Stabilité des nano-phases durcissantes sous irradiation ions

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Synthèse et perspectives

L’alliage d’aluminium 6061-T6 a été choisi pour la construction du caisson du cœur du réacteur Jules Horowitz, notamment du fait de sa transparence aux neutrons et de ses bonnes propriétés mécaniques aux températures de fonctionnement du réacteur. Ces dernières sont dues à la présence d’aiguilles durcissantes type β’’, responsables du durcissement de l’alliage, et de dispersoïdes Al(Cr,Fe,Mn)Si jouant un rôle dans la résistance à la recristallisation. La littérature présente de nombreuses études sur la caractérisation de ces précipités dans les alliages Al-Mg-Si-(Cu) à l’état non irradié. Cependant, elle montre un manque d’informations évident sur la caractérisation de ces alliages à l’état irradié. Quelques articles traitent des évolutions microstructurales et mécaniques de l’alliage 6061-T6 après irradiation aux neutrons mais ces derniers n’évoquent que très brièvement le comportement des nano-phases durcissantes sous irradiation et nullement celui des dispersoïdes.
L’objectif de la thèse était d’étudier les évolutions microstructurales sous irradiation de l’alliage 6061-T6 en accordant une attention toute particulière à la stabilité des dispersoïdes ainsi qu’à celle des nano-phases durcissantes sous irradiation aux neutrons par des approches analytiques aux ions et électrons à l’aide de techniques de caractérisations microstructurales fines comme la Microscopie Electronique en Transmission, la Sonde Atomique Tomographique et la Diffusion des Neutrons aux Petits Angles.
L’association de la microscopie en Haute Résolution avec les outils de caractérisation chimique liés au MET (EELS/EFTEM, EDS) a permis d’identifier les structures cristallographiques cubiques simples et cubiques centrées ainsi que la distribution et les rapports en éléments Cr, Fe et Mn de différents dispersoïdes. Le lien qui existe entre la structure du dispersoïde et son rapport Cr/Fe mentionné dans la littérature a ainsi pu être vérifié. De plus, une analyse fine en HRTEM de l’interface dispersoïde/matrice a démontré que les dispersoïdes sont incohérents avec la matrice et ce bien qu’il existe une relation d’orientation s’écrivant [110]Al // [100]D. Les analyses chimiques par cartographies EFTEM ont révélé une organisation en cœur/coquille des éléments sur certains dispersoïdes avec le Cr en coquille et (Fe,Mn) en cœur. Cette organisation peut être due à la démixtion et à la ségrégation du Cr à l’interface dispersoïde/matrice. Une origine cinétique peut également être évoquée pour expliquer une telle organisation. La stabilité des dispersoïdes a ensuite été investiguée après irradiation aux ions. Une dissolution partielle des dispersoïdes a été mise en évidence par une diminution de leur taille moyenne et par la présence en quantité non négligeable de Cr et Fe dans la matrice. Malgré la dissolution, les cartographies EFTEM ont montré que la structure cœur/coquille est toujours observable après irradiation aux ions. Afin d’étudier in-situ la stabilité d’une telle structure, une irradiation aux électrons d’énergie 1MeV a été réalisée. Une accentuation de la mise en cœur/coquille sous irradiation aux électrons a alors été observée. Ce phénomène peut s’expliquer par une accélération de la diffusion par irradiation prépondérant sur les effets balistiques. L’irradiation permettrait au dispersoïde d’atteindre un état équivalent à celui de l’équilibre thermodynamique.
Les outils de caractérisation chimique et structurale liés au MET ont également été utilisés dans l’étude avant et après irradiation des nano-phases durcissantes. Avant irradiation, la microscopie conventionnelle basée sur le contraste des phases a mis en évidence la présence de deux types de nano-phases : les phases β’’, majoritaires, et les phases L, minoritaires. Les premières sont sous forme de fines aiguilles de structure monoclinique, conforme aux données de la littérature. Les secondes sont sous forme de fines plaquettes de structure encore non identifiée. L’étude de leur chimie en sonde atomique a montré que le rapport atomique Mg/Si est d’environ 1,7 et que toutes contiennent du Cu et de l’Al. Leur stœchiométrie s’éloigne donc du classique Mg5Si6. La stabilité de ces phases a ensuite été investiguée en température et sous irradiation. Tout d’abord, un recuit in-situ a permis de démontrer l’instabilité des nano-phases type β’’ à partir d’une certaine température. Une dissolution des phases est constatée au profit de l’apparition de phases plus grossières type β’. Puis cette instabilité a été mise en évidence sous irradiation. En effet, l’irradiation ex-situ à forte dose aux ions W3+ (2MeV) a montré la dissolution totale des précipités β’’ et L. Cependant, de nouvelles phases qui ont une direction commune avec [112] sont apparues. L’irradiation au MET in-situ aux ions Au2+ (4MeV) à plus faible dose a révélé la coexistence des β’’ avec ces nouvelles phases ce qui suggère que la dissolution des phases β’’ s’effectue parallèlement à la germination des nouvelles nanoparticules. En densité élevée, ces précipités contiennent Mg, Si, Cu, Al et Cr (provenant de la dissolution partielle des dispersoïdes) et sont d’une structure différente de celle des phases β’’. L’irradiation in-situ aux ions Au2+ (4MeV) de l’alliage 6061 non revenu suivie d’une maturation à température ambiante semble indiquer que la précipitation de ces particules est induite par l’irradiation puisque plus de la moitié des phases apparues disparaissent après la maturation. Un mécanisme d’évolution de l’alliage a alors été proposé. La diffusion accélérée par l’irradiation pourrait être à l’origine de la précipitation des éléments Mg, Si, Cu et Cr et induite par effet d’entrainement.
