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Alliages de nickel-fer et de nickel-silicium ne gonflant pas sous irradiation aux neutrons rapides
Journal of Nuclear Materials 57 (1975) 125-135 © North-Holland Publishing Company
A L L I A G E S DE N I C K E L - F E R ET DE N I C K E L - S I L I C I U M NE G O N F L A N T PAS SOUS I R R A D I A T I O N AUX N E U T R O N S R A P I D E S 1 G. SILVESTRE, A. SILVENT, C. R E G N A R D et G. S A I N F O R T Centre d'Etudes Nucl~aires de Grenoble, Dbpartement de M~tallurgie, Section d'Etudes de MOtallurgie, BP no. 85, 36041 Grenoble-Cedex, France Requ le 20 Mars 1975
Cette 6tude concerne l'influence de l'irradiation aux neutrons rapides sur le gonflement du nickel et d'alliages de nickel. Les mat&iaux &udi~s sont les Ni-Fe (0-60 at% Fe) et Ni- Si (0-8 at% St). Les fluences sont comprises entre 102°n/cm 2 et 4,3 X 1022 n/cm 2. A faible teneur, les ~16ments d'addition sont en solution et diminuent le gonflement, le silicium s'avbrant tr~s efficace. Aux teneurs plus 61ev&s, l'irradiation des alliages Ni-Fe et Ni-Si provoque la formation de pr6cipit6s en plaquettes de type Ni3X et ces alliages ne glonflent pas. This research is concerned with the effect of last-neutron irradiation on the swelling of nickel and nickel alloys. Ni Fe (0-60 at% Fe) and Ni-Si (0-8 at% St) were studied, and the fluences were in the range 102°-4.3 X 1022 n/cm 2. In dilute alloys, the added elements are dissolved and reduce swelling, silicon being particularly effective. In more concentrated alloys, irradiation of Ni-Fe and Ni-Si alloys brings about the formation of plate-shaped precipitates of Ni3X and these alloys do not swell. In dieser Arbeit wurde der Eintluss der Bestrahlung mit schneUen Neutronen auf das Schwellen von Nickel und NickelLegierungen, wie Ni-Fe mit 0 bis 60 At,% Fe und Ni-Si mit 0 bis 8 At. % Si untersucht. Die Dosis hatte zwischen 102° und 4,3 × 1022 n/cm 2 betragen. Die zugesetzten Elemente liegen bet geringer Konzentration geliSst vor und verringern das Schwellen; Silicium ist besonders wirksam. Bet h~Sheren Konzentrationen werden durch die Bestrahlung der Ni-Fe- und Ni-Si-Legierungen plattenfiSrmige Ausscheidungen vom Ni3X-Ty p gebildet; diese Legierungen schwellen nicht.
1. Introduction Le g o n f l e m e n t des m 6 t a u x sous irradiation aux n e u t r o n s rapides & a n t susceptible d'entrai'ner des consdquences importantes sur les temps de vie des r6acteurs, ce ph6nom6ne a suscit6 de nombreuses 6tudes tant sur les mdtaux purs que sur les diffdrentes nuances d'aciers inoxydables ou d'alliages de nickel prdconis6s c o m m e m a t & i a u de structure dans les r6acteurs ~i n e u t r o n s rapides [ 1 - 3 ] . Alors que dans le domaine de temperature corresp o n d a n t au gonflement, soit h 0,5 T F ( T F temperature absolue de fusion) des m d t a u x tels que le nickel ou l ' a l u m i n i u r n pr6sentent u n g o n f l e m e n t d~s 5 × 1019n/cm 2, il est, par contre, n6cessaire d'atteindre des fluences sup6rieures ~ quelques 1022n/cm 2 pour que ce p h d n o m 6 n e se manifeste dans les aciers aut6ni1 Ce rapport correspond h une communication pr6sent~e Karlsruhe, 3-5/12/1974.
tiques industriels. Cette diff&ence de c o m p o r t e m e n t nous a sugg6r6 l'6tude de l'influence d'additions dans le nickel, ce mat&iau &ant retenu par suite de sa sensibilit6 au gonflement, de sa structure cristallographique et de sa pr&ence dans les aciers austdnitiques et dvidemment dans les alliages fi base de nickel fi durcissement structural ou non. Les alliages & u d i & sont des alliages nickel --fer et n i c k e l - s i l i c i u m . Le choix du fer r6sulte de l'6tendue de la solution solide nickel--fer, celui du silicium en raison de sa prdsence dans les aciers et de sa possibilit6 d ' i n t e r a c t i o n avec les d6fauts ponctuels.
2. Mat6riaux, conditions d'irradiation, techniques d'observation Les compositions 6tudi6es qui c o r r e s p o n d e n t / l des
G. Silvestre et al./Alliages de Ni-Fe et de Ni-Si
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Les irradiations/t faible fluence (1,4 × 1020n/cm 2, E > 1 MeV) ont dt6 faites dans le r6acteur piscine Silo~ du CEN de Grenoble, le chauffage est assur6 par un four/l r6sistance, la temp&ature au niveau de l'6chantillon est connue ~i + 5 °. Les irradiations forte fluence ont 6td effectu6es dans le rdacteur ~i neutrons rapides Rapsodie: les ~chantillons plongds dans du sodium sont irradi& dans des bo[tiers lame de gaz, la tempdrature est obtenue par dchauffement 7 et estimde gt partir d'dchantillons de SiC ou de templugs. La prdcision est de l'ordre de 15°C. ka fluence maximale recue atteint 4,3 X 1022n/cm 2, soit 25 dpa environ.
Tableau 1 Analyses a). E1fment pprn/at
B
Si
Cr
Cu
C
N
O
Nickel Fer
0,3 0,4
2 4
1 1,5
4 2
100 35
4 11
50 25
a) La puret~ du silicium est de 99,995%.
alliages en solution solide couvrent les domaines suivants: Fe : de 0 h 60% atomique, Si : de 0 ~ 8% atomique (4% en poids). Compte tenu de la grande sensibilit6 du gonflement aux impuret6s [I 4], les alliages furent 61abor6s Sous vide ~ partir de nickel et de fer de fusion d e 2 o n e dont les analyses sont indiqu6es dans le tableau 1. Les &hantillons destin6s ~i ~tre examin6s en microscopie 61ectronique sont lamin6s jusqu'~ 0,1 mm d'6paisseur puis recuits sous vide ~ 725°C pendant 10 h. A forte fluence, les mesures de gonflement sont faites par mesures de densit6. Dans ce cas, les 6chantillons sont des cylindres de diam6tre 5 mm et de hauteur 25 mm qui ont subi le m6me traitement thermique. Les irradiations ont ~t6 effectu6es ~ faible et ~i forte fluence (1020n/cm 2 - 4,3 × 1022n/cm 2) dans le domaine 4 0 0 - 6 0 0 ° C . Les premieres permettent l'6tude par microscopie 61ectronique des d6buts de modification de structure sous irradiation alors que les fluences 61ev&s ont pour but de caracteriser la r6sistance au gonflement par mesures de densite.
3. R6sultats exp6rimentaux lls sont rdsumds dans les tableaux 2 - 5 qui indiquent les variations de gonflement et de structure observ6es apr~s irradiation.
3.1. Etudes des alliages N i - F e 3.1.1. Teneur en fer inf&ieure ou kgale ~ 1% On observe une 16g~re diminution de gonflement mais la structure observ6e diff6re peu de celle du nickel (fig. 1). 3.1.2. Teneur en fer kgale ?l 10% La diminution de gonflement est sensible. La fig. 2 repr6sente la structure de cet alliage aprbs irradiation 400°C et 1020n/cm 2. I1 contient des cavit6s et des boucles de dislocation.
