Ductilité/résistance extraordinairement élevée de l'interface conçue en masse W

Rapports scientifiques volume 5, Numéro d'article : 16014 (2015) Citer cet article

5381 Accès

152 Citations

Détails des métriques

Les alliages de tungstène réfractaires à haute ductilité/résistance/plasticité sont hautement souhaitables pour une large gamme d'applications critiques. Nous rapportons ici une stratégie de conception d'interface qui atteint 8,5 mm d'épaisseur W-0,5 wt. Plaques en alliage %ZrC avec une résistance à la flexion de 2,5 GPa et une déformation de 3 % à température ambiante (RT) et une température de transition ductile à fragile d'environ 100 °C. La résistance à la traction est d'environ 991 MPa à température ambiante et 582 MPa à 500 °C, ainsi que l'allongement total est d'environ 1,1 % à température ambiante et aussi grand que 41 % à 500 °C, respectivement. De plus, la plaque en alliage W-ZrC peut supporter une charge thermique de 3,3 MJ/m2 sans aucune fissure. Cette voie de traitement offre les interfaces cohérentes spéciales des joints de grains/phases (GB/PB) et la diminution de l'impureté O au niveau des GB, ce qui renforce considérablement les GB/PB et améliore ainsi la ductilité/résistance/plasticité de l'alliage W. L'idée de conception peut être utilisée à l'avenir pour préparer de nouveaux alliages avec une ductilité/résistance plus élevée.

Le tungstène (W) est une sorte de métal réfractaire qui conserve sa structure cristalline cubique centrée sur le corps de la température ambiante à sa température de fusion élevée de 3410 °C. W offre une excellente compatibilité avec les métaux liquides, une conductivité thermique élevée (174W/(m·k)), un faible rendement de pulvérisation, une stabilité élevée et une dureté/résistance élevée, qui, ensemble, peuvent entraîner une durée de vie plus longue des composants et sont donc attrayants pour de nombreux composants importants. applications de température telles que les matériaux face au plasma (PFM) dans les futurs réacteurs de fusion, la cible solide dans la source de neutrons de spallation ainsi que les composants critiques dans les fusées et les missiles1,2. Cependant, l'utilisation de matériaux à base de W est encore limitée aux filaments, électrodes et éléments chauffants où W est utilisé sous forme de fil ou de feuille car la résistance à la rupture des produits W est disponible principalement dans ces géométries avec les structures déformées de manière optimale réalisables via du plastique lourd. processus de travail. Les matériaux massifs (épais) à base de W n'ont pas été appliqués avec succès aux matériaux fonctionnels et structurels, en particulier dans les environnements à haute température et à rayonnement, car W présente une fragilisation grave dans plusieurs régimes, c'est-à-dire une fragilisation à basse température (température de transition ductile-fragile relativement élevée (DBTT) > 400 °C), fragilisation par recristallisation (température de recristallisation ~1200 °C) et fragilisation par rayonnement3,4,5. Par conséquent, le DBTT élevé et la faible température de recristallisation du tungstène limitent son application dans la région de température intermédiaire puisque la recristallisation avec une faible ténacité ne permet pas l'application à des températures très élevées, tandis qu'à basses températures, des fissures existantes préexistantes de la production ou des fissures développées pendant le fonctionnement des composants peuvent croître. En particulier, dans le domaine nucléaire, la fragilisation à basse température et la fragilisation induite par les rayonnements sont les principales préoccupations6,7.

Au cours des dernières décennies, de nombreux efforts ont été consacrés à l'amélioration de la ductilité à basse température des alliages W8,9,10. Plusieurs approches sont employées pour augmenter la ductilité et la ténacité à la rupture et pour diminuer le DBTT. La première consiste à préparer la solution solide, par exemple en ajoutant du rhénium (Re) comme élément soluté10. Mais cette approche entraîne un ramollissement de l'alliage W et est coûteuse en raison du coût élevé du Re. De plus, pour les applications de fusion, l'ajout de Re doit être limité pour répondre aux exigences de faible activation et pour éviter la formation de phases fragiles en raison de la transmutation importante de W en Re7,11. La deuxième approche consiste à développer des alliages de W nanostructurés en utilisant le renforcement par dispersion d'oxyde (ODS) ou l'ajout de nanoparticules de carbure12,13,14. Pour les matériaux WY12, tous les éléments Y sont transformés en Y2O3 lors de la mécanosynthèse en raison de la quantité élevée d'O dans les poudres broyées. Ceci est bénéfique pour réduire la teneur en excès d'O résultant de la fragilisation des matériaux, qui présente une résistance élevée et une résistance à l'irradiation prometteuse. Cependant, ils présentent une faible ductilité et de mauvaises propriétés de rupture RT avec un DBTT toujours supérieur à 400 °C. Récemment, de nouveaux alliages de type W ou W avec d'excellentes performances ont été développés. Par exemple, le W-1.1%TiC de petite taille avec des grains ultra-fins fabriqués par super déformation plastique présente une résistance à la rupture très élevée jusqu'à environ 4,4 GPa et une ductilité en flexion appréciable à RT14 et le stratifié W de 0,1 mm d'épaisseur composé de plusieurs couches de W les feuilles présentent une ductilité à RT8. Cependant, l'efficacité de fabrication inférieure, l'économie, ainsi que la taille des alliages W ou W ci-dessus sont très limités pour être utilisés comme PFM ou divertors15.

Il a été clairement compris que la rupture fragile dans W se produit principalement le long des joints de grains (GB) en raison de la ségrégation des impuretés (par exemple, N et O) au niveau des GB et de la faiblesse des GB avec des orientations aléatoires7,15. En ce sens, toute approche modifiant la distribution des impuretés sur les GB a des influences sur la résistance et la ductilité. Par exemple, des éléments d'alliage mineurs tels que Zr peuvent être utilisés pour purifier les GB en réagissant avec O pour former des particules de seconde phase ZrO2, ce qui diminuerait l'influence des éléments O sur les GB et renforcerait les GB16. De plus, ZrC a également la même capacité de capter les éléments O libres en formant des particules complexes W-Zr-Cx-Oy17. Pendant ce temps, les attributs de ZrC tels que le point de fusion élevé (~ 3540 ° C), la stabilité thermique élevée et la capacité d'auto-ajustement de la constante de réseau en formant une solution solide avec W ou ZrCx non stoechiométrique pourraient renforcer les GB en précipitant plus fine ZrCx à l'intérieur du grain et ségrégation au niveau des GB. Plus important encore, la correspondance de réseau de d (110) W ≈ d (200) ZrC ≈ 0, 221 nm pourrait introduire une interface cohérente entre la matrice W et les dispersoïdes ZrC, ce qui augmentera considérablement la cohésion GB / limite de phase (PB). L'effet de renforcement par addition de carbure a déjà été rapporté dans les bicristaux de Mo18 et le Mo19 nanostructuré et confirmé dans le W5 nanostructuré.

