Влияние отжига на микроструктуру и упрочнение сплавов с последовательным имплантированным гелием и водородом

Фон

Сплавы на основе ванадия были разработаны для возможного использования в конструкции термоядерных энергетических реакторов из-за их способности к низкой активации и их привлекательных высокотемпературных свойств [1]. Однако водород (H) и гелий (He), полученные в результате реакции ядерной трансмутации в термоядерном реакторе, будут сильно влиять на микроструктуру и механические свойства [2]. На атомной основе сильно влияет He с низкой растворимостью. Он мог способствовать облучению / охрупчиванию, а также сегрегации и набуханию пустот [3, 4]. Кроме того, потенциальный синергетический эффект гелия и водорода требует дальнейшего изучения во время облучения [5]. Исследования радиационного упрочнения V-4Ti после облучения He + H показали, что пузырьки He не могли образовываться в V-4Ti, когда концентрация He составляла менее 0,5 ат.%. Следовательно, радиационное упрочнение V-4Ti с H и He в основном могло быть связано с дефектами, образовавшимися при облучении [6]. Необходимо изучить влияние высоких концентраций He и H на микроструктуру и упрочнение, другими словами, насколько дислокационные петли / сетки и пузырьки ответственны за упрочнение при облучении. Kong et al. [7] изучили влияние повреждения ионами Au на вольфрам, имплантированный гелием, использовали формулу напряжений Орована [8] для интерпретации взаимодействия между пузырьками гелия и радиационными дефектами в вольфрамовых материалах и обнаружили пузырьки гелия как непроницаемые препятствия для движения дислокаций, а также считал, что плотность и размер пузырьков гелия являются ключевыми факторами затвердевания. Дефекты облучения также могут возникать во время облучения. Взаимосвязь между дефектами, дислокационными петлями и пузырьками требует дальнейшего изучения.

Отжиг после облучения недавно обсуждался для восстановления радиационных повреждений и механических свойств [9,10,11]. При пострадиационном отжиге выше 600 ° C в V-3Fe-4Ti-0.1Si происходило восстановление структуры повреждений и свойств на растяжение, а лучевое упрочнение полностью исчезало. После пострадиационного отжига при 500 ° C в течение 2 ч значительного восстановления радиационного упрочнения в облученных образцах не наблюдалось [12]. Исследование восстановления после радиационного отжига базовых сталей EUROFER после облучения показало, что после повторного промежуточного отжига при 550 ° C сталь RAFM выдерживала гораздо более высокие номинальные мощности дозы повреждения. После отжига охрупчивание еще больше уменьшилось, а упрочнение также уменьшилось. Между тем, отжиг при 500 ° C должен был быть минимальной температурой для начала восстановления [13] базовых сталей EUROFER. Температура ниже 500 ° C также должна быть исследована на предмет возможности процесса восстановления от радиационного упрочнения в процессе поддержания рабочего режима термоядерного реактора, поскольку температура будет поддерживаться в режиме, при котором жидкий литий будет циркулировать в модуле бланкета для охлаждения остаточное тепло после нейтронного воздействия даже в период приостановки работы термоядерного реактора. Исследование процесса восстановления после упрочнения при облучении и пострадиационного отжига при более низкой температуре потребует длительной обработки отжигом, чтобы расширить температурный режим до более низкой температуры и, таким образом, облегчить самовосстановление в реакторе [14].

В рамках данного исследования были проведены эксперименты по определению влияния отжига после облучения на микроструктуру и механические свойства сплавов V-4Cr-4Ti, облученных He и водородом. Четыре группы образцов (т.е. образцы после облучения и образцы, которые прошли пострадиационную обработку отжигом при 450 ° C в течение 10, 20 и 30 часов) были исследованы с помощью просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения (HRTEM) и наноиндентирования. контрольная работа. Его цель - понять термическую стабильность скоплений дефектов и пузырьков и исследовать метод восстановления при радиационном упрочнении.

Методы / экспериментальные

Сплавы V-4Cr-4Ti были получены от SWIP 30 Юго-Западного института физики. Его химический состав по основным элементам был следующим (Таблица 1).

