CN114672639A - 通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法 - Google Patents

通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN114672639A
CN114672639A CN202210187772.5A CN202210187772A CN114672639A CN 114672639 A CN114672639 A CN 114672639A CN 202210187772 A CN202210187772 A CN 202210187772A CN 114672639 A CN114672639 A CN 114672639A
Authority
CN
China
Prior art keywords
ions
nanoparticles
irradiation
nano particles
matrix
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN202210187772.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN114672639B (zh
Inventor
付恩刚
吕昭平
杜进隆
蒋虽合
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Peking University
University of Science and Technology Beijing USTB
Original Assignee
Peking University
University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Peking University, University of Science and Technology Beijing USTB filed Critical Peking University
Priority to CN202210187772.5A priority Critical patent/CN114672639B/zh
Publication of CN114672639A publication Critical patent/CN114672639A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN114672639B publication Critical patent/CN114672639B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D10/00—Modifying the physical properties by methods other than heat treatment or deformation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/058—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium without Mo and W
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F3/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by special physical methods, e.g. treatment with neutrons
    • G—PHYSICS
    • G21—NUCLEAR PHYSICS; NUCLEAR ENGINEERING
    • G21C—NUCLEAR REACTORS
    • G21C3/00—Reactor fuel elements and their assemblies; Selection of substances for use as reactor fuel elements
    • G21C3/02—Fuel elements
    • G21C3/04—Constructional details
    • G21C3/06—Casings; Jackets
    • G21C3/07—Casings; Jackets characterised by their material, e.g. alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
    • Y02E30/10—Nuclear fusion reactors
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
    • Y02E30/30—Nuclear fission reactors

Abstract

本发明公开了一种通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法，所述材料包括纳米粒子和基体，所述纳米粒子生长并嵌入到与其成分匹配的所述基体中，所述纳米粒子与所述基体共格，在预定温度下，所述材料中所述纳米粒子易析出，并且在辐照过程中，所述材料中所述纳米粒子发生熔解和再析出转变以提高所述材料抗辐照性能。由此，可以解决现有技术中高剂量辐照和高服役温度下材料结构完整性和性能严重退化的问题，进而将含有纳米粒子的材料应用于抗辐照领域例如核反应堆中，可以在极端条件下长期服役。

