au sur le tungstène implanté à l'hélium, ont utilisé la formule de contrainte d'Orowan [8] pour interpréter l'interaction entre les bulles d'hélium et les défauts d'irradiation dans les matériaux de tungstène et ont trouvé des bulles d'hélium comme obstacles impénétrables pour le mouvement de dislocation, et pensaient que la densité et la taille des bulles d'hélium étaient les facteurs clés du durcissement. Des défauts d'irradiation se produiraient également pendant l'irradiation. La relation entre les défauts, les boucles de dislocation et les bulles nécessite un examen plus approfondi.

Le recuit post-irradiation a été discuté récemment pour la récupération des dommages d'irradiation et des propriétés mécaniques [9,10,11]. Pour le recuit post-irradiation au-dessus de 600 °C, la récupération de la structure endommagée et des propriétés de traction s'est produite et le durcissement par irradiation a complètement disparu dans V-3Fe-4Ti-0.1Si. Aucune reprise significative du durcissement par irradiation n'a pu être observée dans les échantillons irradiés après un recuit post-irradiation à 500 °C pendant 2 h [12]. La recherche des dommages d'irradiation de récupération par recuit post-irradiation des aciers de base EUROFER a montré qu'un traitement de recuit intermédiaire répété à 550 °C permet à l'acier RAFM de résister à des débits de dose de dommages nominaux beaucoup plus élevés. Après recuit, la fragilisation a encore diminué, tandis que le durcissement a également diminué. Pendant ce temps, le recuit à 500 °C était censé être la température minimale pour démarrer la récupération [13] des aciers de base EUROFER. Une température inférieure à 500 °C doit également être explorée pour la possibilité du processus de récupération du durcissement par irradiation dans un processus de maintien en mode de fonctionnement d'un réacteur de fusion car la température sera maintenue dans le régime où le lithium liquide circulera dans le module de couverture pour refroidir le chaleur de désintégration après exposition aux neutrons, même pendant la période de suspension du fonctionnement d'un réacteur à fusion. L'étude du processus de récupération du durcissement par irradiation et du recuit post-irradiation à une température plus basse nécessiterait un traitement de recuit à long terme pour étendre le régime de température à une température plus basse et ainsi favoriser un traitement d'auto-guérison plus facile dans le réacteur [14].

Cette étude a mené des expériences pour déterminer l'effet de recuit post-irradiation sur les microstructures et les propriétés mécaniques des alliages V-4Cr-4Ti irradiés par He et H. Quatre groupes d'échantillons (c'est-à-dire des spécimens irradiés et des spécimens ayant subi le traitement de recuit post-irradiation à 450 °C pendant 10, 20 et 30 h) ont été réalisés par observation au microscope électronique à transmission (HRTEM) à haute résolution et nanoindentation test. Il vise à comprendre la stabilité thermique des amas de défauts et des bulles et à étudier la méthode de récupération pour le durcissement par irradiation.

Méthodes/Expérimental

Les alliages V-4Cr-4Ti étaient SWIP 30 du Southwestern Institute of Physics. Sa composition chimique des principaux éléments était la suivante (tableau 1).

Les alliages V-4Cr-4Ti ont été enveloppés par des feuilles de Zr et de Ta et scellés dans des capsules de quartz sous vide poussé remplies d'argon pur puis recuites à 1100 °C pendant 2 h. Les échantillons recuits ont été découpés en disques avec une dimension de référence de 100 μm d'épaisseur et 3 mm de diamètre. Ensuite, certains d'entre eux ont été préparés à des échantillons de microscope électronique à transmission (MET) après électropolissage. D'autres ont été polis pour le test de nanoindentation. Les deux ont d'abord été irradiés avec des ions He, puis des ions H à température ambiante dans un accélérateur d'ions du Centre de rayonnement de Pékin. Parmi celles-ci, l'énergie des ions était de 50 keV pour He et de 30 keV pour H, calculées par Stopping and Range of Ions in Matter (SRIM), qui a été choisie pour que les deux ions aient des profils de profondeur similaires. La dose d'irradiation pour les ions He et H était d'environ 5 × 10 ¹⁶ ions/cm ² , respectivement. Le recuit post-irradiation a été effectué pendant 10 à 30 h à 450 °C avec les mêmes conditions de vide poussé que le traitement thermique. Les observations microstructurales ont été réalisées avec FEI F-20 HRTEM. Le test de nanoindentation a été réalisé avec Nano Indenter XP à température ambiante. La profondeur d'indentation était de 1 000 nm, et neuf indentations ont été choisies pour chaque test.