Dans cet article, des traces de particules de ZrC de taille nanométrique ont été ajoutées dans la matrice W par un procédé de métallurgie des poudres pour contrôler l'interface des GB/PB et diminuer la pureté de l'O libre au niveau des GB et fabriquer avec succès une plaque d'alliage W-0,5wt.% ZrC de grande taille. (ci-après abrégé en WZC, voir Fig. 1a) avec une excellente ductilité à basse température et une résistance/plasticité élevée. Par rapport aux alliages W conventionnels renforcés par dispersion d'oxyde (ODS, comme Y2O3 et La2O3), cet alliage W-ZrC renforcé par dispersion de carbure (CDS) atténue le problème que les dispersoïdes grossissent et se concentrent aux joints de grains (dans les alliages ODS-W) en raison au point de fusion plus élevé, à la stabilité thermique plus élevée et à la capacité d'auto-ajustement du ZrC. C'est-à-dire que l'alliage W-0.5wt.%ZrC crée une distribution plus harmonieuse des dispersoïdes, ce qui est efficace en termes de haute résistance simultanée et de ductilité extraordinaire. À notre connaissance, l'alliage W renforcé par la dispersion de traces de ZrC n'a pas été signalé auparavant. Les tests de propriétés mécaniques indiquent que la plaque d'alliage WZC en masse présente une plasticité et une résistance à la flexion de 2,5 GPa à température ambiante et un DBTT d'environ 100 °C. La résistance à la traction ultime (UTS) et l'allongement total (TE) sont respectivement d'environ 582 MPa et 41 % à 500 °C. La ductilité et la résistance sont considérablement améliorées par rapport à l'alliage W ou W pur en vrac commercial. L'excellente ductilité à basse température et la résistance/plasticité à haute température peuvent être attribuées à une interface cohérente dans les joints de grains/phases réglée par les capacités de purification et de renforcement des traces de ZrC.

Image optique et diagramme schématique d'une plaque d'alliage WZC laminée à chaud.

(a) Tôle WZC laminée à chaud d'une épaisseur de 8,5 mm, d'une largeur de 150 mm et d'une longueur de 220 mm après découpe. (b) Croquis de coupe de spécimens du matériau WZC.

La figure 2a présente les courbes contrainte-déformation représentatives des essais de flexion en 3 points (3PB) effectués à différentes températures. Avec l'augmentation de la température d'essai de RT à 600 ° C, le comportement mécanique de la plaque d'alliage WZC change considérablement. À température ambiante, le matériau présente une plasticité évidente avec une déformation en flexion de 3 % et une contrainte de rupture jusqu'à 2,5 GPa, ce qui est bien supérieur à ceux du W20 pur laminé à chaud et HIPed et proche de ceux de l'alliage W-TiC de petite taille. fabriqué par une déformation plastique sévère15,21. Pour l'éprouvette testée à 100 °C, la déformation augmente à 5,0 %. Étant donné que l'angle de flexion maximal de la machine d'essai utilisée dans les présentes expériences est limité (environ 50o), une température à laquelle l'échantillon subit une déformation minimale de 5,0 % sans défaillance peut être définie comme DBTT20,22. En ce sens, le DBTT de WZC est d'environ 100 ° C (vu intuitivement sur la figure 2b et le tableau 1), ce qui est bien inférieur à la valeur rapportée dans les alliages W7,20 et W purs en vrac13. Avec l'augmentation de la température d'essai de 100 ° C à 600 ° C, une transition claire du régime ductile au régime fragile a été observée, caractérisée par la diminution de la limite d'élasticité définie comme la contrainte à 0,2% de déformation plastique, qui est répertoriée dans le tableau 2 et clairement démontré à la Fig. 2c. Les propriétés complètes supérieures de la haute résistance et de la faible DBTT distinguent le présent alliage WZC en vrac de grande taille de tous les alliages W ou W purs précédemment signalés, qui ont une faible résistance ou une haute DBTT (c'est-à-dire une mauvaise ténacité à faible température), y compris les alliages purs W20, ODS W13 et W-Re23 laminés à chaud/froid et HIPed, comme résumé dans le tableau 3 et la figure 2c. Il a été rapporté que les alliages W-TiC ont une résistance à la flexion d'environ 4,4 GPa à la contrainte de flexion correspondante de 1,5 %. Dans le cas présent cependant, les résistances à la flexion finales de l'alliage WZC ne peuvent pas être mesurées car l'angle de flexion maximal de la machine d'essai utilisée dans les présentes expériences est limité à environ 50o, ce qui correspond à environ une déformation en flexion de 15 %. Une modification de la configuration de flexion sera effectuée pour permettre la mesure des résistances finales à la flexion. Par conséquent, la limite d'élasticité en flexion a été choisie pour être comparée aux autres résultats, comme le montre la figure 2c. Il convient de noter que la limite d'élasticité de WZC est la plus élevée parmi tous les alliages W en vrac rapportés dans la plage de températures allant de RT à 600 ° C.

Comportements mécaniques du WZC à différentes températures.

(a) Courbes de contrainte-déformation en flexion de WZC testées à différentes températures, notez que les valeurs supérieures à une déformation en flexion de 15% ne sont pas précises en raison de l'angle de flexion limité de la machine. ( b ) Déformation en flexion des échantillons testés en fonction de la température, DBTT est d'environ 100 ° C. ( c ) Dépendance à la température de la limite d'élasticité (YS) (à partir d'un test de flexion en 3 points) de la plaque WZC par rapport aux données disponibles dans la littérature. Le YS de WZC est le plus élevé parmi tous les alliages W en vrac rapportés. ( d ) Images optiques d'échantillons WZC après avoir été testés à différentes températures. e, Courbes de contrainte-déformation d'ingénierie de WZC testées à différentes températures de l'essai de traction.