L’étude de l’alliage 6061-T6 irradié aux neutrons a mis en évidence la stabilité des dispersoïdes ainsi qu’une dissolution des nano-phases β’’. En effet, l’observation au MET des nano-phases après irradiation à faible dose a montré tout d’abord une diminution de leur rayon puis, avec augmentation de la dose, une stagnation du rayon et une diminution de la longueur. De même leur structure initialement monoclinique et ce jusqu’à la dose de 3 dpa, change avec augmentation de la dose. Leur section évolue également entre 3 et 12 dpa passant de majoritairement circulaire à parallélépipédique. Ces évolutions laissent présager une transformation de phase potentiellement associée à une dissolution partielle des phases. De plus, les analyses en DNPA ont mis en évidence la présence potentielle de bulles de gaz en forte densité. Il est important de noter que ces évolutions importantes ont lieu dès les faibles doses, avant la précipitation de nano-sphères riches en Si (produit de transmutation de l’Al).
Ces travaux de thèse mettent en évidence la complexité du matériau à l’état non irradié comme
à l’état irradié. Même si des comportements de l’alliage sous irradiation ont pu être dégagés comme la dissolution des précipités type β’’ remplacés par une phase d’hors équilibre ou encore la mise en cœur/coquille des dispersoïdes, tout n’est pas encore bien compris. Le mécanisme d’évolution de l’alliage 6061-T6 irradié aux ions, discutant de la dissolution des phases β’’ et de la précipitation de
nouveaux objets, est une première approche. Un entrainement par les lacunes et interstitiels de solutés et/ou des modifications de chemins cinétiques pourraient être à l’origine de la précipitation des nouveaux objets mais il est difficile à ce stade de dire quel est le mécanisme qui sévit ou qui prédomine. L’un et l’autre pourraient notamment expliquer la présence de Cr dans les nouveaux précipités alors qu’ils ne constituaient initialement pas les phases type β’’. Il serait primordial de s’appuyer sur des simulations (dynamique d’amas, dynamique moléculaire, champ de phase…) afin de mieux comprendre le comportement des espèces (lacunes, interstitiels, solutés) et leur réaction avec leur environnement dans l’aluminium.
Les observations après irradiation aux neutrons suggèrent une transformation des aiguilles type β’’ en précipités cubiques, plus courts de section parallélépipédique et de structure s’approchant du cubique. Si la mise en évidence d’une telle transformation des phases β’’ sous irradiation aux neutrons est encore inédite, les phases obtenues pourraient faire penser aux nouveaux précipités apparus sous irradiation aux ions. En effet, ces nouveaux objets décrits au chapitre 4 sont de structure semble-t-il cubique et coexistent avec les phases type β’’ jusqu’à ce que ces dernières disparaissent totalement. L’examen de lames irradiées aux neutrons à plus forte dose nous permettrait d’observer les phases β’’ à un stade plus avancé de leur évolution et de mieux comprendre les observations.
Toutes les évolutions de microstructure observées dans le cadre des différentes études, soit la disparition des aiguilles nanométriques au profit de précipités sphériques (aux ions) et cubiques (aux neutrons) en forte densité, ainsi que la création de défauts d’irradiation (boucles, cavités, bulles) ont un impact sur le durcissement de l’alliage. La Figure C.88 présente des courbes de traction de l’alliage 6061-T6 irradié aux neutrons dans HFIR, HFBR (voir chapitre 1) en fonction de la fluence thermique et du rapport φth/φr [1]. Ces courbes montrent une augmentation de la résistance à la traction avec la fluence quel que soit l’échantillon irradié et cette dernière est d’autant plus importante que le rapport fluence thermique/fluence rapide est grand. Farrell [2] explique cette évolution par la précipitation des nano-sphères pures en Si de plus petite taille et en forte densité pour un rapport élevé. D’après nos observations, on peut également dire que le durcissement est tout d’abord lié à la création de cavités,

Table des matières

Introduction
Chapitre 1. L’alliage d’aluminium 6061-T6 : microstructure et stabilité sous irradiation.