Сплавы V-4Cr-4Ti были обернуты Zr и Ta фольгой и запечатаны в кварцевые капсулы в высоком вакууме, заполненные чистым аргоном, затем отожжены при 1100 ° C в течение 2 часов. Отожженные образцы вырубали в диски толщиной 100 мкм и диаметром 3 мм. Затем некоторые из них были подготовлены к образцам на просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) после электрополировки. Остальные были отполированы для теста наноиндентирования. Оба они были облучены сначала ионами He, а затем ионами H при комнатной температуре в ионном ускорителе Пекинского радиационного центра. Среди них энергия ионов составляла 50 кэВ для He и 30 кэВ для H, рассчитанная методом остановки и пробега ионов в веществе (SRIM), который был выбран таким образом, чтобы оба иона имели одинаковые профили глубины. Доза облучения ионами He и H составляла примерно 5 × 10 ¹⁶ ионов / см ² , соответственно. Пострадиационный отжиг проводился в течение 10–30 ч при 450 ° C в том же высоком вакууме, что и термообработка. Наблюдения за микроструктурой выполнялись с помощью ПЭМ FEI F-20 HRTEM. Тест наноиндентирования был проведен с помощью Nano Indenter XP при комнатной температуре. Глубина вдавливания составляла 1000 нм, и для каждого теста было выбрано девять отпечатков.

Результаты и обсуждение

Наблюдение за микроструктурой

Светлопольные изображения ПЭМ и ПЭМ ВРЭ облученных сплавов V-4Cr-4Ti показаны на рис. 1. После облучения ионами He и H при комнатной температуре появилось большое количество дефектов, как показано на рис. 1a. Эти дефекты включали кластеры вакансий и межузельных атомов. Как правило, оба они производятся с одинаковым количеством во время облучения. Эти дефекты распределены равномерно и не выделяются один за другим по малой размерности. На рис. 1б показано изображение с высоким разрешением для сплавов V-4Cr-4Ti после облучения He и H при комнатной температуре. Наблюдались изгибы или надлом бахромы решетки (белая стрелка). Это связано с тем, что краевой контраст чувствителен к дефектам. Таким образом, изображение решетчатой ​​каймы показало аномалию во время облучения.

Изображения сплавов V-4Cr-4Ti после облучения ионами He + H последовательно при комнатной температуре. а Светлопольное изображение дефектов на просвечивающем электронном микроскопе. б ВРЭМ изображение дефектов

Из рис. 1 видно, что в облученных ионах He и H при комнатной температуре не было видимого пузыря. Зарождение пузырьков зависит в основном от диффузии гелия и температуры. Диффузия гелия - основное требование для зарождения и роста пузырьков [3]. В облученных ионах He комплексы He-вакансия (He-V) образовывались из-за высокой энергии связи между атомом He и вакансией [15] и небольшого количества кластеров He. Однако подвижность комплексов He-V и кластеров He была ограничена или даже незначительна при комнатной температуре, что вызывало подавление зарождения пузырьков. Ионы водорода продолжали создавать вакансии и междоузлия. Согласно моделированию, связывание гелия с кластерами всегда намного сильнее, чем у водорода [16]. В результате вновь образовавшиеся вакансии, индуцированные облучением H, захватывались комплексами He-V или кластерами He. Водород может быть захвачен кластерами He-V, кластерами He или очень маленькими зародышами пузырьков гелия, чтобы способствовать зарождению пузырьков [17].

На рис. 2 представлены изображения имплантированного ионами He и H сплава V-4Cr-4Ti после отжига при 450 ° C в течение 10 ч. На рис. 2а показаны дислокационные петли в фокусе, а на рис. 2б показано большое количество пузырьков над фокусом. In situ ТЕМ He ⁺ имплантация и отжиг нанокристаллического железа при комнатной температуре также обнаружили два типа видимых радиационных повреждений:межузельные кластеры и пузырьки [18]. Оба они увеличили бы радиационное упрочнение материалов. Маленькие дислокационные петли размером 4 нм также наблюдались на рис. 2. Размер и числовая плотность пузырька составляют примерно 9 нм и 1,5 × 10 ¹¹ . см ⁻² , соответственно. Если имплантированные ионы H попадают только в вольфрам при высокой температуре, появляются пузырьки водорода небольшого размера. Но в этом исследовании предполагается, что пузырьки - это пузырьки гелия с небольшим количеством водорода. Атомы He занимают вакансии, а водород захватывается комплексами He-V, поэтому присутствие He подавляет образование пузырьков водорода [19].