Tableau 2 Gonflement mesurd par densitd des alliages Ni-Fe et Ni-Si. Nickel
440-460°C 5,5 X 102t n/cm 2 (%)
1,1 × 1022 n/cm 2 (%)
4,3
A__V V Pur + 1 at% Fe + 10 at% Fe + 50 at% Fe + 0,1 at% Si + 1 at% Si + 8 at% Si
1,58 1,10 0 -
2,05 0,22 0 0,85 0,08 0
470-500°C
570-600°C
(%)
4,3 × l0 22 n/cm 2 (%)
4,3 X 10 22 n/cm 2 (%)
2,73
2.50
0,64
0,35 -0,01 1,31 0,32 0,01
0,05 -0,01 0,40 0,02 - 0,07
0,17 0,25 0,31 0,02 - 0,02
x 10 22
n/Clll 2
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G. Silvestre et al./Alliages de N i - F e et de N i - S i
Tableau 3 Structures observ&s apr& irradiation (1,4 X 102° n/cm 2, T = 400°C). Nickel
+ 0,1% Fe a) + 1% Fe + 10% Fe + 25% Fe + 40% Fe + 50% Fe + 60% Fe + 0,1% Si + 1% Si + 8% Si
N/cm 3 cavit6s
d(A)
l0 ts 7 X 101') 4,5 X 1014
150 120 130 100-150
5
X 1014
0 0 0 0
Boucles ~ [1111
Boucles ~-[110]
Pr6cipit&
Oui Oui Oui Oui Oui
Oui (i) Oui
Non
(i) b)
Oui Oui
Structure ordonn6e Oui. Ni3Fe plan (110) Oui. Ni3Fc plan (110) Oui. Ni3Fe plan (110) Non Non Oui. Ni3Si plan ( l i d
Boucles ~- [ 111 ]
Boucles ½ [ 110 ]
Pr6cipit6s
Oui Oui (i) b) Oui (i)
Oui Oui (i) Oui (i)
Structure ordonn6e Ni3Fe qq. pr6cipJ.tfs Ni3Fe (110) Boucles (100) (i) qq. pr6cipit6s
Oui (i) Oui
Oui Oui; plan (111)
(i) (i) (i)
0
a) % atomique, b) (i) = interstitiel.
Tableau 4 Structures observ6es aprhs irradiation (1,4 X 10 22 n/cm 2, T = 500~C). Nickel
+ 0,1% Fe a) + 1% Fe + 10% Fe + 25% Fe + 40% Fe + 50% Fe
N/era 3 cavit6s
d(A)
3 x 1014
200
0 e e
+ 60% Fc + 0,1 Si + 1% Si + 8% Si
e ~ 10 t3 0
a) % atomique,
b) (i) = interstitiel.
Tableau 5 Structures observ6es apr6s irradiation ~t4,3 × 1022 n/cm 2 (T = 440-460°C). Nickel
N/cm 3 cavltes
at(A) Observations
+ 1% Si a)
3,7 × 1014 500 2,8 × 1014 280
+ 8% Si + 50% Fe
0 0
a) % atomique.
Boucles parfaites et imparfaites (ou petits pr6cipit6s) Pr6cipit& Ni3 Si Pr6cipit6s Ni3 Fe
La r6partition des cavit& n'est pas h o m o g 6 n e , elles sont moins nombreuses au voisinage des boucles imparfaites et on note des alignements. Leur densit~ est de 5 X 1014/cm 3, leur taille m o y e n n e est comprise entre 100 et 150 )~. Des alignements ont d6jfi &6 obser%s en particulier dans l ' a l u m i n i u m [5]. Ils sont interpr&6s c o m m e le r&ultat d ' u n e germination favoris6e par la pr6sence d'h61ium drain4 par les dislocations et par une surconcentration de lacunes, les interstitiels ayant 6t6 61imin6s p r 6 f & e n t i e l l e m e n t par les dislocations en m o u v e m e n t .
128
G. Silvestre et aL/Alliages de Ni-Fe et de Ni-Si
Fig. 1. Nickel irradi~ &1,4 × 102"n/cm 2, T *' 400°C.
Fig. 2. Alliage Ni-Fe 10 irradi~ "~1,4 × 102°n/cm 2, T = 400°C.
Fig. 4. M6me lame; d~termination du caractSre interstitiel des boucles en suivant la variation de taille en fonction de g.b.s.
boucles parfaites. Dans un premier temps, la d6termination de leur plan a 6t6 faite en suivant leur variation de taille par rotation autour de l'axe g; compte tenu de l'orientation de la lame et du vecteur g utilis6, seules 3 families de boucles parfaites (110 }sont visib.les et comme elles ont un comportement diff6rent, la d6termination de leur plan est facile. L'application du crit6re gbs ~ 0 permet ensuite la d6termination du signe de leur vecteur de Burgers. Quelques boucles imparfaites pr~sentent en leur centre une zone de contraste diff6rent. Cet effet est dO ~ la superposition d'une seconde boucle imparfaite; ces deux boucles 6tant tr~s proches puisque l'examen d'une lame oia le plan de faute est parall~le aux 61ectrons, fig. 5, n'indique rien d'anormal. Mazey et Hudson [8] ont observ~ des structures analogues dans du nickel irradi6 aux protons. Ces auteurs considbrent que cette structure correspond ~un gain d'6nergie.
Fig. 3. Alliage Ni-Fe 10; irradi~ ~ 1,4 X 102°n/cm2, T = 400°C. Lame (211) s > 0, 1: Boucles parfait (110). 2: Boucles parfaites (101). 3: Boucles parfaites (011). Les boucles de dislocation imparfaites et parfaites sont de caract6re interstitiel comme le montre l'application des crit6res d'analyse de boucles (crit6re de Silcox-Tunstall et crit6re de l'6volution de la taille de la boucle en fonction du signe du vecteur de diffraction g ou du vecteur s) [ 6 - 7 ] . Les figs. 3 et 4 illustrent cette analyse pour les
Fig. 5. Alliage Ni-Fe 10 irradi6 fi 1,4 × 102°n/cm 2, T = 400°C. Lame (001), les plans (111 ) et (1 l-l) sont parall~les aux 61ectrons.
G. Silvestre et aL/Alliages de N i - r e et de Ni-Si
0
tt
129
•
0
a
•
•
Fig. 6. Alliage Ni-Fe 25 irradi6 ~ 1,4 × 102°n/cm 2, T = 400°C. (a) Diagramme de diffraction, (b) mise en 6vidcnce des parois antiphase.
3.1.3. Teneur en fer egale it 257o
Cet alliage n'a 6t6 irradi4 qu'~ faible fluence. I1 s'ordonne sous irradiation (fig. 6). I1 ne pr6sente pas de cavit6s mais de nombreuses petites boucles dont l'6volution du contraste en fonction du vecteur de diffraction est telle que leur analyse n'a pas 6t6 possible. Irradi6 ~ 550°C, ce m6me alliage ne s'ordonne plus.
Ces d6fauts sont caract6ris6s par des franges d'interf6rence de faible intensit6 dont l'orientation est perpendiculaire au vecteur de diffraction. Ils sont bord6s par une dislocation de forme anguleuse et ayant un contraste irr6gulier. L'analyse de ce type de dislocation a montr6 que ces boucles sont des losanges contenus dans des plans (110) et de caractbre interstitiel (fig. 9). Compte tenu du diagramme d'6quilibre N i - F e (fig. 10) et de la mise en ordre de l'alliage N i - F e
3.1.4. Teneur en fer comprise entre 40 et 60%
Ces alliages ont 6t6 irradi6s ~ faible fluence aux temperatures de 4 0 0 - 5 0 0 et h 550 irradi6s h forte fluence. Jusqu'h 500°C son gonflement est nul, il semble qu'une faible densification soit m6me observ6e. La microgarphie reproduite sut la fig. 7 repr6sente la structure de ce type d'alliage apr~s irradiation ~i faible fluence. II n'y a pas de cavit6s, la structure est tr6s complexe et comprend des dislocations lin6aires, des boucles imparfaites de caract6re interstitiel et des d6fauts propres h ce type d'aUiage dont le nombre et la taitle d6pendent de la composition (fig. 8).
Fig. 7. Alliage Ni-'Fe 50 irradi6 h 1,4 X 102°n/cm 2, T = 400°C. Lame (001).
2oooA Fig. 8. Irradiation~ 400°C, 1,4 X 102°n/cm2; (a) Ni + 10% l:e,Ni + 25% Fe, (c) Ni + 40% Fe, (d) Ni + 50% Fe, (e) Ni + 60% Fe.
Fig. 9. N i - F e 5 0 - 5 0 irradi~ ~ 400°C; lame (001). Analyse des pr~cipit~s: plan, forme et caractbre interstitiel. Les fl~ches permettent de suivre l'6volution de leur forme apparente.