Les images optiques des éprouvettes testées en flexion ont été présentées à la Fig. 2d. On peut voir que bien que le spécimen présente une plasticité à RT aussi petite que 3%, il y a déjà une flexion observable. A 100 °C, l'angle de courbure est d'environ 30o. Au-dessus de 150 ° C, les spécimens ont été pliés à environ 50 ° (limité par le dispositif de test) sans défaillance, ce qui présente en outre l'excellente ductilité et plasticité de la plaque WZC en vrac. La résistance à la flexion de 2,5 GPa et la déformation de 3 % à température ambiante des plaques WZC actuelles d'une épaisseur de 8,5 mm sont supérieures à celles du W pur de qualité ITER fabriqué par PLANSEE Company24, qui présente une faible plasticité à température ambiante dans une plaque de 1,5 mm d'épaisseur. Cependant, à mesure que l'épaisseur de la plaque augmente jusqu'à 2,0 mm, les plaques PLANSEE W présentent une diminution significative de la plasticité et de la résistance à la flexion et deviennent finalement complètement cassantes à une épaisseur de 10 mm. La dureté de nano-indentation de 6,7 GPa confirme en outre l'extraordinaire haute résistance des plaques WZC actuelles, qui est bien supérieure à celle du W pur et du W–2Y2O37,25.

Afin d'étudier plus avant les propriétés mécaniques, les courbes contrainte-déformation de l'essai de traction pour les échantillons parallèles à la direction de laminage sont présentées à la Fig. 2e. On peut voir qu'à température ambiante, la plaque en alliage WZC présente un TE et un UTS d'environ 1,1 % et 991 MPa, respectivement. À 100 °C, la plaque d'alliage WZC présente une déformation plastique de traction évidente avec TE ~ 3 % et UTS ~ 1,1 GPa. Lorsque la température d'essai augmente à 500 °C, UTS diminue à 583 MPa et TE augmente de manière significative jusqu'à 41 %, ce qui est beaucoup plus élevé que les valeurs précédemment rapportées26.

Comme on le sait, les propriétés mécaniques sont déterminées par la microstructure des matériaux. Il est donc très important d'étudier la microstructure en détail. L'analyse BSE-SEM à fort grossissement de l'alliage WZC (RD-ND) indique que les grains de tungstène possèdent une structure équiaxe (Fig. 3a) avec des tailles de grains allant de 0,3 à 3,5 μm et une taille de grain moyenne de 1,03 μm (Fig. 3b), comme résultat de la recristallisation dynamique de l'alliage WZC au cours du processus de laminage à chaud. Les points de contraste noirs, dont la plupart sont dispersés de manière homogène dans la matrice de grains (comme indiqué par les flèches pleines rouges sur la Fig. 3a et sa distribution de taille est illustré sur la Fig. 3c) et dont une petite fraction se séparent aux joints de grains (comme indiqué par des flèches ouvertes rouges / bleues sur la Fig. 3a et la distribution de taille est présentée sur la Fig. 3d), correspondent aux particules de deuxième phase comme confirmé par l'analyse TEM ultérieure.

Répartition des tailles de grains/particules et microstructures de WZC.

( a ) Image BSE-SEM à fort grossissement montrant que les grains de tungstène possèdent une structure équiaxe. Les points de contraste noirs correspondent aux particules de seconde phase. (b) Répartition granulométrique. (c, d) Distribution granulométrique des particules ZrC et W-Zr-Cx-Oy. ( e ) Images TEM montrant la formation de grains fins de tungstène à partir de PDW se transformant en PTB pendant le processus de laminage à chaud. (f) Dislocations interagissant avec des nanoparticules intragranulaires, entraînant un épinglage et une accumulation de dislocations à l'intérieur du grain. (g) Certaines nanoparticules étroitement liées aux GB pourraient empêcher le glissement des GB. Les particules intragranulaires (particules de ZrC) sont indiquées par des flèches pleines rouges et celles intergranulaires (particules de ZrC/W-Zr-Cx-Oy) par des flèches vides rouges/bleues. Notez que les particules dans le WZC sont principalement à l'intérieur du grain plutôt qu'aux joints de grains.

Une analyse TEM plus poussée donne des informations plus détaillées sur la microstructure, comme le montre la Fig. 3e – g. Des grains W fins et des particules de seconde phase à l'échelle nanométrique ont été obtenus en contrôlant strictement le processus d'alliage mécanique, la température de laminage à chaud et la quantité de déformation. Les processus de déformation détaillés sont présentés dans la section Méthodes. Au cours du processus de laminage à chaud, la déformation et la recristallisation dynamique se sont produites en même temps. Intuitivement, la déformation a introduit une certaine quantité de dislocations qui sont principalement influencées par la quantité de déformation à chaque étape de laminage. De plus, la recristallisation dynamique, qui résultait du réarrangement des dislocations et s'accompagnait de la formation et de la croissance des sous-grains, s'est produite en raison de la force motrice de la température élevée lors du laminage à chaud. En détail, la recristallisation dynamique étendue a donné une structure à grains fins essentiellement équiaxe qui est attribuée à l'évolution structurelle séquentielle à partir des cellules de dislocation vers les parois de dislocation polygonisées (PDW, voir Fig. 3e, f), puis aux frontières partiellement transformées (PTB, voir Fig. .3e) et enfin à la structure à grains fins (FG). En revanche, cette voie de traitement innovante est assez différente de celle du laminé à froid qui conduit à des grains allongés et à une anisotropie et une instabilité évidentes des grains25,27,28.