1.1. Les alliages d’aluminium Al-Mg-Si-Cu
1.1.1. Généralités sur l’alliage d’aluminium
1.1.2. La séquence de précipitation dans les alliages Al-Mg-Si-Cu
1.2. L’alliage d’aluminium 6061-T6
1.2.1. Traitements thermomécaniques
1.2.2. Description des précipités en présence dans l’alliage à l’état T6
1.3. Effets d’irradiation sur les alliages Al-Mg-Si-(Cu)
1.3.1. Généralités sur l’irradiation : création de dommages et stabilité des phases
1.3.2. Stabilité de l’alliage 6061-T6 en condition réacteur
1.3.3. Comportement de l’alliage sous irradiation aux ions
1.4. Conclusions du chapitre 1
1.5. Références bibliographiques du chapitre 1
Chapitre 2. Matériau de l’étude et moyens expérimentaux
2.1. Matériau de l’étude
2.1.1. Composition et taille de grains
2.1.2. Traitements thermomécaniques à l’origine de la nuance J47
2.2. Conditions des irradiations expérimentales
2.2.1. Irradiation in-situ aux électrons
2.2.2. Irradiations aux ions
2.2.3. Irradiations aux neutrons
2.3. Caractérisation des précipités
2.3.1. Mesure de la taille et de la densité des précipités
2.3.2. Caractérisation de la structure des précipités
2.3.3. Caractérisation de la chimie des précipités
2.4. Références bibliographiques du chapitre 2
Chapitre 3. Stabilité des dispersoïdes sous irradiation aux ions et
électrons.
3.1. Caractérisation des dispersoïdes à l’état non irradié
3.1.1. Taille et dispersion
3.1.2. Structure des dispersoïdes et de l’interface dispersoïde/matrice
3.1.3. Composition chimique des dispersoïdes
3.1.4. Hétérogénéité de distribution des éléments : Mise en coeur/coquille
3.2. Stabilité des dispersoïdes sous irradiation
3.2.1. Stabilité des dispersoïdes après irradiation aux ions (165 dpa)
3.2.2. Stabilité de la structure coeur/coquille sous irradiation aux électrons (150 dpa)
3.3. Conclusions du chapitre 3
3.4. Références bibliographiques du chapitre 3
Chapitre 4. Stabilité des nano-phases durcissantes sous irradiation
ions.
4.1. Caractérisation des phases à l’état revenu et avant irradiation
4.1.1. Les phases dans la littérature
4.1.2. Taille et dispersion des nano-phases
4.1.3. Structure et orientation cristallographique des nano-phases
4.1.4. Composition chimique des nano-phases
4.2. Etude du comportement des phases β’’ au cours d’un recuit
4.2.1. Démarche adoptée pour le recuit
4.2.2. Résultats expérimentaux.
4.3. Etude du comportement des nano-phases sous irradiation aux ions.
4.3.1. Irradiation in-situ jusqu’à 95 dpa à température ambiante
4.3.2. Irradiation ex-situ jusqu’à 165 dpa à température ambiante.
4.3.3. Caractérisation structurale et chimique des nouvelles phases
4.4. Proposition d’un mécanisme d’évolution de l’alliage 6061 sous irradiation
ions
4.4.1. Etude de la précipitation des nouveaux objets par irradiation in-situ aux ions
4.4.2. Cinétique de croissance des nouveaux précipités
4.4.3. Effet des puits de défauts
4.4.4. Comportement des nouveaux précipités durant une maturation à température ambiante
4.4.5. Proposition de mécanisme
4.4.6. Impact de ces précipités sur le durcissement de l’alliage
4.5. Conclusions du chapitre 4
4.6. Références bibliographiques du chapitre 4
Chapitre 5. Comportement de l’alliage 6061-T6 sous irradiation
neutrons.
5.1. Comportement des dispersoïdes sous irradiation aux neutrons
5.2. Comportement des nano-phases β’’ sous irradiation aux neutrons
5.2.1. Evolution de la dispersion et de la taille des phases sous irradiation aux neutrons
5.2.2. Evolution de la structure des phases sous irradiation aux neutrons
5.3. Autres évolutions microstructurales observées en DNPA
5.4. Conclusions du chapitre 5
5.5. Références bibliographiques du chapitre 5
Synthèse et perspectives
Annexe A
Annexe B
Annexe C
Annexe D