G. Silvestre et al./14 lliages de N i - F e et de N i - S i WEIGTH 10
20
NICKEL
PER CENT
30
40
50
131
60
70
80
90
1000
8130 •
e
F,
.u
!
812" .~
600
t
I
• 400
I
-2:
.y"'~,., \,
\
-
\ 354"
0
10
20
30
&TOMIC
40 PER
50 CENT
60
70
80
90
100
Ni
NICKEL
Fig. 10. Diagrammes Ni-Fe. MAILLE MAILLE
CFC
C F
DEFORMEE Ni
Ft
a
Fig. 11. Schemas de principe des pr~cipit~s Ni3Fe. (a) Principe des franges de d~placemnt. (b) Forme des pr6cipit~s l'ordre peut s'6tendre sur quelques plans•
Fig. 13. Alliage Ni Fe 50 irradi~ &4,3 × 1022n/cm 2, T = 470-500°C.
75-25 sous irradiation, il est normal de penser que ces pr6cipit6s sont des plaquettes de type Ni3Fe (fig. 11). Cette conclusion est confirm~e par leur disparition lorsque la temperature d'irradiation atteint 500°C. Par suite de la diff6rence de maille qui peut atteindre 1% [gj entre pr~cipit~ et matrice, ces plaquettes doivent ~tre semi-coh6rentes, hypoth~se en accord avec l'observation du contraste ponctu6 d'intervalle 300 ~ 400 A que pr6sentent les dislocations les bordant, contraste d~ ~ l'intersection des dislocations d'interface et de la dislocation contour du pr6cipit~. Lorsque la temp6rature d'irradiation croft, le nombre de boucles imparfaites diminue et leur taille augmente. L'alliage pr6sente de nombreuses boucles parfaites qui sont dans des plans (100) et (110), ces deux types 6tant interstitiels. Les dislocations de vecteur de Burgers [100] peuvent r6sulter de la combinaison de 2 vecteurs de Burgers ~ [110] et ~ [1]-0], r6action propos~e par Frank [10]. Par contre, les pr~cipit6s type Ni3 Fe disparaissent et quelques cavit6s sont pr~sentes (fig. 12). L'irradiation h 4,3 × 1022 n/cm 2 h 450°C (fig. 13) conduit ~ une structure comparable: absence de cavit6s et dislocations de forme d~finie. Nous n'observons ni boucles imparfaites ni franges de d6placement dans les dislocations susceptibles de border les pr6cipit6s, r~sultat qui peut ~tre dfa ~ l'augmentation de temp6rature. 3.2. Etudes des alliages Ni-Si
Fig. 12. Alliage N i - F e 50 irradi6 ~t 1,4 × 102°n/cm 2, T 500°C. Lame (001).
Ces alliages sont en solution solide selon le diagramme d'6quilibre [11] fig. 14.
PER CENT SILICON 10 15
WEIGHT 5 1500 1 ~ 3 "
14oo
"~~~x
1300
~'~
,x,, ':~t~"
%%%.
1200
/
1152"~1W--~ //~1165" ;3a
1~1 2 5 ~ !7 ~" ~)
1100 (Ni) .G, :3 ,(
1000
,oo
/1,.T I (6.5)
!
Fig. 15. Alliage Ni-Si 1 irradi6 h4,3 X 1022n/cm2, T = 440-470°C.
it I
I I I !I
800
3.2.1. Alliage ?z teneur kgale it 0,1% atomique
U.l 700
II
Le gonflement est plus faible que pour le nickel pur.
!
'I
600
! !
400
3.2.2. Alliage ?l teneur Ogale ?l 1% atomique
~TR AGN" ANSF.
I
200
t t 0
Ni
•
0
~10(5)
!1
10 20 30 ATOMIC PER CENT SILICON
Fig. 14. Diagramme Ni-Si.
Si
Les gonflements observ6s sont plus faibles encore surtout ~ haute temp6rature (tableau 2). Apr~s irradiation h 500°C et ~ 102°n/cm 2, les ~chantillons pr6sentent de nombreuses boucles parfaites interstitieUes de petites dimensions, la densit6 de cavit6s est trbs faible.
~oo Aoo
I
0 z,S@O
Fig. 16. Alliage Ni-Si 8 irradi~ h 1,4 × 102°n/cm z, T = 400°C. (a) Fond clair. (b) Fond noir avec une tache (100).
G. Silvestre et aL/Alliages de N i - F e et de Ni-Si
Fig. 17. Alliage Ni-Si 8 iriradi6 ~ 4,3 × 1022n/cm2, T = 440-460°C.
133
apr6s forte irradiation ~ 450°C environ est comparable ~i celle obtenue fi basse fluence (fig. 17). Lorsque la temp&ature d'irradiation augmente l'intensit6 des taches de surstructure decrott, nous observons une forte densit6 de dislocations, des franges d'interf6rence de tr~s faible intensit6 et de grandes dimensions. Ce syst~me qui couv[e pratiquement route la micrographie existe localement dans les ~chantillons irradi6s ~ 400°(~ (fig. 18). Nous l'interpr6tons comme un syst~me de franges de d6placement dfl ~t la pr6sence de pr6cipit6s de tr~s faible 6paisseur ne diffractant donc pas et situ~s dans les plans (111). En conclusion, ces alliages n'ont pas de cavit6s et contiennent des pr6cipit6s semi-coh6rents.
4. Discussion
Fig. 18. AlliagcNi-Si 8 irradi~ ~ 1,4 × 10Z°n/cm2, T = 500°C. L'irradiation ~ forte fluence (tableau 5, fig. 15) conduit aux m6mes r6sultats: diminution du nombre et de la taille des cavit& avec apparition de nombreuses petites boucles parfaites et imparfaites. Le diagramme de diffraction ne pr6sente pas de tache de surstructure. 3.2.3. Alliage it teneur ~gale it 8% a t o m i q u e
Cet alliage ne gonfle pas, il se densifie m6me, comme l'alliage Fe-Ni 50. Observ6 en microscopie 61ectronique apr6s irradiation, soit'a 400°C et "a faible fluence soit, "a 450°C 4,3 × 1022 n/cm 2, ces ~chantillons pr6sentent des taches de surstructure pouvant correspondre a Ni3Si. En fond clair, ces alliages contienneflt de nombreux d~fauts analogues aux fautes d'empilement mais qui s'~clairent avec une diffraction correspondant ~ une tache de surstructure (fig. 16). L'analyse de ces d6fauts montre que ce sont des pr6cipit6s semi-coh6rents situ& sur des plans (111) dont l'6paisseur pourrait 6tre de l'ordre de 100 )k, les franges observ6es 6tant des franges de d6placement. La structure observ6e
Cette discussion portera sur 3 points: (1) nature des pr6cipit~s induits par l'irradiation, (2) r61e des 616ments d'addition en solution sur le gonflement, (3) r61e des pr6cipit6s induits par l'irradiation sur le gonflement. 4.1. Nature des pr~cipit~s induits par l'irradiation
Non irradi6s, les alliages Ni-Fe 50 et Ni-Si 8 ne pr6sentent pas de pr6cipitation m6me apr6s recuit de longue dur6e. L'irradiation favorise la formation de ces pr6cipit6s. Compte tenu des diagrammes d'6quilibre (figs. 10-14) et des domaines d'existence de ces pr6cipit6s, ils pourraient &re de type Ni3X. L'absence de taches de surstructure dans le cas de l'alliage Ni-Fe 50 peut &re due ~ la faible diff&ence des facteurs de diffusion 61ectronique du nickel et du fer. L'existence de franges de d6placement montre que ces pr6cipit6s sont semi-coh6rents, r6sultat en accord avec les diff6rences de maiUe entre les compos6s Ni3Fe-Ni3Si et la matrice, diff&ence de 1% environ. Le contraste ponctu6 observ6 sur les dislocations bordant les pr6cipit6s peut ~tre dO ~ l'intersection de cette dislocation et des dislocations d'interface de caract~re coin, le demi plan suppl6mentaire &ant dans le pr6cipit6. La matrice au voisinage est donc en tension.