Pour les particules à l'échelle nanométrique, la plupart d'entre elles se dispersent à l'intérieur des grains de tungstène (Fig. 3a, f). Ces particules intragranulaires peuvent générer, fixer et ainsi accumuler des dislocations dans les grains au cours du processus de déformation, comme indiqué par les flèches pleines sur la figure 3f. Les dislocations épinglées et accumulées augmentent efficacement la résistance et améliorent simultanément la ductilité des alliages FG, comme indiqué dans la réf. 29. De plus, certaines particules étroitement liées aux GB pourraient empêcher le glissement des GB, comme indiqué par les flèches ouvertes sur les Fig. 3a, g. Les distributions de taille des particules illustrées à la Fig. 3c, d indiquent que les particules de deuxième phase situées dans les grains W ont une taille moyenne de 51 nm (avec une fraction de surface totale de 79%) couvrant une plage de 29 à 200 nm, tandis que le les particules à W GBs montrent une distribution bimodale qui contient des particules relativement petites avec une taille moyenne de particules de 60 nm allant de 40 à 200 nm (comme indiqué par les flèches ouvertes rouges sur la figure 3a) et une petite fraction de grosses particules avec une taille moyenne de particules de 385 nm allant de 250 à 400 nm (comme indiqué par les flèches ouvertes bleues sur la figure 3a). Il convient de souligner que les petites particules de GBs sont principalement du ZrC tandis que les grosses particules sont des complexes W-Zr-CO.

Les détails de la structure de l'interface entre la matrice W et les particules de seconde phase dans l'alliage WZC ont été étudiés par microscopie électronique à transmission à haute résolution (HRTEM, vu le long de [001]). Plus de 50 nanoparticules intragranulaires ont été analysées à l'aide de HRTEM et du diagramme de diffraction électronique de zone sélectionnée (SAEDP). Ici, à titre d'exemple, l'image de réseau HRTEM typique et le SAEDP d'une particule sphérique d'un diamètre d'environ 50 nm sont donnés, comme indiqué sur les figures 4a, b, respectivement. Le SAEDP révèle que la particule est une structure cubique à faces centrées (fcc). Combiné avec les résultats EDX que le rapport atomique de W : Zr : C dans la particule fine est d'environ 2 : 52 : 50, on pourrait conclure que les nanoparticules intragranulaires sont fcc cubique ZrC. Il convient de noter que les minuscules taches de diffraction ordonnées le long de la direction [200] ZrC dans le SAEDP de ZrC (Fig. 4b) sont causées par une structure de super-réseau dans ZrC (voir la zone carrée rouge A sur la Fig. 4a et le rapide correspondant Image transformée de Fourier (FFT) sur la figure 4c). De plus, la zone carrée B contenant la limite de phase de la matrice de particules sans structure de super-réseau a un diagramme de diffraction assez similaire (voir son image FFT sur la Fig. 4d) à celui de W-ZrC (voir Fig. 4b) et cubique indépendant ZrC (voir Fig. 4c) à l'exception des petites taches de diffraction manquantes le long de [200]ZrC. Sur la base de l'analyse ci-dessus, il est clair que la relation d'orientation Kurdjumov – Sachs (K – S) existe entre le dispersoïde ZrC et la matrice W. La relation K–S satisfait les conditions suivantes : (1 1 1)fcc//(1 1 0)bcc et [1, −1, 0]fcc//[1, −1, 1]bcc.

Analyse détaillée de la structure de l'interface entre la matrice W et les particules de seconde phase dans WZC.

( a ) Image HRTEM de la matrice W et de la phase ZrC (intragranulaire) vue le long de [001]. (b) Le SAEDP révélant la particule avec une structure cubique face centrée. c, modèle de transformée de Fourier rapide (FFT) de la zone de carré rouge sélectionnée A sur ZrC. ( d ) Modèle FFT de la zone carrée rouge sélectionnée B à la zone d'interface entre W et ZrC. Il est clair que les limites de phase particule-matrice ont une structure cohérente comme le montre le fort grossissement (e). ( f ) Image TEM montrant une particule de ZrC en forme de pêne dormant (intergranulaire) bloquant étroitement deux grains de tungstène (G1 représente celui de droite et G2 représente celui de gauche). ( g ) Une structure semi-cohérente apparaît entre le dispersoïde ZrC et G2. ( h ) Certaines particules relativement grandes situées à GB de tungstène contiennent des éléments W, Zr, C et O par i, analyse EDX.

Le grossissement HRTEM plus intuitif de PB illustré à la Fig. 4e présente une interface de structure cohérente parfaite entre la matrice W et les dispersoïdes ZrC.

En fait, ce type de structure cohérente existe toujours dans toutes les limites de phase particule-matrice dans la combinaison W-ZrC, y compris les particules de ZrC intragranulaires (Fig. 4) et intergranulaires (Fig. 4f) dans l'alliage WZC. Sur la figure 4f, une particule de ZrC matraquée se situe à travers la limite de deux grains de tungstène (G1 représente celui de droite et G2 représente celui de gauche), tout comme un pêne dormant verrouillant étroitement les deux grains de tungstène, ce qui pourrait obstruer le glissement de la limite des grains et donc augmenter considérablement la cohésion des GB. En raison de l'orientation différente de G1 et G2, seule une structure semi-cohérente apparaît entre le dispersoïde ZrC et G2 si l'on observe le long de la direction [001] comme indiqué sur la figure 4g.

Il est bien connu que les frontières internes cohérentes ou semi-cohérentes jouent un rôle important dans le renforcement des matériaux21,30. Les interfaces complètement cohérentes ou semi-cohérentes entre la matrice W et les dispersoïdes intragranulaires ou intergranulaires de ZrC induisent la bonne ductilité/résistance de l'alliage W-ZrC. Intuitivement, les nanoparticules de ZrC dans le grain peuvent provoquer des dislocations épinglées et accumulées, ce qui peut effectivement améliorer la résistance de l'alliage. De plus, il existe un canal pour le glissement des dislocations le long d'une structure cohérente entre les interfaces des particules et de la matrice30, ce qui aiderait à maintenir l'écrouissage et l'allongement uniforme et améliorerait ainsi la capacité à s'adapter à la déformation plastique. En conséquence, la structure cohérente et/ou la structure semi-cohérente avec l'orientation KS non seulement renforcent les GB faibles en W et PB purs, mais absorbent et stockent également les dislocations, ce qui augmente considérablement la ductilité et la résistance des alliages. D'autre part, si les joints internes introduits par l'ajout des particules dispersées inadaptées sont incohérents dans lesquels ils ne créent pas un registre cristallographique étroit entre les régions séparées par les joints, ces joints incohérents deviendraient des sites préférentiels d'amorçage de fissures lors du chargement et auraient une effet sérieux sur la ductilité21,31. Les interfaces cohérentes jouent un rôle important dans l'extraordinaire amélioration de la ductilité et de la résistance à basse température.

