Влияние послеоблучения отжига на микроструктурную эволюцию и закалку He-H-имплантированных сплавов V-4Cr-4Ti

Аннотация

Мы изучали, как послеоблучения отжиг влияет на микроструктуру и механическое поведение сплавов V-4Cr-4Ti, последовательно имплантированных гелием (He) и водородом (H) при комнатной температуре (КТ). Образцы отжигали при 450 °C до 30 ч в высоковакуумной среде. Высокоразрешающая передаточная электронная микроскопия (HRTEM) и наноиндентирование использовали для оценки дефектной эволюции и изменений твердости. Продолжительный отжиг вызвал коалесценцию точечно-дефектных кластеров в большие дислокационные петли и сети, в то время как He-наполненные пузыри росли, сливались и в конечном итоге разрушались. Эти микроструктурные трансформации напрямую связаны с наблюдаемой облучающей закалкой. Данные интерпретировали с использованием модели рассеянного барьерного закалки и отношения Фриделя-Крупа-Хирша, предоставляя количественный вклад петлей и пузырей в закалку.

Введение

Ванадий-основанные сплавы являются перспективными кандидатами для структурных компонентов термоядерных реакторов благодаря их низкой активации и превосходной высокотемпературной производительности [1]. Однако трансмутационные реакции в термоядерной среде генерируют He и H, которые глубоко меняют микроструктуры и механические свойства сплавов [2]. Гелий, с его низкой растворимостью, способствует облучающей закалке, ломкости, сегрегации и пузырчатому разбуханию [3, 4]. Синергетические эффекты He и H под облучением остаются недостаточно понятыми [5]. Предыдущая работа над V-4Ti под He+H облучением показала, что He пузыри формируются только когда He концентрации превышают 0,5 at.% [6], указывая на то, что облучационно-индуцированные дефекты в основном драйвят закалку в низко-He сценариях. Определение ролей дислокационных петель, сетей и пузырей при высоких He и H концентрациях поэтому существенно.

Послеоблучения отжиг может восстанавливать облучационный урон и восстанавливать механические свойства [9–11]. В V-3Fe-4Ti-0,1Si отжиг выше 600 °C устранял закалку, в то время как 500 °C на 2 ч давал незначительное восстановление [12]. EUROFER базовые стали استفодали от повторного отжига при 550 °C, снижающего ломкость и закалку, и 500 °C был идентифицирован как порог для инициации восстановления [13]. Исследование восстановления ниже 500 °C критично для термоядерных реакторов, где модули одеяла поддерживаются температурами, позволяющими жидкий литий охлаждение даже в периоды остановки. Низкотемпературный отжиг мог бы обеспечить более эффективное самоисцеление с увеличенными временем удержания [14].

Наше исследование исследует эффект 450 °C отжига на He-H-имплантированные V-4Cr-4Ti сплавы. Четыре группы образцов — как облученные, и послеоблучения отожженные на 10, 20 и 30 ч — изучали с помощью HRTEM и наноиндентирования для понимания дефектной стабильности и восстановления закалки.

Методы/Эксперимент

Сплав V-4Cr-4Ti (SWIP 30, Юго-Западный Физический Институт) имел состав, показанный в Таблице 1. Материал завертывали в Zr и Ta фольги, герметизировали в кварцевых капсулах под высоким вакуумом и отжигали при 1100 °C в течение 2 ч для гомogeneизации микроструктуры. Диски (100 мкм × 3 мм) затем подготавливали. ТЭМ фольги получали электро полировкой; образцы для наноиндентирования полировали до зеркального блеска. Ионная имплантация выполнялась в Пекинском Радиационном Центре: 50 кэВ He⁺ и 30 кэВ H⁺ ионы (рассчитанные SRIM) до флюенса ~5 × 10¹⁶ ионов см⁻² каждый, создавая профиль глубины, перекрывающийся в ближнеповерхностном регионе. Послеоблучения отжиг проводили при 450 °C на 10–30 ч в том же высоковакуумном установке. Микроструктурный анализ использовал FEI F-20 HRTEM, в то время как наноиндентирование использовало Nano Indenter XP при КТ с 1000 нм глубиной вдавливания и девятью вдавливаниями на образец.