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G. Silvestre et al./Alliages de Ni-Fe et de Ni-Si
4.2. Influence d'additions en solution sur le gonflement
De nombreuses preuves exp6rimentales, soit dans les m~taux puts, soit dans les alliages attestent de l'importance d'additions sur le gonflement. Brimhall, dans le nickel fut l'un des premiers auteurs [4] montrer que la presence d'impuret6s pouvait abaisser le gonflement. L'ensemble des experiences effectu6es au CEA [12i a confirm6 cet effet dans le nickel et dans d'autres m6taux. Les 6tudes de Brimhall et Kissinger [13], de Mazey et Menzinger [14] sur les Cu-Ni prouvent l'importance de l'effet d'alliage. Enfin, tout r6cemment Okamoto et Harkness [15], puis Leitnaker et al. [16] montrent que le silicium dans les aciers aust~nitiques inoxydables abaisse consid6rablement le gonflement. Nos r~sultats confirment l'influence d'616ments d'addition en solution sur le gonflement. Mais les m~canismes expliquant cet effet ne sont pas connus avec precision; ils peuvent intervenir au niveau de la germination ou de la croissance. Dans le cadre des th6ories de germination h6t~rogone couramment admises, la formation de cavit6s r~sulte de la stabilisation d'amas de lacunes par la pr6sence de gaz. Le piOgeage des atomes de gaz par des 61~ments d'addition diminuera ou simplement retardera la formation des cavit~s. Cette derni~re hypoth~se est en accord avec nos d6terminations de densit6 de cavit~s en fonction de la fluence dans le nickel et l'alliage 1% de silicium. L'action de cet 61~ment, tr~s forte h faible fluence decro~t aux fortes doses (tableaux 4,5). Dans le cadre des th6ories de germination homog~ne et croissance la surconcentration de lacunes due l'absorption pr&6rentielle des interstitiels par les dislocations est responsable du gonflement. Une diminution de leur efficacit~ entra~nera donc une diminution du gonflement par suite d'un hombre plus ~lev~ de recombinaison interstitiel lacune. Cet effet intervient donc sur les cin~fiques de formation de germes et de croissaneedes cavit~s. La diminution d'efficacit6 d'absorption des dislocations ne semble pas due ~ une modification de l'~nergie de faute car l'effet d'addition appara~t pour des concentrations tres faibles qui ne modifient pas cette ~nergie [17]. Par contre l'6nergie d'interaction dislocation d~faut ponctuel due aux champs de contrainte de la
dislocation et de d~formation du d6faut peuvent 6tre sensiblement modifi6s par des additions qui, soit relaxent localement les contraintes autour de la dislocation, soit stabilisent par exemple les interstitiels. Nos r~sultats exp~rimentaux ne nous permettent pas de choisir un m~canisme, nous remarquons simplement que le silicium, dont le rayon atomique est petit, est beaucoup plus efficace que le fer dont le rayon est sensiblement le mOme que celui du nickel [18] - observation qui pourrait correspondre ~ une absorption moindre des interstitiels par les dislocations et rendre compte des plus faibles dimensions de cavit6s. Toutefois, darts les aciers AISI 31 6, Okamoto et Harkness [15] interprbtent le tres faible gonflement des nuances au silicium comme la cons6quence d'une interaction lacune-silicium selon un m6canisme diff6rent. Les lacunes drainent le silicium qui provoque des contraintes ~lastiques dans le r~seaU au voisinage de la cavit~ et favorise ainsi la recombinaison des lacunes et interstitiels, processus qui freine la croissance des cavit~s. Ce m6canisme ne devrait pas jouer sur la densit~ de cavit6s. Dans notre cas, il semble que germination et croissance des cavit~s soient modifi~es. 4. 3. Influence des prkcipit~s sur le gonflemen t
Nous restreignons la discussion aux alliages ~tudi~s off une phase Ni3X pr~cipite sous irradiation. Le gonflement observ~ est alors nul. Les pr~cipit~s sont des plaquettes de faible ~paisseur semi-coh~rentes. Leur maille ~tant inf6rieure ~ celle de la matrice, la diff6rence de param0tres provoque donc la formation de dislocations d'interface de caract~re coin, le demi-plan suppl6mentaire ~tant dans le pr~cipit6. Le champ de contrainte de ces dislocations va donc attirer pr6f~rentiellement les interstitiels qui ne pourront ~tre absorb~s car il n'ya pas de modification de taille du pr~cipit~, ces dislocations ~tant li~es ~ l'interface. Les atomes interstitiels sont doric pi6g~s au voisinage de la surface et s'annihilent par recombinaison ~vec des lacunes. ke r61e de ces pr~cipit6s est donc d'~viter l'annihilation des interstitiels sur les dislocations, processus responsable de la surconcentration de lacunes et donc du gonflement. Ce m~canisme implique ~videmment l'existence
G. Silvestre et al./Alliages de Ni-Fe et de N i - S i
d'une grande surface de pr6cipit6s, k'alliage Ni--Fe 50 par exemple apr~s irradiation/l 400°C et fi 1020 n/cm 2 pr6sente une densit6 de pr~cipit6s de 2 X 1014/cm 3, leur taille 6tant de 1000 fi 1500 A~. La pr6cipitation s'effectuant sur des plans {110 } , l'alliage est d6coup6 fictivement en cubes dont l'ar6te ne depasse gu~re quelques milliers d'angstroms. Les d6fauts ponctuels sont confin6s dans ces petits volumes et s'annihilent mutuellement. Les conditions de germination de cavit6s - pr6sence de g a z e t surconcentration de lacunes - ne sont plus satisfaites. L'introduction de ces pr~cipit~s, sites de recombinaison interstitiel-lacune, dans les ~quations donnant les concentrations de d6fauts dans un module tr~s simple du type quasi chimique,montre que la concentration de lacunes est consid6rablement r6duite dans un cas tel que celui cit6 [191. De tels m~canismes ont d~jfi ~t6 6voqu~s pour expliquer le comportement d'un certain nombre d'alliages. Nous rappelerons simplement l'inconel 625, o~ des pr~cipit6s en plaquettes de Ni3Nb apparaissent sous irradiation [20] et les alliages C u - N i ofa Mazey et Menzinger [14] interpr~tent les r6sultats par la formation de petits pr~cipit6s pi6geant les d6fauts d'irradiation. Cette hypoth~se pourrait aussi expliquer le comportement des alliages ~ l % d e silicium bien que nous n'ayons pas mis ces pr~cipit6s en 6vidence. La recombinaison interstitiel-lacune ~tant en effet lid A la surface des pr~cipit~s, les mat6riaux conduisant fi la formation de pr~cipit6s plans auront une efficacit~ sup~rieure aux alliages types nimonic o~ les composes Ni 3 (A1, Ti) sont cubiques, routes choses 6tant ~gales par ailleurs (volume des pr~cipit~s, diff6rence des valeurs des param~tres r6ticulaires etc.).
5. Conclusions L'6tude des alliages N i - F e et N i - S i montre: (1) que le r61e des additions en solution est comple×e puisque le silicium diminue 19 gonflement routes temp6ratures alors que Faction du fer est faib le;
135
(2) que dans le cas off sous irradiation il y a formation de pr6cipit6s type Ni3X , le gonflement est nul ~ des fluences de 4,3 × 1022n/cm 2. Le m6canisme propos6 est une augmentation du taux de recombinaison interstitiel-lacune au voisinage de l'interface pr~cipit~-matrice.