Pour les dispersoïdes avec une taille moyenne de particules de 385 nm, la forme, la composition et la structure cristalline sont différentes de celles des petites particules analysées ci-dessus. Presque toutes les grosses particules se situent au niveau des GB de tungstène, comme le montre la figure 4h. L'analyse EDX révèle que ces particules sont constituées d'éléments W, Zr, C et O, suggérant l'existence d'un complexe W-Zr-Cx-Oy non stoechiométrique avec x et y allant de 0,1 à 0,7 et de 0,1 à 0,5, respectivement. Le mécanisme de formation possible de ces particules W-Zr-Cx-Oy peut être suggéré comme suit. Au début, le Zr, décomposé à partir de ZrC, capterait l'oxygène d'impureté dans le tungstène et formerait ZrOy car l'énergie de liaison de ZrOy est supérieure à ZrC32,33. Ensuite, les atomes de carbone résiduels réagissent avec les atomes W environnants pour former WCx et enfin le W-Zr-Cx-Oy combiné non stoechiométrique se formerait à partir des composés initiaux ZrC, ZrOy et WCx. Il est important de souligner qu'il n'y a pas de phase fragile W2C dans les alliages grâce au contrôle précis de la teneur en ZrC. Ce processus de purification réduit efficacement l'effet de fragilisation de l'impureté d'oxygène sur les joints de grains et améliore ainsi la ductilité/résistance à basse température des alliages à base de tungstène, comme illustré à la Fig. 5.

Mécanismes de renforcement et de durcissement dans WZC.

Cette stratégie contient trois points principaux, notamment le renforcement des PB par une structure cohérente, le renforcement des GB par une structure semi-cohérente et la purification et le renforcement des GB par Zr capturant l'oxygène des impuretés, ce qui conduit à l'excellente ductilité/renforcement/plasticité de la plaque d'alliage WZC.

En tant que résumé de l'analyse ci-dessus, des diagrammes schématiques concis ont été présentés à la Fig. 5 pour illustrer les mécanismes de renforcement et de durcissement. Cette stratégie contient trois points principaux, notamment le renforcement des PB par une structure cohérente, le renforcement des GB par une structure semi-cohérente et la purification et le renforcement des GB par Zr capturant l'oxygène des impuretés. Comme on le sait, la cohésion grain/phase détermine la ductilité du matériau, car la déformation plastique n'est possible que si la cohésion GB/PB est suffisamment élevée pour que le glissement de dislocation puisse être activé à l'intérieur du grain avant que le matériau ne se rompe par rupture intergranulaire. Par conséquent, les effets de renforcement synergiques des trois facteurs ci-dessus conduisent à l'excellente ductilité/renforcement/plasticité de la plaque d'alliage WZC. La structure d'interface cohérente provient de la bonne compatibilité de la phase ZrC avec la matrice de tungstène et de la constante de réseau ajustable en formant une solution solide avec W et ZrCx non stoechiométrique. Cela élimine les concentrations de contraintes sur les interfaces (y compris les PB et les GB), atténue la propension à la rupture intergranulaire et augmente l'allongement total avant rupture. Ces résultats soulignent à nouveau que dans les alliages W, les joints de phase et de grain doivent être soigneusement adaptés pour atteindre une résistance et une ductilité élevées.

L'extraordinaire ductilité/résistance à basse température et la plasticité à haute température sont en outre confirmées par des tests de flux thermique élevé. En tant que matériau face au plasma, la résistance aux chocs thermiques est une propriété très importante qui est déterminée par la ductilité et la résistance. Comme on le sait, le mécanisme général de la formation de fissures sous une charge de faisceau d'électrons à impulsion unique peut être principalement attribué aux contraintes thermiques induites par les gradients de température formés lors des tests de choc thermique, car l'expansion du volume sous la zone chargée de chaleur était contrainte par le froid et matériau en vrac rigide34,35,36. C'est-à-dire que la résistance aux chocs thermiques des matériaux de tungstène est directement liée aux propriétés mécaniques - la meilleure ductilité à basse température et une résistance plus élevée, la meilleure résistance aux chocs thermiques37, car la résistance est suffisamment élevée pour résister à la contrainte induite par le choc thermique pour interdire la formation de fissures; d'autre part, la bonne plasticité/ductilité peut consommer la contrainte par grande déformation pour éviter l'apparition de fissure. La figure 6 présente les images MEB de la surface de l'échantillon après attaque de chocs thermiques. Aucune fissure n'a été détectée sur les échantillons testés à 0,66 GW/m2 (densité de puissance) (Fig. 6a, densité d'énergie absorbée (AED) ~ 3,3 MJ/m2). Et il n'y a toujours pas de fissure à 0,88 GW/m2 (Fig. 6b, AED ~ 4,4 MJ/m2) malgré la fonte de la surface, qui devrait bénéficier de l'extraordinaire plasticité et de la haute résistance. Cependant, dans les échantillons testés à 1,1 GW/m2 (Fig. 6c, AED ~ 5,5 MJ/m2), la fusion et les fissures apparaissent simultanément. Dans ce cas, les bandes ondulées ainsi que la fissure illustrent la bonne ductilité et la plasticité de l'alliage WZC d'un autre côté.

Images MEB montrant les propriétés de résistance aux chocs thermiques du WZC.

(a) Aucune fissure n'a été détectée sur les échantillons avec une densité d'énergie absorbée (AED) ~ 3,3 MJ/m2. (b) Il n'y a toujours pas de fissure avec AED ~ 4,4 MJ/m2 malgré la fusion de la surface, qui devrait bénéficier de l'extraordinaire plasticité et de la haute résistance. (c), la fusion et les fissures apparaissent simultanément avec AED ~ 5,5 MJ/m2 et les bandes ondulées ainsi que la fissure illustrent la bonne ductilité et plasticité de l'alliage WZC de l'autre côté.