Résultats et discussion

Observation microstructurale

Les images TEM à champ clair et HRTEM des alliages V-4Cr-4Ti irradiés sont présentées sur la figure 1. Après l'irradiation aux ions He et H à température ambiante, de grandes quantités de défauts sont apparues, comme le montre la figure 1a. Ces défauts comprenaient des amas de lacunes et des atomes interstitiels. Généralement, les deux sont produits avec la même quantité pendant l'irradiation. Ces défauts se répartissaient uniformément et n'étaient pas distingués un à un pour la petite dimension. La figure 1b montre l'image haute résolution des alliages V-4Cr-4Ti après irradiation par He et H à température ambiante. Il y a eu une certaine flexion ou rupture de la frange du treillis (flèche blanche). En effet, le contraste des franges est sensible aux défauts. Par conséquent, l'image de la frange du réseau a montré une anomalie pendant l'irradiation.

Images d'alliages V-4Cr-4Ti après irradiation aux ions He+H séquentiellement à température ambiante. un Image TEM en fond clair des défauts. b Image HRTEM des défauts

D'après la figure 1, il n'y avait pas de bulle visible dans les ions He et H irradiés à la température ambiante. La nucléation des bulles dépend principalement de la diffusion de l'hélium et de la température. La diffusion d'hélium est une condition de base pour la nucléation et la croissance des bulles [3]. Dans les ions He irradiés, des complexes He-lacune (He-V) se sont formés en raison de l'énergie de liaison élevée entre l'atome de He et la lacune [15], et d'un petit nombre d'amas de He. Cependant, la mobilité des complexes He-V et des clusters He était limitée ou même négligeable à la température ambiante, ce qui a entraîné la suppression de la nucléation des bulles. Les ions hydrogène ont continué à produire des lacunes et des interstitiels. Selon la simulation, la liaison de l'hélium aux amas est toujours beaucoup plus forte que celle de l'hydrogène [16]. En conséquence, les lacunes nouvellement produites induites par l'irradiation H ont été piégées par des complexes He-V ou des clusters He. L'hydrogène peut être piégé par des amas He-V, ou des amas He ou de très petites graines de bulles d'hélium pour aider à la nucléation des bulles [17].

La figure 2 montre les images de l'alliage V-4Cr-4Ti implanté d'ions He et H après recuit à 450 °C pendant 10 h. La figure 2a montre des boucles de dislocation sous focus, tandis que la figure 2b montre une grande quantité de bulles sur focus. TEM He ⁺ in situ l'implantation et le recuit sur du fer nanocristallin à température ambiante ont également trouvé deux types de dommages visibles par rayonnement :les amas interstitiels et les bulles [18]. Les deux augmenteraient le durcissement par irradiation des matériaux. De petites boucles de dislocation dont la taille est de 4 nm ont également été observées sur la figure 2. La taille et la densité numérique de la bulle sont d'environ 9 nm et 1,5 × 10 ¹¹ cm ⁻² , respectivement. Si les ions H implantés sont uniquement destinés au tungstène à haute température, des bulles d'hydrogène de petite taille ont émergé. Mais les bulles dans cette étude sont censées être des bulles d'hélium avec un peu d'hydrogène. Les atomes d'He occupaient des lacunes et l'hydrogène est piégé par des complexes He-V, de sorte que la présence d'He supprime la formation de bulles d'hydrogène [19].

Boucles de dislocation et bulles d'alliages V-4Cr-4Ti après traitement de recuit post-irradiation à 450 °C pendant 10 h. un Boucles de luxation. b Bulles de champ clair. c , d , e Bulles d'images haute résolution

Après irradiation, les teneurs en He et H sont constantes. Avec l'augmentation de la température, la mobilité des complexes He-V augmente et induit la formation de bulles. Pratiquement, la nucléation de la bulle se produit par la diffusion et le regroupement simultanés d'atomes de He, d'atomes de H, de lacunes (et d'interstitiels), ce qui représente un processus de nucléation compliqué. Cependant, les microstructures des échantillons recuits irradiés sont dominées non seulement par des bulles mais aussi par des boucles/réseaux de dislocation [20]. La nature des boucles de luxation peut être de type interstitiel ou à vacance. L'irradiation d'ions légers tels que l'hélium et l'hydrogène à basse température a entraîné des boucles interstitielles [21]. Les interstitiels libres migrent plus vite que les lacunes qui sont impliquées dans la formation forte des boucles de dislocation. Ainsi, dans cette étude, le type de boucles de luxation est interstitiel.