Дислокационные петли и пузыри сплавов V-4Cr-4Ti после послерадиационного отжига при 450 ° C в течение 10 ч. а Петли вывиха. б Пузыри яркого поля. c , d , e Пузыри с изображениями высокого разрешения

После облучения содержание He и H остается постоянным. С повышением температуры подвижность комплексов He-V увеличивалась и вызывала образование пузырьков. Фактически зарождение пузырька происходит за счет одновременной диффузии и кластеризации атомов He, атомов H, вакансий (и межузельных атомов), что представляет собой сложный процесс зарождения. Однако в микроструктуре облученных отожженных образцов преобладают не только пузырьки, но и дислокационные петли / сетки [20]. По своей природе дислокационные петли могут быть междоузельными или вакансионными. Облучение легкими ионами, такими как гелий и водород, при более низкой температуре приводило к образованию межузельных петель [21]. Свободные междоузлия мигрируют быстрее, чем вакансии, которые участвуют в сильном образовании дислокационных петель. Итак, в данном исследовании тип дислокационных петель - межузельный.

С увеличением температуры или времени выдержки дислокационные петли и пузырьки, которые росли и имели тенденцию к укрупнению, показаны на рис. 3, что означает, что средний размер увеличивался, а плотность со временем уменьшалась. Микроструктуры сосуществовали из крупных дислокационных петель межузельного типа и пузырьков. Средний размер и численность дислокационных петель составляют 18 нм и 7,5 × 10 ¹⁰ . см ⁻² , соответственно. Средний размер и числовая плотность пузырьков составляют 11 нм и 2,1 × 10 ¹¹ . см ⁻² .

Микроструктуры сплавов V-4Cr-4Ti после послерадиационного отжига при 450 ° C в течение 20 ч. а Дислокационные петли светлого поля. б , c Пузыри яркого поля. г , e Пузыри с изображениями высокого разрешения

Во время продолжающейся выдержки в пузырьки переходило все больше и больше He, H, вакансий и мелких междоузлий. Пузырьки имели более высокое давление и больший объем. Наконец, пузыри с избыточным давлением, которые находились близко к границе тонкой области, сначала лопнули и образовали кратер (рис. 3b) [22]. Между тем, вакансия и межузельное пространство аннигилируют всевозможными стоками, такими как пузырьки, петли, границы зерен и поверхность.

Укрупнение пузырьков объясняется механизмами созревания Оствальда, которое связано с термически активированным разрешением от малых и повторным поглощением атомов He и H большими пузырьками [10, 23]. Кроме того, давление увеличивалось из-за того, что все больше и больше He и H попадали в пузырьки. Большинство атомов водорода было захвачено пузырьками гелия. Предполагалось, что во время этого процесса водород сначала будет притягиваться к полю напряжений пузырьков гелия под высоким давлением. Увеличение размера пузырьков дает больше свободной поверхности для связывания большего количества атомов водорода.

Когда время выдержки составляло до 30 ч, пузырьки продолжали укрупняться, что показано на рис. 4. Средний размер составляет 14 нм, а числовая плотность составляет 1,6 × 10 ¹¹ . см ⁻² . Дислокационные петли не появлялись. Второй механизм, который способствует уменьшению плотности дислокационных петель во время отжига, - это очевидный выход подвижных петель на свободную поверхность. Это исчезновение может быть результатом либо быстрого растворения точечных дефектов в матрице, либо, что более вероятно, миграции петли к ближайшему стоку, которым в данном случае является свободная поверхность [21]. По изображению ПЭМВР на рис. 4b, мы можем идентифицировать линии дислокации.

Микроструктуры сплавов V-4Cr-4Ti после послерадиационного отжига при 450 ° C в течение 30 ч. а Пузыри яркого поля. б Линии дислокации изображений высокого разрешения

Исследование отжига сплава на основе ванадия при температуре выше 400 ° C обнаружило некоторые пластинчатые и кубовидные выделения типа Ti-O [24]. Для анализа составов сплава V-4Cr-4Ti после пострадиационной обработки отжигом (время выдержки 30 ч) использовали микроскоп FEI Tecnai F20, оборудованный системой анализа энергодисперсионного рентгеновского спектра (EDS) и растровым электронным микроскопом. (STEM-EDS), который провел анализ состава. Результат выглядит следующим образом.