Dans ce travail, nous avons conçu et fabriqué avec succès des alliages W renforcés par dispersion de carbure et malléables avec des interfaces cohérentes entre la matrice W et les dispersoïdes ZrC ainsi qu'avec une phase W-Zr-Cx-Oy à haute stabilité thermique à GBs via la modulation de l'interface GB/ PB par traces de ZrC. Un 3PB ainsi qu'une ductilité/résistance à la traction sans précédent, en termes de déformation à la flexion et d'allongement total à la rupture, ont été dérivés de l'alliage W-ZrC résultant. Les effets synergiques des interfaces complètement cohérentes ou semi-cohérentes entre la matrice W et les dispersoïdes ZrC intragranulaires ou intergranulaires, la formation de W-Zr-Cx-Oy à stabilité thermique élevée à GBs ainsi que des grains fins ont induit l'extraordinaire ductilité/résistance en tôle d'alliage massif W-ZrC. Cette conception et cette voie de fabrication conviennent à la production par lots d'alliages W appliqués par l'ingénierie et peuvent guider la conception de nouveaux alliages avec une ductilité/résistance plus élevée.

Des alliages W–0,5 % en poids de ZrC ont été fabriqués à l'aide de poudres W pures avec une granulométrie inférieure au micromètre (pureté > 99,9 % sur la base des métaux traces) et des poudres de ZrC nanométriques (taille moyenne des particules de 50 nm, pureté > 99 %). Les poudres ont été broyées à billes à l'aide d'un broyeur à billes à haute énergie dans une atmosphère d'hydrogène pour un mélange suffisant. Les poudres mélangées ont ensuite été frittées à 2200 ° C à une pression de 70 MPa pendant 20 h sous vide. Ensuite, l'ébauche frittée a été laminée à chaud en une plaque d'une épaisseur de 8,5 mm (à partir d'une épaisseur d'origine de 24 mm, par un traitement thermomécanique en quatre étapes avec chaque étape de déformation de 15 %, 20 %, 25 % et 30 %, respectivement, à 1650 °C), largeur de 150 mm et longueur de 220 mm (Fig. 1a après découpe). La consolidation et le laminage ont été réalisés en collaboration avec Beijing Tianlong Tungsten & Molybdenum Co., Ltd.

Pour les essais de traction, des échantillons en forme d'os de chien avec une section transversale de 1,5 × 0,75 mm2 et une longueur de travail de 5 mm dans le sens de laminage (RD) ont été préparés. Tous les échantillons de traction ont été testés à l'aide d'une machine Instron-5967 à une vitesse constante de 0,06 mm/min sous vide. Les tests 3PB ont été effectués à une vitesse de déplacement constante de la traverse de 0, 3 mm / min sur des échantillons lisses (sans encoche) de (20l × 2d × 2w) mm avec une largeur de portée de 18 mm avec TD (Fig. 1b). Le test a été arrêté après une défaillance de l'échantillon ou après avoir atteint une certaine valeur de déviation. Pour les matériaux fragiles ayant une relation contrainte-déformation du revêtement, la contrainte de rupture (résistance à la flexion) peut être déterminée à partir de la contrainte de rupture en flexion selon une analyse de poutre élastique linéaire comme dans la réf. 38. Pour les essais de traction et 3PB, trois à cinq échantillons ont été testés à chaque température pour assurer la répétabilité.

La dureté a été mesurée à température ambiante à l'aide d'un nano-indenteur Aglient G200 (Berkovich, Diamond) avec une profondeur d'essai de 2000 nm et un temps de séjour de 10 s.

Les échantillons TEM ont été préparés par double jet dans Tenuple-5. La microstructure a été caractérisée par un microscope électronique à transmission F (TEM, JEM-2000FX) et des images de microscopie électronique à transmission haute résolution ont été enregistrées à l'aide de JEM-ARM-200F (microscope électronique fonctionnant à 200 kV, image de transmission de résolution 0,19 nm et image de réseau 0,11 nm). La métallographie des échantillons a été obtenue à l'aide d'un pistolet à émission de champ avec microscopie électronique à balayage (FEG-SEM, ZEISS) après polissage électrolytique (dans une solution aqueuse d'hydroxyde de sodium à 5 % à température ambiante, 11 V et une densité de courant de 3 mA/mm2) . La taille des particules / grains et la fraction volumique des particules intergranulaires (et intragranulaires) et des grains de tungstène ont été analysées statistiquement à l'aide d'une métallographie quantitative basée sur environ 500 particules intergranulaires (et intragranulaires) et environ 1000 grains de tungstène dans un alliage WZC. Les surfaces de fracture de l'échantillon ont été caractérisées par microscope électronique à balayage à émission de champ (FE-SEM Sirion200, FEI).

Des tests de flux thermique élevé ont été effectués avec la direction de laminage à l'aide du dispositif à faisceau d'électrons EMS-60 (scénario de test de matériau à faisceau d'électrons de 60 kW) au Southwestern Institute of Physics, en Chine, avec un diamètre de faisceau d'environ 1 mm. Des électrons ont été générés à une cathode de tungstène et accélérés à une tension de 120 kV. Une répartition homogène de la charge thermique dans le spot de faisceau de 4 × 4 mm2 a été obtenue par un balayage rapide (37 kHz dans la direction x et 27 kHz dans la direction y) du faisceau d'électrons avec une durée d'impulsion de 5 ms. Le coefficient d'absorption électronique de 0,55 a été déterminé à partir du rapport entre le courant absorbé et le courant incident en tenant compte des électrons secondaires émis depuis la surface.

Comment citer cet article : Xie, ZM et al. Excellente ductilité/résistance de la plaque d'alliage W-ZrC en masse conçue à l'interface à relativement basse température. Sci. Rep. 5, 16014; doi : 10.1038/srep16014 (2015).

Bolt, H. et al. Matériaux pour les composants face au plasma des réacteurs de fusion. J. Nucl. Mater. 329–333, 66–73 (2004).

Annonces d'article Google Scholar

Kawai, M. et al. R&D d'une cible solide de classe MW pour une source de neutrons de spallation. J. Nucl. Mater. Rév. 318, 38–55 (2003).

Article CAS ADS Google Scholar

Wechsler , MS , Lin , C. , Summer , WF , Daemen , LL & Ferguson PD Effets des rayonnements dans les matériaux pour les technologies neutroniques pilotées par accélérateur . J. Nucl. Mater. Rév. 244, 177–184 (1997).