Bibliographie I 1 ] S.F. Pugh, M.II. Loretto et D.1.R. Norris, eds., Voids Formed by Irradiation of Reactor Materials, Conf. of Reading, 24 25 March 1971. [2] J. Corbctt et L.C. lanello eds., Radiation-Induced Voids in Metals, Conf. of Albany, AI"C Conf. 26, 9 11 June 1972. {3] D.I.R. Norris, Radiation Effects 14 (1972) 1; Radiation t'~ffects 15 (1972) 1. [41 J.L. Brimhall, Reactor Materials 13 (1970). {5] A. Risbet et V. Levy, J. of Nucl. Mater. 46 (1973) 341. [6] 1. Silcox et W. Tunstall, Phil. Mag. 3 (1964) 125. [ 7 ] P.B. Hirsh, Electron Microscopy of Thin Materials, Butterworth, (London), p. 266 (1965). [8] D.J. Mazey et J.A. ttudson, J. of Nucl. Mater. 37 (1970) 13. [9] R.M. Bozorth, Ferromagnetism (Van Nostrand, N.Y., 1956) p. 104. [10] F.C. Frank cit6 par R.G. Backer, Phil. Mag. 4 (1959) 13339. [ 11 ] M. Hansen, Constitution of Binary Alloys (McGraw-Hill N.Y., 1958). 112] Y. Adda, R6f. [2],p. 30. [13] J.L. Brimhall et H.I-. Kissinger, Radiation Effects 15 (1972) 259. [14] D.J. Mazey et 1:. Menzinger, J. of Nucl. Mater. 48 (1973) 15. [15] P.R. Okamoto et S.D. Harkness, Trans. of Am. Nucl. Soc. 16 (1973) 70. [16] J.M. Leitnaker, E.F. Bloom et J.O. Stiegler, J. of Nucl. Mater. 49 (1973) 57. [171 L. Delouhouzce et A. Deruyttere, Acta Met. 15 (1967) 727. [18] P. Pascal, Trait6 de Chimie Min6rale, t.XX, 3 (Masson, • Paris, 1964) 2339. [19] G. Sainfort, communication personnelle. [20] W.K. Appleby, D.W. Sandusky et V.E. Wolff, J. of Nucl. Mater. 43 (1972) 213. [21] A. Chamberod, Th~se, Contribution '~ l'6tude des propri6t6s magn6tiques et du d6veloppement de l'ordre dans les alliages fer-nickel irradi6s, Grenoble (1968).
A L L I A G E S DE N I C K E L - F E R ET DE N I C K E L - S I L I C I U M NE G O N F L A N T PAS SOUS I R R A D I A T I O N AUX N E U T R O N S R A P I D E S 1 G. SILVESTRE, A. SILVENT, C. R E G N A R D et G. S A I N F O R T Centre d'Etudes Nucl~aires de Grenoble, Dbpartement de M~tallurgie, Section d'Etudes de MOtallurgie, BP no. 85, 36041 Grenoble-Cedex, France Requ le 20 Mars 1975
Cette 6tude concerne l'influence de l'irradiation aux neutrons rapides sur le gonflement du nickel et d'alliages de nickel. Les mat&iaux &udi~s sont les Ni-Fe (0-60 at% Fe) et Ni- Si (0-8 at% St). Les fluences sont comprises entre 102°n/cm 2 et 4,3 X 1022 n/cm 2. A faible teneur, les ~16ments d'addition sont en solution et diminuent le gonflement, le silicium s'avbrant tr~s efficace. Aux teneurs plus 61ev&s, l'irradiation des alliages Ni-Fe et Ni-Si provoque la formation de pr6cipit6s en plaquettes de type Ni3X et ces alliages ne glonflent pas. This research is concerned with the effect of last-neutron irradiation on the swelling of nickel and nickel alloys. Ni Fe (0-60 at% Fe) and Ni-Si (0-8 at% St) were studied, and the fluences were in the range 102°-4.3 X 1022 n/cm 2. In dilute alloys, the added elements are dissolved and reduce swelling, silicon being particularly effective. In more concentrated alloys, irradiation of Ni-Fe and Ni-Si alloys brings about the formation of plate-shaped precipitates of Ni3X and these alloys do not swell. In dieser Arbeit wurde der Eintluss der Bestrahlung mit schneUen Neutronen auf das Schwellen von Nickel und NickelLegierungen, wie Ni-Fe mit 0 bis 60 At,% Fe und Ni-Si mit 0 bis 8 At. % Si untersucht. Die Dosis hatte zwischen 102° und 4,3 × 1022 n/cm 2 betragen. Die zugesetzten Elemente liegen bet geringer Konzentration geliSst vor und verringern das Schwellen; Silicium ist besonders wirksam. Bet h~Sheren Konzentrationen werden durch die Bestrahlung der Ni-Fe- und Ni-Si-Legierungen plattenfiSrmige Ausscheidungen vom Ni3X-Ty p gebildet; diese Legierungen schwellen nicht.
1. Introduction Le g o n f l e m e n t des m 6 t a u x sous irradiation aux n e u t r o n s rapides & a n t susceptible d'entrai'ner des consdquences importantes sur les temps de vie des r6acteurs, ce ph6nom6ne a suscit6 de nombreuses 6tudes tant sur les mdtaux purs que sur les diffdrentes nuances d'aciers inoxydables ou d'alliages de nickel prdconis6s c o m m e m a t & i a u de structure dans les r6acteurs ~i n e u t r o n s rapides [ 1 - 3 ] . Alors que dans le domaine de temperature corresp o n d a n t au gonflement, soit h 0,5 T F ( T F temperature absolue de fusion) des m d t a u x tels que le nickel ou l ' a l u m i n i u r n pr6sentent u n g o n f l e m e n t d~s 5 × 1019n/cm 2, il est, par contre, n6cessaire d'atteindre des fluences sup6rieures ~ quelques 1022n/cm 2 pour que ce p h d n o m 6 n e se manifeste dans les aciers aut6ni1 Ce rapport correspond h une communication pr6sent~e Karlsruhe, 3-5/12/1974.
tiques industriels. Cette diff&ence de c o m p o r t e m e n t nous a sugg6r6 l'6tude de l'influence d'additions dans le nickel, ce mat&iau &ant retenu par suite de sa sensibilit6 au gonflement, de sa structure cristallographique et de sa pr&ence dans les aciers austdnitiques et dvidemment dans les alliages fi base de nickel fi durcissement structural ou non. Les alliages & u d i & sont des alliages nickel --fer et n i c k e l - s i l i c i u m . Le choix du fer r6sulte de l'6tendue de la solution solide nickel--fer, celui du silicium en raison de sa prdsence dans les aciers et de sa possibilit6 d ' i n t e r a c t i o n avec les d6fauts ponctuels.
2. Mat6riaux, conditions d'irradiation, techniques d'observation Les compositions 6tudi6es qui c o r r e s p o n d e n t / l des
G. Silvestre et al./Alliages de Ni-Fe et de Ni-Si
126
Les irradiations/t faible fluence (1,4 × 1020n/cm 2, E > 1 MeV) ont dt6 faites dans le r6acteur piscine Silo~ du CEN de Grenoble, le chauffage est assur6 par un four/l r6sistance, la temp&ature au niveau de l'6chantillon est connue ~i + 5 °. Les irradiations forte fluence ont 6td effectu6es dans le rdacteur ~i neutrons rapides Rapsodie: les ~chantillons plongds dans du sodium sont irradi& dans des bo[tiers lame de gaz, la tempdrature est obtenue par dchauffement 7 et estimde gt partir d'dchantillons de SiC ou de templugs. La prdcision est de l'ordre de 15°C. ka fluence maximale recue atteint 4,3 X 1022n/cm 2, soit 25 dpa environ.
Tableau 1 Analyses a). E1fment pprn/at
B
Si
Cr
Cu
C
N
O
Nickel Fer
0,3 0,4
2 4
1 1,5
4 2
100 35
4 11
50 25
a) La puret~ du silicium est de 99,995%.
alliages en solution solide couvrent les domaines suivants: Fe : de 0 h 60% atomique, Si : de 0 ~ 8% atomique (4% en poids). Compte tenu de la grande sensibilit6 du gonflement aux impuret6s [I 4], les alliages furent 61abor6s Sous vide ~ partir de nickel et de fer de fusion d e 2 o n e dont les analyses sont indiqu6es dans le tableau 1. Les &hantillons destin6s ~i ~tre examin6s en microscopie 61ectronique sont lamin6s jusqu'~ 0,1 mm d'6paisseur puis recuits sous vide ~ 725°C pendant 10 h. A forte fluence, les mesures de gonflement sont faites par mesures de densit6. Dans ce cas, les 6chantillons sont des cylindres de diam6tre 5 mm et de hauteur 25 mm qui ont subi le m6me traitement thermique. Les irradiations ont ~t6 effectu6es ~ faible et ~i forte fluence (1020n/cm 2 - 4,3 × 1022n/cm 2) dans le domaine 4 0 0 - 6 0 0 ° C . Les premieres permettent l'6tude par microscopie 61ectronique des d6buts de modification de structure sous irradiation alors que les fluences 61ev&s ont pour but de caracteriser la r6sistance au gonflement par mesures de densite.
3. R6sultats exp6rimentaux lls sont rdsumds dans les tableaux 2 - 5 qui indiquent les variations de gonflement et de structure observ6es apr~s irradiation.