На рис. 5 явных выделений не наблюдается. Хотя содержание кислорода было немного высоким, пластинчатых или дискообразных осадков нет. Количественный анализ дефектов, вызванных облучением, заключается в следующем.

СТЭМ и EDS-картирование сплавов V-4Cr-4Ti после пострадиационного отжига при 450 ° C в течение 30 часов. а Z-контрастное изображение с низким увеличением. б Отображение композиции

Упрочнение облучением

Тест наноиндентирования был использован для проверки твердения образцов после облучения и после облучения в этом исследовании из-за небольшой площади облучения и ограничения глубины облучения образца в ускорителе ионов. Результаты показаны на рис. 6. Для сравнения была также проверена твердость необлученного сплава V-4Cr-4Ti.

Твердость в сплавах V-4Cr-4Ti в различных условиях. а Глубинные профили необработанной радиационной стойкости. б Глубина вдавливания средней твердости наноиндентирования с погрешностью. c Участок H ² vs 1 / ч для облученных образцов. г Экспериментальная Δ H измерения скорректированы на ISE

Эффект размера вдавливания (ISE) наблюдался почти для всех образцов с рис. 6а, проявляясь в том, что меньшие вмятины давали более высокую твердость. Чтобы исключить ISE, данные в области менее 100 нм игнорировались. Зависимость от глубины средней твердости наноиндентирования с полосой погрешности для всех образцов приведена на рис. 6б. Очевидно, что упрочнение было вызвано облучением. Твердость образцов после облучения и после облучения выше, чем у образцов без облучения.

Результаты определения твердости были дополнительно скорректированы с использованием модели Никс-Гао [25], которая объяснила увеличение твердости из-за геометрически необходимых дислокаций вблизи поверхности, в которой находится индентор [26]. Модель Никс-Гао выражается как:

Где H - экспериментальная твердость, H ₀ твердость на бесконечной глубине, h ^* - характерная длина, которая зависит от материала и формы наконечников индентора, а h - глубина отступа.

Если H ² установлен как Y -axis, а 1 / h устанавливается как X -ось, график H ² vs 1 / ч для всех образцов было получено, как показано на рис. 6c. Видно, что сюжет H ² vs 1 / h показывает хорошую линейность на меньшей глубине и отклоняется от линейной аппроксимации на более глубокой области [6, 27].

Степень отклонения на рис. 6в для облученных образцов была больше. H ₀ в облучаемой области может быть получено путем аппроксимации соответствующих данных из рис. 6в. Затем мы можем получить экспериментальные измерения ΔH с поправкой на ISE, показанные на рис. 6d. Твердость необлученных образцов была самой низкой, тогда как облученный образец, который указывал на прирост твердости, был индуцирован облучением. Среди трех серий образцов с пострадиационным отжигом твердость образцов после пострадиационного отжига при 450 ° C в течение 20 часов была самой низкой, а при времени выдержки 10 ч - самой высокой. Различия могут быть вызваны взаимодействием точечных дефектов, дислокационных петель и пузырьков. Мы обсудили это ниже с помощью модели упрочнения дисперсного барьера и соотношения Фриделя-Кроупа-Хирша.

Дислокационные петли и пузырьки способствуют радиационному упрочнению. Итак, мы проанализировали радиационное упрочнение численного моделирования с двух сторон. На основе модели дисперсного барьерного упрочнения мы можем оценить увеличение напряжения текучести [28], вызванное дислокационными петлями.

Где, M - коэффициент Тарлора (3,05 для металла ОЦК); α - прочность барьера (0,45), I - среднее расстояние между препятствиями, которое можно оценить как 1 / \ (\ sqrt {Nd} \), μ модуль сдвига, b вектор Бюргерса и N и d - средняя плотность петель и средний размер дислокационных петель соответственно, которые показаны в таблице 2. Согласно формуле упрочнение, вызванное дислокационными петлями, пропорционально \ (\ sqrt {Nd} \).

Затвердевание, вызванное пузырьками, можно объяснить соотношением Фриделя-Кроупа-Хирша.

где N и d - средняя плотность петель и средний размер пузырьков, которые показаны в Таблице 2.

Согласно формулам (2) и (3), радиационное упрочнение сплава V-4Cr-4Ti, прошедшего послерадиационный отжиг в течение 10, 20 и 30 ч при 450 ° C, оценивалось следующим образом. A и B представляют разные константы в формулах (2) и (3).