Результаты и обсуждение

Микроструктурные наблюдения

Рисунок 1 представляет яркопольные и HRTEM изображения как облученного сплава. Множество точечно-дефектных кластеров — вакансии и интерстициалы — равномерно распределены, хотя индивидуальные кластеры слишком малы для отдельного разрешения. HRTEM изображение (рис. 1б) показывает искажения решетных фрагментов (белые стрелки), указывающие на дефектно-индуцированное напряжение.

Изображения сплавов V-4Cr-4Ti после последовательной He+H ионной имплантации при КТ. а ТЭМ яркопольное изображение дефектов. б HRTEM изображение дефектов.

При КТ He или H пузыри не видны; нуклеация пузырей требует достаточной подвижности He, ограниченной при этой температуре [3]. He-вакансные (He-V) комплексы и малые He кластеры формируются, но остаются иммобильными, предотвращая рост пузырей. Водородные ионы продолжают генерировать вакансии и интерстициалы; их связывание с He кластерами дополнительно ловушит вакансии, потенциально помогая нуклеации пузырей при повышении температуры [16, 17].

Рисунок 2 показывает микроструктуры после 10 ч отжига при 450 °C. Дислокационные петли появляются в фокусе (рис. 2а), и высокая плотность пузырей видна на яркопольных изображениях (рис. 2б). Петли ~4 нм в диаметре; пузыри в среднем ~9 нм с плотностью 1,5 × 10¹¹ см⁻². Пузыри преимущественно He-наполненные, с H ловушенным в He-V комплексах, объясняя подавление H пузырей образования [19].

Дислокационные петли и пузыри сплавов V-4Cr-4Ti после послеоблучения отжига при 450 °C на 10 ч. а Дислокационные петли. б Пузыри (яркопольное). в–д Высокоразрешающие изображения пузырей.

Увеличение времени отжига способствует миграции He-V комплексов и He кластеров, ведущей к росту пузырей через кластеризацию He и H атомов с вакансиями и интерстициалами. И дислокационные петли, и пузыри доминируют в дефектном ландшафте. Ожидаются интерстициальные петли, потому что низкотемпературное легкое-ионное облучение предпочтительно формирует интерстициальные кластеры [21].

Рисунок 3 иллюстрирует микроструктуры после 20 ч отжига: дислокационные петли (~18 нм, 7,5 × 10¹⁰ см⁻²) и пузыри (~11 нм, 2,1 × 10¹¹ см⁻²) грубеют, снижая плотность, но увеличивая размер. Пузырчатое грубение следует Оствальдово созреванию: малые пузыри растворяются, пока большие растут, драйвнутые термически активированной диффузией He и H атомов [10, 23]. Пузырчатое передавление может вести к разрыву на поверхности тонкой фольги, создавая кратеры (рис. 3б) [22].

Микроструктуры после 20 ч отжига при 450 °C. а Дислокационные петли (яркопольное). б–в Пузыри (яркопольное). г–д Высокоразрешающие изображения пузырей.

После 30 ч (рис. 4), размер пузырей дополнительно увеличивается (средний 14 нм, плотность 1,6 × 10¹¹ см⁻²), в то время как дислокационные петли в основном исчезают, вероятно из-за миграции к свободной поверхности или растворения в матрице. Высокоразрешающая визуализация подтверждает наличие дислокационных линий (рис. 4б), но нет целых петель. Отсутствие Ti-O осадков, сообщавшихся в ванадиевых сплавах выше 400 °C [24], подтверждается STEM-EDS картированием (рис. 5). Кислородное содержание остается низким, и никакие пластинчатые или дисковидные осадки не детектированы.