Avec l'augmentation de la température ou du temps de maintien, les boucles de dislocation et les bulles qui se sont développées et ont eu tendance à grossir sont illustrées sur la figure 3, ce qui signifie que la taille moyenne a augmenté tandis que la densité a diminué avec le temps. Les microstructures coexistaient de grandes boucles et bulles de dislocation de type interstitiel. La taille moyenne et la densité numérique des boucles de luxation sont de 18 nm et de 7,5 × 10 ¹⁰ cm ⁻² , respectivement. La taille moyenne et la densité numérique des bulles sont de 11 nm et 2,1 × 10 ¹¹ cm ⁻² .

Microstructures des alliages V-4Cr-4Ti après traitement de recuit post-irradiation à 450 °C pendant 20 h. un Boucles de luxation de champ clair. b , c Bulles de champ clair. d , e Bulles d'images haute résolution

Pendant le temps de maintien continu, de plus en plus de He, H, de lacunes et de petits interstitiels sont passés dans les bulles. Les bulles avaient une pression plus élevée et un volume plus important. Enfin, les bulles surpressurisées qui étaient proches de la limite de la zone mince se sont d'abord rompues et se sont effondrées en cratère (Fig. 3b) [22]. Pendant ce temps, les espaces vacants et les interstitiels sont annihilés par toutes sortes de puits tels que les bulles, les boucles, les joints de grains et la surface.

Le grossissement des bulles s'explique par les mécanismes de maturation d'Ostwald qui sont dus à la résolution thermiquement activée des petites bulles et à la réabsorption des atomes He et H par les grosses bulles [10, 23]. De plus, la pression a augmenté en raison de plus en plus de He et H qui entrent dans les bulles. La plupart des atomes d'hydrogène ont été piégés par des bulles d'hélium. Au cours du processus, l'hydrogène était censé être d'abord attiré par le champ de contrainte des bulles d'hélium sous haute pression. Le grossissement des bulles fournit plus de surface libre pour lier plus d'atomes d'hydrogène.

Lorsque le temps de maintien a atteint 30 h, les bulles ont continué à grossir, ce qui est illustré sur la figure 4. La taille moyenne est de 14 nm et la densité numérique est de 1,6  ×  10 ¹¹ cm ⁻² . Les boucles de luxation n'apparaissaient pas. Un deuxième mécanisme qui contribue à la diminution de la densité des boucles de dislocation lors du recuit est l'échappement apparent des boucles mobiles à la surface libre. Cette disparition peut résulter soit de la dissolution rapide de défauts ponctuels dans la matrice, soit, plus vraisemblablement, de la migration de la boucle vers le puits le plus proche, qui est dans ce cas la surface libre [21]. À partir de l'image HRTEM de la figure 4b, nous pouvons identifier les lignes de luxation.

Microstructures des alliages V-4Cr-4Ti après traitement de recuit post-irradiation à 450 °C pendant 30 h. un Bulles de champ clair. b Lignes de dislocation d'images haute résolution

Des recherches sur le recuit au-dessus de 400 °C dans un alliage à base de vanadium ont trouvé des précipités cubiques et en forme de plaques de type Ti-O [24]. Pour analyser les compositions de l'alliage V-4Cr-4Ti après le traitement de recuit post-irradiation (le temps de maintien est de 30 h), nous avons utilisé un microscope FEI Tecnai F20 équipé d'un système d'analyse du spectre de rayons X à dispersion d'énergie (EDS) et d'un microscope électronique à balayage. (STEM-EDS) qui a effectué l'analyse de la composition. Le résultat est le suivant.

D'après la figure 5, aucun précipité évident n'est apparu. Bien que la teneur en oxygène soit un peu élevée, il n'y a pas de précipités en forme de plaque ou de disque. L'analyse quantitative des défauts induits par l'irradiation est la suivante.

Cartographie STEM et EDS des alliages V-4Cr-4Ti après traitement de recuit post-irradiation à 450 °C pendant 30 h. un L'image de contraste Z à faible grossissement. b La cartographie de composition

Durcissement par irradiation

Le test de nanoindentation a été utilisé pour tester le durcissement des échantillons tels que irradiés et post-irradiés dans cette étude en raison de la petite zone irradiée et de la profondeur limite irradiée de l'échantillon dans l'accélérateur d'ions. Les résultats sont présentés sur la figure 6. À des fins de comparaison, la dureté de l'alliage V-4Cr-4Ti non irradié a également été testée.