3.1. Etudes des alliages N i - F e 3.1.1. Teneur en fer inf&ieure ou kgale ~ 1% On observe une 16g~re diminution de gonflement mais la structure observ6e diff6re peu de celle du nickel (fig. 1). 3.1.2. Teneur en fer kgale ?l 10% La diminution de gonflement est sensible. La fig. 2 repr6sente la structure de cet alliage aprbs irradiation 400°C et 1020n/cm 2. I1 contient des cavit6s et des boucles de dislocation.
Tableau 2 Gonflement mesurd par densitd des alliages Ni-Fe et Ni-Si. Nickel
440-460°C 5,5 X 102t n/cm 2 (%)
1,1 × 1022 n/cm 2 (%)
4,3
A__V V Pur + 1 at% Fe + 10 at% Fe + 50 at% Fe + 0,1 at% Si + 1 at% Si + 8 at% Si
1,58 1,10 0 -
2,05 0,22 0 0,85 0,08 0
470-500°C
570-600°C
(%)
4,3 × l0 22 n/cm 2 (%)
4,3 X 10 22 n/cm 2 (%)
2,73
2.50
0,64
0,35 -0,01 1,31 0,32 0,01
0,05 -0,01 0,40 0,02 - 0,07
0,17 0,25 0,31 0,02 - 0,02
x 10 22
n/Clll 2
127
G. Silvestre et al./Alliages de N i - F e et de N i - S i
Tableau 3 Structures observ&s apr& irradiation (1,4 X 102° n/cm 2, T = 400°C). Nickel
+ 0,1% Fe a) + 1% Fe + 10% Fe + 25% Fe + 40% Fe + 50% Fe + 60% Fe + 0,1% Si + 1% Si + 8% Si
N/cm 3 cavit6s
d(A)
l0 ts 7 X 101') 4,5 X 1014
150 120 130 100-150
5
X 1014
0 0 0 0
Boucles ~ [1111
Boucles ~-[110]
Pr6cipit&
Oui Oui Oui Oui Oui
Oui (i) Oui
Non
(i) b)
Oui Oui
Structure ordonn6e Oui. Ni3Fe plan (110) Oui. Ni3Fc plan (110) Oui. Ni3Fe plan (110) Non Non Oui. Ni3Si plan ( l i d
Boucles ~- [ 111 ]
Boucles ½ [ 110 ]
Pr6cipit6s
Oui Oui (i) b) Oui (i)
Oui Oui (i) Oui (i)
Structure ordonn6e Ni3Fe qq. pr6cipJ.tfs Ni3Fe (110) Boucles (100) (i) qq. pr6cipit6s
Oui (i) Oui
Oui Oui; plan (111)
(i) (i) (i)
0
a) % atomique, b) (i) = interstitiel.
Tableau 4 Structures observ6es aprhs irradiation (1,4 X 10 22 n/cm 2, T = 500~C). Nickel
+ 0,1% Fe a) + 1% Fe + 10% Fe + 25% Fe + 40% Fe + 50% Fe
N/era 3 cavit6s
d(A)
3 x 1014
200
0 e e
+ 60% Fc + 0,1 Si + 1% Si + 8% Si
e ~ 10 t3 0
a) % atomique,
b) (i) = interstitiel.
Tableau 5 Structures observ6es apr6s irradiation ~t4,3 × 1022 n/cm 2 (T = 440-460°C). Nickel
N/cm 3 cavltes
at(A) Observations
+ 1% Si a)
3,7 × 1014 500 2,8 × 1014 280
+ 8% Si + 50% Fe
0 0
a) % atomique.
Boucles parfaites et imparfaites (ou petits pr6cipit6s) Pr6cipit& Ni3 Si Pr6cipit6s Ni3 Fe
La r6partition des cavit& n'est pas h o m o g 6 n e , elles sont moins nombreuses au voisinage des boucles imparfaites et on note des alignements. Leur densit~ est de 5 X 1014/cm 3, leur taille m o y e n n e est comprise entre 100 et 150 )~. Des alignements ont d6jfi &6 obser%s en particulier dans l ' a l u m i n i u m [5]. Ils sont interpr&6s c o m m e le r&ultat d ' u n e germination favoris6e par la pr6sence d'h61ium drain4 par les dislocations et par une surconcentration de lacunes, les interstitiels ayant 6t6 61imin6s p r 6 f & e n t i e l l e m e n t par les dislocations en m o u v e m e n t .
128
G. Silvestre et aL/Alliages de Ni-Fe et de Ni-Si
Fig. 1. Nickel irradi~ &1,4 × 102"n/cm 2, T *' 400°C.
Fig. 2. Alliage Ni-Fe 10 irradi~ "~1,4 × 102°n/cm 2, T = 400°C.
Fig. 4. M6me lame; d~termination du caractSre interstitiel des boucles en suivant la variation de taille en fonction de g.b.s.
boucles parfaites. Dans un premier temps, la d6termination de leur plan a 6t6 faite en suivant leur variation de taille par rotation autour de l'axe g; compte tenu de l'orientation de la lame et du vecteur g utilis6, seules 3 families de boucles parfaites (110 }sont visib.les et comme elles ont un comportement diff6rent, la d6termination de leur plan est facile. L'application du crit6re gbs ~ 0 permet ensuite la d6termination du signe de leur vecteur de Burgers. Quelques boucles imparfaites pr~sentent en leur centre une zone de contraste diff6rent. Cet effet est dO ~ la superposition d'une seconde boucle imparfaite; ces deux boucles 6tant tr~s proches puisque l'examen d'une lame oia le plan de faute est parall~le aux 61ectrons, fig. 5, n'indique rien d'anormal. Mazey et Hudson [8] ont observ~ des structures analogues dans du nickel irradi6 aux protons. Ces auteurs considbrent que cette structure correspond ~un gain d'6nergie.
Fig. 3. Alliage Ni-Fe 10; irradi~ ~ 1,4 X 102°n/cm2, T = 400°C. Lame (211) s > 0, 1: Boucles parfait (110). 2: Boucles parfaites (101). 3: Boucles parfaites (011). Les boucles de dislocation imparfaites et parfaites sont de caract6re interstitiel comme le montre l'application des crit6res d'analyse de boucles (crit6re de Silcox-Tunstall et crit6re de l'6volution de la taille de la boucle en fonction du signe du vecteur de diffraction g ou du vecteur s) [ 6 - 7 ] . Les figs. 3 et 4 illustrent cette analyse pour les
Fig. 5. Alliage Ni-Fe 10 irradi6 fi 1,4 × 102°n/cm 2, T = 400°C. Lame (001), les plans (111 ) et (1 l-l) sont parall~les aux 61ectrons.
G. Silvestre et aL/Alliages de N i - r e et de Ni-Si
0
tt
129
•
0
a
•
•
Fig. 6. Alliage Ni-Fe 25 irradi6 ~ 1,4 × 102°n/cm 2, T = 400°C. (a) Diagramme de diffraction, (b) mise en 6vidcnce des parois antiphase.
3.1.3. Teneur en fer egale it 257o
Cet alliage n'a 6t6 irradi4 qu'~ faible fluence. I1 s'ordonne sous irradiation (fig. 6). I1 ne pr6sente pas de cavit6s mais de nombreuses petites boucles dont l'6volution du contraste en fonction du vecteur de diffraction est telle que leur analyse n'a pas 6t6 possible. Irradi6 ~ 550°C, ce m6me alliage ne s'ordonne plus.
Ces d6fauts sont caract6ris6s par des franges d'interf6rence de faible intensit6 dont l'orientation est perpendiculaire au vecteur de diffraction. Ils sont bord6s par une dislocation de forme anguleuse et ayant un contraste irr6gulier. L'analyse de ce type de dislocation a montr6 que ces boucles sont des losanges contenus dans des plans (110) et de caractbre interstitiel (fig. 9). Compte tenu du diagramme d'6quilibre N i - F e (fig. 10) et de la mise en ordre de l'alliage N i - F e
3.1.4. Teneur en fer comprise entre 40 et 60%
Ces alliages ont 6t6 irradi6s ~ faible fluence aux temperatures de 4 0 0 - 5 0 0 et h 550 irradi6s h forte fluence. Jusqu'h 500°C son gonflement est nul, il semble qu'une faible densification soit m6me observ6e. La microgarphie reproduite sut la fig. 7 repr6sente la structure de ce type d'alliage apr~s irradiation ~i faible fluence. II n'y a pas de cavit6s, la structure est tr6s complexe et comprend des dislocations lin6aires, des boucles imparfaites de caract6re interstitiel et des d6fauts propres h ce type d'aUiage dont le nombre et la taitle d6pendent de la composition (fig. 8).