Article CAS ADS Google Scholar

Nemoto, Y., Hasegawa, A., Satou, M. & Abe, K. Développement microstructural d'alliages W-Re irradiés par des neutrons. J. Nucl. Mater. 283–287, 1144–1147 (2000).

Annonces d'article Google Scholar

Kurishita, H. et al. Développement de matériaux nanostructurés à base de tungstène résistants à la recristallisation et/ou à la fragilisation induite par les radiations. Mater. Trans. 54, 456–465 (2013).

Article CAS Google Scholar

Rieth, M. et al. Progrès récents dans la recherche sur les matériaux de tungstène pour les applications de fusion nucléaire en Europe. J. Nucl. Mater. 432, 482–500 (2013).

Article CAS ADS Google Scholar

Wurster, S. et al. Progrès récents de la R&D sur les alliages de tungstène pour les matériaux de structure de divertor et de revêtement plasma. J. Nucl. Mater. 442, S181–S189 (2013).

Article CAS Google Scholar

Reiser, J. et al. Stratifié en feuille de tungstène pour les applications de divertor structurel - Propriétés d'essai de traction de la feuille de tungstène. J. Nucl. Mater. 434, 357–366 (2013).

Article CAS ADS Google Scholar

Kawai, M. et al. Développement de matériaux avancés pour les sources de neutrons de spallation et la simulation des dommages causés par les rayonnements sur la base de modèles multi-échelles. J. Nucl. Mater. 431, 16-25 (2012).

Article CAS ADS Google Scholar

Mutoh, Y., Ichikawa, K. Nagata, K. & Takeuchi, M. Effet de l'ajout de rhénium sur la résistance à la rupture du tungstène à des températures élevées. J. Mater. Sci. Rev.30, 770–775 (1995).

Article CAS ADS Google Scholar

El-Guebaly, L. et al. Alliages à base de W pour des conceptions avancées de divertor : Options et impact environnemental des alliages de pointe. Fusion Sci. Technol. 60, 185-189 (2011).

Article CAS Google Scholar

Veleva, L. Contribution à la production et à la caractérisation des matériaux WY, W-Y2O3 et W-TiC pour les réacteurs à fusion, thèse de doctorat, École Polytechnique Fédérale de Lausanne (2011).

Battabyal, M., Schäublin, R., Spätig, P. & Baluc, N. W–2wt.% Y2O3 composite : Microstructure et propriétés mécaniques. Mater. Sci. Ing. A 538, 53-57 (2012).

Article CAS Google Scholar

Ueda, Y. et al. Progrès récents de la R&D sur le tungstène pour l'application de la fusion au Japon. Phys. Scripta T145, 014029 (2011).

Annonces d'article Google Scholar

Kurishita, H. et al. État actuel du développement des matériaux nanostructurés à base de tungstène. Phys. Scripta T159, 014032 (2014).

Annonces d'article Google Scholar

Xie, ZM et al. Spark plasma sintering et propriétés mécaniques du tungstène micro-allié de zirconium. J. Nucl. Mater. 444, 175-180 (2014).

Article CAS ADS Google Scholar

Xie, ZM et al. Comportement de croissance des grains et propriétés mécaniques des alliages de tungstène renforcés par dispersion de carbure de zirconium micro-alliés et nanométriques. Int. J. Réfracter. Rencontré. H. 51, 180–187 (2015).

Article CAS Google Scholar

Kurishita, H. & Yoshinaga, H. Fracture de la limite des grains dans le molybdène. Mater. Forum 13, 161–173 (1989).

CAS Google Scholar

Takida, et al. Propriétés mécaniques d'un alliage de molybdène fritté à grains fins avec des particules dispersées développées par alliage mécanique. Mater. Trans. 45, 143–148 (2004).

Article CAS Google Scholar

Krsjak, V., Wei, SH, Antusch, S. & Dai, Y. Propriétés mécaniques du tungstène dans la plage de température de transition. J. Nucl. Mater. 450, 81–87 (2014).

Article CAS Google Scholar

Ishijima, Y. et al. Traitement des matériaux W à grains fins sans phases nuisibles et leurs propriétés mécaniques à 200–432K. Mater. Sci. Ing. A 473, 7–15 (2008).

Article Google Scholar

Lassila, DH, Magness, F. & Freeman, D. Test de température de transition ductile-fragile du tungstène à l'aide du test de pliage en trois points. Rapport technique. (1991) Disponible sur : http://www.osti.gov/scitech/biblio/5273161. (Consulté : 28 septembre 2015).

Klopp, WD Un examen des alliages de chrome, de molybdène et de tungstène. J. Moins fréquent Met. 42, 261–278 (1975)

Article CAS Google Scholar

Noto, H. et al. Effet de l'orientation des grains et du traitement thermique sur les propriétés mécaniques du WJ Nucl pur. Mater. 455, 475–479 (2014).

Article CAS ADS Google Scholar

Mathaudhu, SN, deRosset, AJ, Hartwig, KT & Kecskes, LJ Microstructures et comportement de recristallisation du tungstène fortement déformé à chaud. Mater. Sci. Ing. A 503, 28–31 (2009).

Article Google Scholar

Battabyal, M. et al. Microstructure et propriétés mécaniques d'un composite W–2wt.%Y2O3 produit par frittage et forgeage à chaud. J. Nucl. Mater. 442, S225–S228 (2013).

Article CAS Google Scholar

Wei, Q., Kecskes, LJ et Ramesh, KT, Effet du laminage à basse température sur la propension au cisaillement adiabatique des bandes de tungstène de pureté commerciale. Mater. Sci. Ing. A 578 (2013) 394–401

Article CAS Google Scholar

Suslova, A., El-Atwani, O., Sagapuram, D., Harilal, SS et Hassanein, A. Recristallisation et croissance des grains induites par des charges thermiques transitoires de type ELM dans des échantillons de tungstène déformés. Sci. Rep. 4, 6845 (2014).

Article CAS ADS Google Scholar

Blagoeva, DT et al. Développement de tungstène et d'alliages de tungstène pour les applications de divertor DEMO via la technologie MIM. J. Nucl. Mater. 442, S198–S203 (2013).

Article CAS Google Scholar

Lu, K., Lu, L. & Suresh, S. Renforcement des matériaux par l'ingénierie de frontières internes cohérentes à l'échelle nanométrique. Sciences 324, 349-352 (2009).