Dureté des alliages V-4Cr-4Ti dans différentes conditions. un Profils de profondeur de dureté d'irradiation brute. b Profondeur d'indentation de la dureté moyenne de nanoindentation avec barre d'erreur. c Parcelle de H ² vs 1/h pour les échantillons irradiés. d Expérimental ΔH mesures corrigées pour ISE

Un effet de taille d'indentation (ISE) a été observé pour presque tous les échantillons de la figure 6a, se manifestant par le fait que les indentations plus petites ont donné une lecture plus élevée de la dureté. Pour exclure l'ISE, les données dans la région moins profonde que 100 nm ont été ignorées. La profondeur dépendant de la dureté moyenne de nanoindentation avec barre d'erreur pour tous les échantillons est indiquée sur la figure 6b. Il est évident que le durcissement a été induit par irradiation. La dureté des échantillons tels que irradiés et post-irradiés est supérieure à celle des échantillons non irradiés.

Les résultats de la dureté ont été encore corrigés à l'aide du modèle Nix-Gao [25] qui expliquait la dureté croissante due aux dislocations géométriquement nécessaires près de la surface qui accueille le pénétrateur [26]. Le modèle Nix-Gao s'exprime ainsi :

Où H est la dureté expérimentale, H ₀ est la dureté à une profondeur infinie, h ^* est une longueur caractéristique qui dépend du matériau et de la forme des pointes de pénétrateur, et h est la profondeur d'indentation.

Si H ² est défini sur Y -axis, tandis que 1/h est défini sur X -axis, le tracé de H ² vs 1/h pour tous les échantillons a été obtenu comme le montre la figure 6c. On peut voir que l'intrigue de H ² vs 1/h montre une bonne linéarité à faible profondeur et s'écarte de l'ajustement linéaire à une région plus profonde [6, 27].

Le degré de déviation de la figure 6c pour les échantillons irradiés était plus important. H ₀ dans la région irradiée peut être obtenu en ajustant les données correspondantes de la Fig. 6c. Ensuite, nous pouvons obtenir des mesures expérimentales de ΔH corrigées pour l'ISE illustrées à la Fig. 6d. La dureté des échantillons non irradiés était la plus faible, puis l'échantillon tel qu'irradié, ce qui indiquait l'augmentation de la dureté, était induite par l'irradiation. Parmi les trois séries d'échantillons avec recuit post-irradiation, la dureté des échantillons après recuit post-irradiation à 450 °C pendant 20 h était la plus faible, et lorsque le temps de maintien était de 10 h, la dureté était la plus élevée. Les différences peuvent être causées par l'interaction entre les défauts ponctuels, les boucles de dislocation et les bulles. Nous en avons discuté ci-dessous à travers le modèle de durcissement de barrière dispersée et la relation de Friedel-Kroupa-Hirsch.

Les boucles de dislocation et les bulles contribuent au durcissement par irradiation. Ainsi, nous avons analysé le durcissement par irradiation de la simulation numérique sous deux aspects. Sur la base du modèle de durcissement de barrière dispersée, nous pouvons estimer l'augmentation de la limite d'élasticité [28] causée par les boucles de dislocation.

Où, M est le facteur Tarlor (3,05 pour le métal BCC) ; α est la résistance de la barrière (0,45), I est l'espacement moyen entre les obstacles qui peut être estimé à 1/\( \sqrt{Nd} \), μ est le module de cisaillement, b est le vecteur Burgers, et N et d sont respectivement la densité de boucle moyenne et la taille moyenne des boucles de dislocation, qui sont présentées dans le tableau 2. Selon la formule, le durcissement induit par les boucles de dislocation est proportionnel à \( \sqrt{Nd} \).

Le durcissement induit par les bulles peut être développé par la relation de Friedel-Kroupa-Hirsch.

où N et d sont la densité de boucle moyenne et la taille moyenne des bulles qui sont indiquées dans le tableau 2.

Selon les formules (2) et (3), le durcissement par irradiation de l'alliage V-4Cr-4Ti qui a subi le traitement de recuit post-irradiation pendant 10, 20 et 30 h à 450 °C a été estimé, comme suit. A et B représentent des constantes différentes dans les formules (2) et (3).