Fig. 7. Alliage Ni-'Fe 50 irradi6 h 1,4 X 102°n/cm 2, T = 400°C. Lame (001).
2oooA Fig. 8. Irradiation~ 400°C, 1,4 X 102°n/cm2; (a) Ni + 10% l:e,Ni + 25% Fe, (c) Ni + 40% Fe, (d) Ni + 50% Fe, (e) Ni + 60% Fe.
Fig. 9. N i - F e 5 0 - 5 0 irradi~ ~ 400°C; lame (001). Analyse des pr~cipit~s: plan, forme et caractbre interstitiel. Les fl~ches permettent de suivre l'6volution de leur forme apparente.
G. Silvestre et al./14 lliages de N i - F e et de N i - S i WEIGTH 10
20
NICKEL
PER CENT
30
40
50
131
60
70
80
90
1000
8130 •
e
F,
.u
!
812" .~
600
t
I
• 400
I
-2:
.y"'~,., \,
\
-
\ 354"
0
10
20
30
&TOMIC
40 PER
50 CENT
60
70
80
90
100
Ni
NICKEL
Fig. 10. Diagrammes Ni-Fe. MAILLE MAILLE
CFC
C F
DEFORMEE Ni
Ft
a
Fig. 11. Schemas de principe des pr~cipit~s Ni3Fe. (a) Principe des franges de d~placemnt. (b) Forme des pr6cipit~s l'ordre peut s'6tendre sur quelques plans•
Fig. 13. Alliage Ni Fe 50 irradi~ &4,3 × 1022n/cm 2, T = 470-500°C.
75-25 sous irradiation, il est normal de penser que ces pr6cipit6s sont des plaquettes de type Ni3Fe (fig. 11). Cette conclusion est confirm~e par leur disparition lorsque la temperature d'irradiation atteint 500°C. Par suite de la diff6rence de maille qui peut atteindre 1% [gj entre pr~cipit~ et matrice, ces plaquettes doivent ~tre semi-coh6rentes, hypoth~se en accord avec l'observation du contraste ponctu6 d'intervalle 300 ~ 400 A que pr6sentent les dislocations les bordant, contraste d~ ~ l'intersection des dislocations d'interface et de la dislocation contour du pr6cipit~. Lorsque la temp6rature d'irradiation croft, le nombre de boucles imparfaites diminue et leur taille augmente. L'alliage pr6sente de nombreuses boucles parfaites qui sont dans des plans (100) et (110), ces deux types 6tant interstitiels. Les dislocations de vecteur de Burgers [100] peuvent r6sulter de la combinaison de 2 vecteurs de Burgers ~ [110] et ~ [1]-0], r6action propos~e par Frank [10]. Par contre, les pr~cipit6s type Ni3 Fe disparaissent et quelques cavit6s sont pr~sentes (fig. 12). L'irradiation h 4,3 × 1022 n/cm 2 h 450°C (fig. 13) conduit ~ une structure comparable: absence de cavit6s et dislocations de forme d~finie. Nous n'observons ni boucles imparfaites ni franges de d6placement dans les dislocations susceptibles de border les pr6cipit6s, r~sultat qui peut ~tre dfa ~ l'augmentation de temp6rature. 3.2. Etudes des alliages Ni-Si
Fig. 12. Alliage N i - F e 50 irradi6 ~t 1,4 × 102°n/cm 2, T 500°C. Lame (001).
Ces alliages sont en solution solide selon le diagramme d'6quilibre [11] fig. 14.
PER CENT SILICON 10 15
WEIGHT 5 1500 1 ~ 3 "
14oo
"~~~x
1300
~'~
,x,, ':~t~"
%%%.
1200
/
1152"~1W--~ //~1165" ;3a
1~1 2 5 ~ !7 ~" ~)
1100 (Ni) .G, :3 ,(
1000
,oo
/1,.T I (6.5)
!
Fig. 15. Alliage Ni-Si 1 irradi6 h4,3 X 1022n/cm2, T = 440-470°C.
it I
I I I !I
800
3.2.1. Alliage ?z teneur kgale it 0,1% atomique
U.l 700
II
Le gonflement est plus faible que pour le nickel pur.
!
'I
600
! !
400
3.2.2. Alliage ?l teneur Ogale ?l 1% atomique
~TR AGN" ANSF.
I
200
t t 0
Ni
•
0
~10(5)
!1
10 20 30 ATOMIC PER CENT SILICON
Fig. 14. Diagramme Ni-Si.
Si
Les gonflements observ6s sont plus faibles encore surtout ~ haute temp6rature (tableau 2). Apr~s irradiation h 500°C et ~ 102°n/cm 2, les ~chantillons pr6sentent de nombreuses boucles parfaites interstitieUes de petites dimensions, la densit6 de cavit6s est trbs faible.
~oo Aoo
I
0 z,S@O
Fig. 16. Alliage Ni-Si 8 irradi~ h 1,4 × 102°n/cm z, T = 400°C. (a) Fond clair. (b) Fond noir avec une tache (100).
G. Silvestre et aL/Alliages de N i - F e et de Ni-Si
Fig. 17. Alliage Ni-Si 8 iriradi6 ~ 4,3 × 1022n/cm2, T = 440-460°C.
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apr6s forte irradiation ~ 450°C environ est comparable ~i celle obtenue fi basse fluence (fig. 17). Lorsque la temp&ature d'irradiation augmente l'intensit6 des taches de surstructure decrott, nous observons une forte densit6 de dislocations, des franges d'interf6rence de tr~s faible intensit6 et de grandes dimensions. Ce syst~me qui couv[e pratiquement route la micrographie existe localement dans les ~chantillons irradi6s ~ 400°(~ (fig. 18). Nous l'interpr6tons comme un syst~me de franges de d6placement dfl ~t la pr6sence de pr6cipit6s de tr~s faible 6paisseur ne diffractant donc pas et situ~s dans les plans (111). En conclusion, ces alliages n'ont pas de cavit6s et contiennent des pr6cipit6s semi-coh6rents.
4. Discussion
Fig. 18. AlliagcNi-Si 8 irradi~ ~ 1,4 × 10Z°n/cm2, T = 500°C. L'irradiation ~ forte fluence (tableau 5, fig. 15) conduit aux m6mes r6sultats: diminution du nombre et de la taille des cavit& avec apparition de nombreuses petites boucles parfaites et imparfaites. Le diagramme de diffraction ne pr6sente pas de tache de surstructure. 3.2.3. Alliage it teneur ~gale it 8% a t o m i q u e
Cet alliage ne gonfle pas, il se densifie m6me, comme l'alliage Fe-Ni 50. Observ6 en microscopie 61ectronique apr6s irradiation, soit'a 400°C et "a faible fluence soit, "a 450°C 4,3 × 1022 n/cm 2, ces ~chantillons pr6sentent des taches de surstructure pouvant correspondre a Ni3Si. En fond clair, ces alliages contienneflt de nombreux d~fauts analogues aux fautes d'empilement mais qui s'~clairent avec une diffraction correspondant ~ une tache de surstructure (fig. 16). L'analyse de ces d6fauts montre que ce sont des pr6cipit6s semi-coh6rents situ& sur des plans (111) dont l'6paisseur pourrait 6tre de l'ordre de 100 )k, les franges observ6es 6tant des franges de d6placement. La structure observ6e
Cette discussion portera sur 3 points: (1) nature des pr6cipit~s induits par l'irradiation, (2) r61e des 616ments d'addition en solution sur le gonflement, (3) r61e des pr6cipit6s induits par l'irradiation sur le gonflement. 4.1. Nature des pr~cipit~s induits par l'irradiation
Non irradi6s, les alliages Ni-Fe 50 et Ni-Si 8 ne pr6sentent pas de pr6cipitation m6me apr6s recuit de longue dur6e. L'irradiation favorise la formation de ces pr6cipit6s. Compte tenu des diagrammes d'6quilibre (figs. 10-14) et des domaines d'existence de ces pr6cipit6s, ils pourraient &re de type Ni3X. L'absence de taches de surstructure dans le cas de l'alliage Ni-Fe 50 peut &re due ~ la faible diff&ence des facteurs de diffusion 61ectronique du nickel et du fer. L'existence de franges de d6placement montre que ces pr6cipit6s sont semi-coh6rents, r6sultat en accord avec les diff6rences de maiUe entre les compos6s Ni3Fe-Ni3Si et la matrice, diff&ence de 1% environ. Le contraste ponctu6 observ6 sur les dislocations bordant les pr6cipit6s peut ~tre dO ~ l'intersection de cette dislocation et des dislocations d'interface de caract~re coin, le demi plan suppl6mentaire &ant dans le pr6cipit6. La matrice au voisinage est donc en tension.