Article CAS ADS Google Scholar

Liu, G. et al. Alliages de molybdène nanostructurés à haute résistance avec une ductilité en traction sans précédent. Nat. Mater. 12, 344–350 (2013).

Article CAS ADS Google Scholar

Saage, H. et al. Ductilisation de solutions solides Mo–Si fabriquées par métallurgie des poudres. Acta Mater. Rév. 57, 3895–3901 (2009).

Article CAS Google Scholar

Vous, Y.-W. et coll. Interaction du carbone, de l'azote et de l'oxygène avec les lacunes et les solutés dans le tungstène. RSC Adv. 5, 23261–23270 (2015).

Article CAS Google Scholar

Garkusha, IE et al. Performance du tungstène déformé sous des expositions au plasma de type ELM dans QSPA Kh-50. J. Nucl. Mater. 415, S65–S69 (2011).

Article CAS Google Scholar

Klimov, N. et al. Étude expérimentale de l'érosion des PFC et du dépôt de matériaux érodés sous des charges transitoires de type ITER à l'installation de canon à plasma QSPA-TJ Nucl. Mater. 415, S59–S64 (2011).

Article CAS Google Scholar

Linke, J. et al. Performances de différentes qualités de tungstène sous charges thermiques transitoires. Nucl. Fusion 51, 073017 (2011).

Annonces d'article Google Scholar

Tokunaga, K. et al. Propriétés de charge thermique élevée du W–1.1TiC nanostructuré et recristallisé. J. Nucl. Mater. 442, S297–S301 (2013).

Article CAS Google Scholar

ASTM E2769-13, Méthode d'essai standard pour le module élastique par analyse thermomécanique utilisant une flexion en trois points et un taux de chargement contrôlé. ASTM International, West Conshohocken, Pennsylvanie. (2013) Disponible sur : http://www.astm.org./Standards/E2769.htm. (Consulté : 17 septembre 2015).

Kitsunai, Y. et al. Microstructure et propriétés d'impact des alliages de tungstène à grains ultra-fins dispersés avec du TiC. J. Nucl. Mater. 271–272, 423–428 (1999).

Annonces d'article Google Scholar

Yan, Q., Zhang, X., Wang, T., Yang, C. & Ge, C. Effet du processus de travail à chaud sur les propriétés mécaniques des matériaux en tungstène. J. Nucl. Mater. 442, S233–S236 (2013).

Article CAS ADS Google Scholar

Reiser, J., Rieth, M., Dafferner, B. & Hoffmann, A. Stratifié en feuille de tungstène pour les applications de divertor structurel - Bases et perspectives. J. Nucl. Mater. 423, 1–8 (2012).

Article CAS ADS Google Scholar

Davis, JW, Barabash, VR, Makhankov, A., Plochl, L. & Slattery, KT Évaluation du tungstène à utiliser dans les composants ITER face au plasma. J. Nucl. Mater. 258–263, 308–312 (1998).

Annonces d'article Google Scholar

Raffo, PL Rendement et rupture dans les alliages de tungstène et de tungstène-rhénium. J. Moins fréquent Met. 17, 133-149 (1969).

Article CAS Google Scholar

Télécharger les références

Ce travail a été soutenu financièrement par le National Magnetic Confinement Fusion Program (Grant No. 2015GB112000), la National Natural Science Foundation of China (Grant Nos.11374299, 51301164, 11375230, 11274305, 11475216) et Anhui provincial Natural Science Foundation of China (Grant n° 1408085QE77). Nous sommes reconnaissants à JJ Sha pour son aide aux tests de flexion en 3 points et ses discussions utiles.

Key Laboratory of Materials Physics, Institute of Solid State Physics, Chinese Academy of Sciences, Hefei, 230031, Chine

ZM Xie, R. Liu, S. Miao, XD Yang, T. Zhang, XP Wang, QF Fang et CS Liu

Université des sciences et technologies de Chine, Hefei, 230026, Chine

ZM Xie, R. Liu, S. Miao, XD Yang, T. Zhang, XP Wang, QF Fang et CS Liu

Institut de physique des plasmas, Académie chinoise des sciences, Hefei, 230031, Chine

GN Luo

Institut de physique du sud-ouest, Chengdu, Chine

YY Lian & X. Liu

Vous pouvez également rechercher cet auteur dans PubMed Google Scholar

TZ, RL et ZMX ont conçu le projet, ZMX, RL, SM, XDY et YYL ont réalisé les expériences, TZ et ZMX ont analysé les données et rédigé l'article sous la direction de QFF, CSL, GNL, XL et XPW ont révisé l'article. Tous les co-auteurs ont contribué aux discussions.

Les auteurs déclarent une absence d'intérêts financiers en compétition.

Ce travail est sous licence internationale Creative Commons Attribution 4.0. Les images ou tout autre matériel tiers dans cet article sont inclus dans la licence Creative Commons de l'article, sauf indication contraire dans la ligne de crédit ; si le matériel n'est pas inclus dans la licence Creative Commons, les utilisateurs devront obtenir l'autorisation du titulaire de la licence pour reproduire le matériel. Pour voir une copie de cette licence, visitez http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/

Réimpressions et autorisations

Xie, Z., Liu, R., Miao, S. et al. Ductilité/résistance extraordinairement élevée de la plaque d'alliage W-ZrC en vrac conçue à l'interface à une température relativement basse. Sci Rep 5, 16014 (2015). https://doi.org/10.1038/srep16014

Télécharger la citation

Reçu : 03 juillet 2015

Accepté : 07 octobre 2015

Publié: 04 novembre 2015

DOI : https://doi.org/10.1038/srep16014

Toute personne avec qui vous partagez le lien suivant pourra lire ce contenu :

Désolé, aucun lien partageable n'est actuellement disponible pour cet article.

Fourni par l'initiative de partage de contenu Springer Nature SharedIt

Tungstène (2023)

Métaux Rares (2023)

Tungstène (2022)

Communication Nature (2021)

En soumettant un commentaire, vous acceptez de respecter nos conditions d'utilisation et nos directives communautaires. Si vous trouvez quelque chose d'abusif ou qui ne respecte pas nos conditions ou directives, veuillez le signaler comme inapproprié.