D'après le tableau 3, l'influence des boucles de dislocation sur le durcissement par irradiation a été réduite et l'impact de la bulle était l'inverse avec le temps de maintien. Il est à noter que le calcul n'incluait pas l'alliage non irradié et tel qu'irradié car nous ne pouvions pas compter la taille et la densité numérique des boucles de dislocation et des bulles qu'elles contiennent.

Sans recuit post-irradiation, il y avait de petits défauts ou des boucles de dislocation à la période d'incubation. La distorsion du réseau causée par les défauts d'irradiation a influencé le durcissement par irradiation. Lors du recuit à 450 °C, des boucles de dislocation se sont développées. Et les bulles ont émergé et grossi. La croissance des bulles s'est faite par perforation de boucle induite par l'hélium, aidée par la présence d'hydrogène, au lieu d'une interaction directe entre l'hydrogène et l'hélium [19]. L'interaction entre la bulle et les boucles était forte lorsque le temps de maintien était de 10 h et augmenterait le durcissement. Le temps de maintien continu a fait des lacunes et des interstitiels annihilés à toutes sortes de puits tels que les boucles, les bulles, les joints de grains et la surface libre. Les défauts laissés étaient de moins en moins. Pendant ce temps, les boucles de dislocation se sont lentement échappées de la surface. L'effet d'accrochage entre les boucles de dislocation et les bulles s'est affaibli, ce qui a entraîné une récupération mineure du durcissement par irradiation. Lorsque le temps de maintien atteignait 30 h, la plupart des boucles de luxation disparaissaient. Ensuite, de très grosses bulles ont joué un rôle dominant sur le durcissement.

Bien que le durcissement des alliages V-4Cr-4Ti irradiés soit inférieur à celui de l'acier martensitique à faible activation de Chine irradié [29], le durcissement par irradiation n'a pas récupéré selon le recuit à 450 °C pendant jusqu'à 30 h. Fukumoto et al. [14] ont étudié le traitement de recuit post-irradiation d'alliages de vanadium irradiés par des neutrons et ont trouvé une récupération d'allongement de 3 % dans les alliages V-4Cr-4Ti qui a été obtenue par le traitement de recuit à 500 °C pendant 20 h sous vide. Cependant, les éléments microstructuraux (par exemple, les amas de défauts et les structures de dislocation) ont conservé un durcissement élevé même après 50 h de traitement de recuit. Des recherches supplémentaires sont nécessaires pour envisager d'augmenter la température de recuit [11] ou d'allonger le temps de maintien.

Conclusions

L'alliage V-4Cr-4Ti a été irradié par irradiation aux ions He et H séquentiellement à une dose de 10 ¹⁷ ions/cm ² à température ambiante puis effectué un recuit post-irradiation à 450 °C pendant 10 à 30 h pour évaluer l'évolution de la microstructure et du durcissement. Boucles de dislocation et bulles formées dans l'alliage V-4Cr-4Ti de recuit post-irradié. La taille des boucles et des bulles de dislocation a augmenté progressivement avec l'augmentation du temps de maintien tandis que la densité du nombre de boucles et de bulles de dislocation a diminué. Enfin, de grandes boucles de dislocation ont migré vers la surface libre. Les observations HRTEM ont montré que des lignes de dislocation restaient dans la matrice. Bulles combinées entre elles et grossies. L'irradiation ionique et le recuit post-irradiation ont induit l'évolution du durcissement qui a été trouvée par le test de nanoindentation. Le durcissement par irradiation correspond aux changements microstructuraux. Sans recuit post-irradiation, la distorsion du réseau induite par des défauts ponctuels a provoqué un durcissement par irradiation. Au fur et à mesure que le traitement de recuit à 450 °C s'est déroulé pendant 10 h, la dureté a augmenté car l'effet d'accrochage entre les boucles de dislocation et les bulles était fort. Lorsque le temps de maintien a atteint 20 h, le durcissement s'est légèrement rétabli par rapport à un recuit de 10 h. A ce moment, l'interaction entre les boucles de dislocation et les bulles était faible. Avec un temps de recuit de 30 h, le durcissement augmente à nouveau et l'influence des bulles est dominante.

Abréviations

H :

Hydrogène

Il :

Hélium

He-V :

He-vacance

HRTEM :

Microscopie électronique à transmission haute résolution

ISE :

Effet de taille d'indentation

RT :

Température ambiante

SRIM :

Arrêt et portée des ions dans la matière

STEM-EDS :

Spectre de rayons X à dispersion d'énergie du microscope électronique à balayage

TEM :

Microscope électronique à transmission