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G. Silvestre et al./Alliages de Ni-Fe et de Ni-Si
4.2. Influence d'additions en solution sur le gonflement
De nombreuses preuves exp6rimentales, soit dans les m~taux puts, soit dans les alliages attestent de l'importance d'additions sur le gonflement. Brimhall, dans le nickel fut l'un des premiers auteurs [4] montrer que la presence d'impuret6s pouvait abaisser le gonflement. L'ensemble des experiences effectu6es au CEA [12i a confirm6 cet effet dans le nickel et dans d'autres m6taux. Les 6tudes de Brimhall et Kissinger [13], de Mazey et Menzinger [14] sur les Cu-Ni prouvent l'importance de l'effet d'alliage. Enfin, tout r6cemment Okamoto et Harkness [15], puis Leitnaker et al. [16] montrent que le silicium dans les aciers aust~nitiques inoxydables abaisse consid6rablement le gonflement. Nos r~sultats confirment l'influence d'616ments d'addition en solution sur le gonflement. Mais les m~canismes expliquant cet effet ne sont pas connus avec precision; ils peuvent intervenir au niveau de la germination ou de la croissance. Dans le cadre des th6ories de germination h6t~rogone couramment admises, la formation de cavit6s r~sulte de la stabilisation d'amas de lacunes par la pr6sence de gaz. Le piOgeage des atomes de gaz par des 61~ments d'addition diminuera ou simplement retardera la formation des cavit~s. Cette derni~re hypoth~se est en accord avec nos d6terminations de densit6 de cavit~s en fonction de la fluence dans le nickel et l'alliage 1% de silicium. L'action de cet 61~ment, tr~s forte h faible fluence decro~t aux fortes doses (tableaux 4,5). Dans le cadre des th6ories de germination homog~ne et croissance la surconcentration de lacunes due l'absorption pr&6rentielle des interstitiels par les dislocations est responsable du gonflement. Une diminution de leur efficacit~ entra~nera donc une diminution du gonflement par suite d'un hombre plus ~lev~ de recombinaison interstitiel lacune. Cet effet intervient donc sur les cin~fiques de formation de germes et de croissaneedes cavit~s. La diminution d'efficacit6 d'absorption des dislocations ne semble pas due ~ une modification de l'~nergie de faute car l'effet d'addition appara~t pour des concentrations tres faibles qui ne modifient pas cette ~nergie [17]. Par contre l'6nergie d'interaction dislocation d~faut ponctuel due aux champs de contrainte de la
dislocation et de d~formation du d6faut peuvent 6tre sensiblement modifi6s par des additions qui, soit relaxent localement les contraintes autour de la dislocation, soit stabilisent par exemple les interstitiels. Nos r~sultats exp~rimentaux ne nous permettent pas de choisir un m~canisme, nous remarquons simplement que le silicium, dont le rayon atomique est petit, est beaucoup plus efficace que le fer dont le rayon est sensiblement le mOme que celui du nickel [18] - observation qui pourrait correspondre ~ une absorption moindre des interstitiels par les dislocations et rendre compte des plus faibles dimensions de cavit6s. Toutefois, darts les aciers AISI 31 6, Okamoto et Harkness [15] interprbtent le tres faible gonflement des nuances au silicium comme la cons6quence d'une interaction lacune-silicium selon un m6canisme diff6rent. Les lacunes drainent le silicium qui provoque des contraintes ~lastiques dans le r~seaU au voisinage de la cavit~ et favorise ainsi la recombinaison des lacunes et interstitiels, processus qui freine la croissance des cavit~s. Ce m6canisme ne devrait pas jouer sur la densit~ de cavit6s. Dans notre cas, il semble que germination et croissance des cavit~s soient modifi~es. 4. 3. Influence des prkcipit~s sur le gonflemen t
Nous restreignons la discussion aux alliages ~tudi~s off une phase Ni3X pr~cipite sous irradiation. Le gonflement observ~ est alors nul. Les pr~cipit~s sont des plaquettes de faible ~paisseur semi-coh~rentes. Leur maille ~tant inf6rieure ~ celle de la matrice, la diff6rence de param0tres provoque donc la formation de dislocations d'interface de caract~re coin, le demi-plan suppl6mentaire ~tant dans le pr~cipit6. Le champ de contrainte de ces dislocations va donc attirer pr6f~rentiellement les interstitiels qui ne pourront ~tre absorb~s car il n'ya pas de modification de taille du pr~cipit~, ces dislocations ~tant li~es ~ l'interface. Les atomes interstitiels sont doric pi6g~s au voisinage de la surface et s'annihilent par recombinaison ~vec des lacunes. ke r61e de ces pr~cipit6s est donc d'~viter l'annihilation des interstitiels sur les dislocations, processus responsable de la surconcentration de lacunes et donc du gonflement. Ce m~canisme implique ~videmment l'existence
G. Silvestre et al./Alliages de Ni-Fe et de N i - S i
d'une grande surface de pr6cipit6s, k'alliage Ni--Fe 50 par exemple apr~s irradiation/l 400°C et fi 1020 n/cm 2 pr6sente une densit6 de pr~cipit6s de 2 X 1014/cm 3, leur taille 6tant de 1000 fi 1500 A~. La pr6cipitation s'effectuant sur des plans {110 } , l'alliage est d6coup6 fictivement en cubes dont l'ar6te ne depasse gu~re quelques milliers d'angstroms. Les d6fauts ponctuels sont confin6s dans ces petits volumes et s'annihilent mutuellement. Les conditions de germination de cavit6s - pr6sence de g a z e t surconcentration de lacunes - ne sont plus satisfaites. L'introduction de ces pr~cipit~s, sites de recombinaison interstitiel-lacune, dans les ~quations donnant les concentrations de d6fauts dans un module tr~s simple du type quasi chimique,montre que la concentration de lacunes est consid6rablement r6duite dans un cas tel que celui cit6 [191. De tels m~canismes ont d~jfi ~t6 6voqu~s pour expliquer le comportement d'un certain nombre d'alliages. Nous rappelerons simplement l'inconel 625, o~ des pr~cipit6s en plaquettes de Ni3Nb apparaissent sous irradiation [20] et les alliages C u - N i ofa Mazey et Menzinger [14] interpr~tent les r6sultats par la formation de petits pr~cipit6s pi6geant les d6fauts d'irradiation. Cette hypoth~se pourrait aussi expliquer le comportement des alliages ~ l % d e silicium bien que nous n'ayons pas mis ces pr~cipit6s en 6vidence. La recombinaison interstitiel-lacune ~tant en effet lid A la surface des pr~cipit~s, les mat6riaux conduisant fi la formation de pr~cipit6s plans auront une efficacit~ sup~rieure aux alliages types nimonic o~ les composes Ni 3 (A1, Ti) sont cubiques, routes choses 6tant ~gales par ailleurs (volume des pr~cipit~s, diff6rence des valeurs des param~tres r6ticulaires etc.).
5. Conclusions L'6tude des alliages N i - F e et N i - S i montre: (1) que le r61e des additions en solution est comple×e puisque le silicium diminue 19 gonflement routes temp6ratures alors que Faction du fer est faib le;
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(2) que dans le cas off sous irradiation il y a formation de pr6cipit6s type Ni3X , le gonflement est nul ~ des fluences de 4,3 × 1022n/cm 2. Le m6canisme propos6 est une augmentation du taux de recombinaison interstitiel-lacune au voisinage de l'interface pr~cipit~-matrice.
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