Из таблицы 3 видно, что влияние дислокационных петель на радиационное упрочнение было уменьшено, а влияние пузырька было противоположным со временем выдержки. Следует отметить, что в расчет не были включены необлученный и облученный сплав, поскольку мы не могли подсчитать размер и численную плотность дислокационных петель и пузырьков в них.

Без пострадиационного отжига в период инкубации наблюдались небольшие дефекты или дислокационные петли. Искажение решетки из-за радиационных дефектов повлияло на радиационное упрочнение. При отжиге при 450 ° C дислокационные петли выросли. И пузыри всплыли и загрубели. Рост пузырьков происходил за счет индуцированного гелием пробивки петли, чему способствовало присутствие водорода, а не за счет прямого взаимодействия между водородом и гелием [19]. Взаимодействие между пузырьком и петлями было сильным, когда время выдержки составляло 10 ч, и увеличивало затвердевание. Продолжительное время выдержки привело к тому, что вакансии и межузельные частицы аннигилировали на всех типах стоков, таких как петли, пузырьки, границы зерен и свободная поверхность. Дефектов оставалось все меньше и меньше. Между тем дислокационные петли медленно уходили с поверхности. Эффект закрепления дислокационных петель и пузырьков стал слабее, что привело к незначительному восстановлению радиационного упрочнения. При выдержке до 30 ч большинство дислокационных петель исчезло. Тогда очень большие пузыри играли доминирующую роль в затвердевании.

Хотя упрочнение облученных сплавов V-4Cr-4Ti ниже, чем упрочнение облученной китайской низкоактивной мартенситной стали [29], после отжига при 450 ° C в течение до 30 часов упрочнение при облучении не восстанавливается. Фукумото и др. [14] изучали обработку ванадиевых сплавов после облучения облученными нейтронами и обнаружили 3% восстановления относительного удлинения в сплавах V-4Cr-4Ti, которое было достигнуто обработкой отжигом при 500 ° C в течение 20 часов в вакууме. Однако элементы микроструктуры (например, скопления дефектов и дислокационные структуры) сохраняли высокое упрочнение даже после 50 ч отжига. Необходимы дальнейшие исследования с целью повышения температуры отжига [11] или увеличения времени выдержки.

Выводы

Сплав V-4Cr-4Ti облучали ионами He и H последовательно до дозы 10 ¹⁷ . ионов / см ² при комнатной температуре, а затем провели пострадиационный отжиг при 450 ° C в течение 10–30 ч для оценки эволюции микроструктуры и упрочнения. Дислокационные петли и пузырьки, образовавшиеся в сплаве В-4Cr-4Ti после отжига. Размер дислокационных петель и пузырьков постепенно увеличивался с увеличением времени выдержки, в то время как плотность дислокационных петель и пузырьков уменьшалась. Наконец, крупные дислокационные петли мигрировали на свободную поверхность. Наблюдения HRTEM показали, что в матрице остались линии дислокации. Пузыри соединяются друг с другом и загрубляются. Ионное облучение и пострадиационный отжиг вызывали развитие упрочнения, что было обнаружено с помощью теста наноиндентирования. Радиационное упрочнение соответствовало микроструктурным изменениям. Без пострадиационного отжига искажение решетки, вызванное точечными дефектами, вызывало радиационное упрочнение. По мере того как отжиг при 450 ° C продолжался в течение 10 ч, твердость увеличивалась, поскольку эффект закрепления между дислокационными петлями и пузырьками был сильным. При выдержке до 20 ч упрочнение несколько восстанавливалось по сравнению с 10-часовым отжигом. В этот момент взаимодействие дислокационных петель и пузырьков было слабым. При времени отжига 30 ч упрочнение снова увеличилось, и влияние пузырьков стало преобладающим.

Сокращения

H:

Водород

Он:

Гелий

He-V:

Он-вакансия

HRTEM:

Просвечивающая электронная микроскопия высокого разрешения

ISE:

Эффект размера отступа

RT:

Комнатная температура

SRIM:

Остановка и пробег ионов в веществе

STEM-EDS:

Энергодисперсионный рентгеновский спектр растрового электронного микроскопа

ТЕМ:

Просвечивающий электронный микроскоп