Микроструктуры после 30 ч отжига при 450 °C. а Пузыри (яркопольное). б Дислокационные линии (высокоразрешающее).

STEM и EDS картирование после 30 ч отжига при 450 °C. а Z-контрастное изображение. б Композиционная карта.

Облучационная закалка

Наноиндентирование выполняли для количественной оценки облучационной закалки, с необлученным сплавом как референсом. Рисунок 6а показывает сырые профили твердости по глубине, раскрывающие эффект размера вдавливания (ISE), где мелкие вдавливания демонстрируют более высокую видимую твердость. Для смягчения ISE данные ниже 100 нм исключали. Рисунок 6б представляет глубинно-зависимую среднюю твердость для всех образцов. Как облученный сплав демонстрирует четкую закалку относительно необлученного материала, подтверждая дефектно-индуцированное укрепление.

Твердость сплавов V-4Cr-4Ti под различными условиями. а Сырая твердость против глубины. б Средняя твердость с полосами ошибок. в H² против 1/h график. г Скорректированная ΔH после удаления ISE.

Применение Никс-Гао модели (H² = H₀²(1 + h* / h)) позволило извлечь без-ISE твердость H₀. H² против 1/h графики (рис. 6в) линейны при мелких глубинах, но отклоняются на больших глубинах, общая черта в облученных металлах. Скорректированные приращения твердости ΔH (рис. 6г) раскрывают, что как облученный сплав тверже необлученного аналога. Среди отожженной серии, твердость после 20 ч самая низкая, в то время как 10 ч отжиг дает наивысшую закалку. Этот тренд коррелирует с эволюцией дислокационных петель и пузырей, описанной выше.

Дислокационные петли вносят вклад в закалку через модель рассеянного барьера (Δσ_y = Mαμb√Nd), в то время как пузыри вносят вклад через Фридель-Крупа-Хирш отношение (Δσ = (1/8)MμbdN²ᐟ³). Используя измеренные N и d значения (Таблица 2) и константы M = 3,05, α = 0,45, μ и b для BCC ванадия, мы рассчитали вклады закалки для каждого времени отжига (Таблица 3). Дислокационно-петельная закалка уменьшается с более длинным отжигом, тогда как пузырно-драйвленная закалка становится доминантной после 30 ч.

Эти результаты указывают, что, несмотря на значительную дефектную эволюцию, облучационная закалка сохраняется до 30 ч при 450 °C. Умеренное восстановление, наблюдаемое после 20 ч, вероятно отражает аннигиляцию точечных дефектов на стоках и частичное отachement петель от пузырей. Полное восстановление потребовал бы более высоких температур отжига или более длительных продолжительностей, как предлагали ранние исследования на V-основанных сплавах [14].

Заключение

Последовательная He и H имплантация до дозы 10¹⁷ ионов см⁻² при КТ, за которой следовал 450 °C отжиг на 10–30 ч, дала четкую микроструктурную эволюцию: дислокационные петли и пузыри росли в размере, пока их плотности снижались. Миграция петель к свободной поверхности наблюдалась, и пузырчатое грубение следовало Оствальдову созреванию, кульминируя в крупных, низкоплотных пузырях после 30 ч. Наноиндентирование подтвердило, что облучационная закалка напрямую связана с этими дефектными популяциями. Без отжига точечно-дефектно-индуцированное решетное искажение драйвит закалку. После 10 ч отжига сильное взаимодействие между петлями и пузырями максимизирует закалку; при 20 ч это взаимодействие ослабевает, слегка снижая твердость; при 30 ч пузырно-доминированная закалка снова поднимается. Таким образом, 450 °C отжиг не полностью восстанавливает облучационную закалку в течение 30 ч, подчеркивая необходимость более высоких температур или увеличенных времен для достижения существенного дефектного аннигиляции.