Description

通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法
技术领域
本发明属于核材料领域，具体涉及一种通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法。
背景技术
核反应堆中使用的材料会在承受极端条件下服役，包括高剂量辐照和高服役温度，这些极端条件会导致材料结构完整性和性能严重退化。例如，高剂量辐照通常会导致核燃料包壳材料脆化和体积肿胀。因此，设计能够承受极端恶劣环境的结构材料一直是反应堆寿命延长和发展面临的长期而关键的挑战，特别是目前提出的聚变堆和第四代先进核反应堆。
在材料服役过程中，由点缺陷(间隙原子和空位)聚集形成的间隙型团簇、堆垛层错四面体和空洞等辐照引起的微观结构缺陷是材料肿胀、硬化、脆化、腐蚀和蠕变等材料失效的主要原因，特别的，肿胀是材料在高温下承受高剂量辐照的关键辐照损伤之一。它通常是由辐照引起的微观缺陷演化产生的，即辐照引起的间隙原子优先向位错聚集，然后过饱和的空位在材料中聚集形成空洞，这种演变通常发生在0.3-0.5Tm(Tm，材料熔点)温度区间。最近，人们逐渐意识到，如果将有效的缺陷陷阱(例如，界面)引入材料中以消除辐照引起的缺陷(间隙原子和空位)，则材料的失效可以在一定程度上“减慢”。因此，对于开发下一代耐辐照结构材料，目前主流的思路主要通过引入大量失配界面的半共格/非共格纳米粒子来增强。
事实上，基于这一学术思路已经取得了很多重要进展，这些纳米颗粒合金的抗辐照肿胀性能通常是由于其高比例的失配界面，在辐照条件下，这些界面可以作为间隙原子和空位引起的复合中心。然而，许多研究表明，即使在这些纳米分散材料中，辐照引起的空位仍会随着剂量逐渐积累，并最终在高剂量辐照后发展为空洞导致材料肿胀甚至失效。
因此，现有的抗辐照技术和策略亟待探索。
发明内容
本发明旨在至少在一定程度上解决相关技术中的技术问题之一。为此，本发明的一个目的在于提出一种通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法，可以解决现有技术中高剂量辐照和高服役温度下材料结构完整性和性能严重退化的问题，从而将含有纳米粒子的材料应用于抗辐照领域例如核反应堆中，可以在极端条件下长期服役。
在本发明的一个方面，本发明提出了一种通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法。根据本发明的实施例，所述材料包括纳米粒子和基体，所述纳米粒子生长并嵌入到与其成分匹配的所述基体中，所述纳米粒子与所述基体共格，在预定温度下，所述材料中所述纳米粒子易析出，并且在辐照过程中，所述材料中所述纳米粒子发生熔解和再析出转变以提高材料抗辐照性能。
由此，通过将纳米粒子生长并嵌入到与其成分匹配的基体中组成材料，其中纳米粒子与基体共格，并且在预定温度下，材料中纳米粒子易析出，在辐照过程中，材料中纳米粒子发生熔解和再析出转变，从而提高材料的抗辐照性能，可以解决现有技术中高剂量辐照和高服役温度下材料结构完整性和性能严重退化的问题，进而将含有纳米粒子的材料应用于抗辐照领域例如核反应堆中，可以在极端条件下长期服役。
另外，根据本发明上述实施例的通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法还可以具有如下附加的技术特征：
在本发明的一些实施例中，在400～700℃下，所述材料中所述纳米粒子在12s～7min发生析出。由此，可以增强材料的抗辐照性能。
在本发明的一些实施例中，所述纳米粒子的粒径不高于15nm。由此，可以增强材料的抗辐照性能。
在本发明的一些实施例中，所述纳米粒子的数密度为1022m-3～1024m-3。由此，可以增强材料的抗辐照性能。
在本发明的一些实施例中，所述纳米粒子与所述基体的共格界面的界面能不高于50mJ·m-2。由此，可以增强材料的抗辐照性能。
在本发明的一些实施例中，所述纳米粒子包括Ni3AlxTi1-x或B2-NiAlmFe1-m相，其中0＜x＜1，0＜m＜1。
在本发明的一些实施例中，所述基体包括马氏体钢或铁素体钢或奥氏体钢或铁素体/马氏体钢或多组元合金，其中，所述多组元合金包括中熵合金和/或高熵合金。
在本发明的一些实施例中，所述抗辐照过程的辐照粒子包括重离子、轻离子或中子。
在本发明的一些实施例中，所述重离子包括金离子、铁离子、铜离子、镍离子、铬离子、钛离子、钨离子、铂离子、铝离子、碳离子、硼离子、氧离子、氟离子或硅离子，所述轻离子包括质子、电子或氦离子，其中，所述质子包括氢离子和/或氢同位素离子。
在本发明的一些实施例中，所述抗辐照过程的辐照剂量为1dpa～2350dpa，辐照温度为400～700℃。
本发明的附加方面和优点将在下面的描述中部分给出，部分将从下面的描述中变得明显，或通过本发明的实践了解到。
附图说明
本发明的上述和/或附加的方面和优点从结合下面附图对实施例的描述中将变得明显和容易理解，其中：
图1a是实施例1形成的包含B2-NiAlmFe1-m相的马氏体钢经过高温金离子辐照后(6MeV，500℃，840dpa)的原子分辨STEM图；
图1b是实施例2形成的包含Ni3AlxTi1-x的多组元合金材料经高温金离子辐照后(6MeV，500℃，100dpa)的原子分辨STEM图；
图2是实施例1的超晶格钢热时效过程中纳米粒子的XRD曲线的放大图像；
图3a是实施例1形成的超晶格钢、奥氏体钢、双相F-M钢、ODS钢和9Cr ODS钢在500℃下以不同剂量辐照的肿胀情况；
图3b是实施例1形成的超晶格钢样品在500℃下持续离子辐照至2350dpa后的典型透射电子显微镜(TEM)图像；
图3c是9Cr ODS钢在500℃下经受840dpa后的典型透射电子显微镜(TEM)图像；
图4a是在500℃下离子辐照后超晶格钢的扫描透射电子显微镜高角环形暗场像(HAADF-STEM)图像；
图4b是在500℃下离子辐照后的超晶格钢相应高分辨率HAADF-STEM图像；
图4c是“自修复”的伯氏矢量为a/2<100>位错环的HAADF图像；
图4d是“自修复”的伯氏矢量为a/2<100>位错环的Ni元素的EDS分析图；
图4e是“自修复”的伯氏矢量为a/2<100>位错环的Al元素的EDS分析图；
图5a是室温下经5dpa辐照后超晶格钢的APT结果图像；
图5b是固溶退火钢(即没有纳米粒子的钢)在时效过程中的原位同步辐射高能XRD测量的强度归一化的析出相衍射峰在时效期间的演变图像；
图5c是在500℃退火10分钟(即在快速形成过程之后)超晶格钢、经过500℃下840dpa金离子辐照后超晶格钢和正常制备的超晶格钢中析出物的平均元素成分图像；
图6a是超晶格钢在不同辐照温度、84dpa辐照剂量下纳米粒子的尺寸和数密度演变图像；
图6b是超晶格钢在500℃、不同辐照剂量下纳米粒子的尺寸和数密度演变图像；
图6c是超晶格钢在500℃、不同辐照剂量下纳米粒子元素成分演变图像；
图7a是实施例2得到的未辐照的包含Ni3AlxTi1-x的多组元合金材料典型暗场透射电镜图像和相应的电子衍射图像；
图7b是实施例2得到的包含Ni3AlxTi1-x的多组元合金材料经过5dpa金离子辐照后的三位原子重构结果及电子衍射图像；
图7c是实施例2得到的包含Ni3AlxTi1-x的多组元合金材料在400℃温度下辐照100dpa后的暗场透射电镜图像；
图7d是实施例2得到的包含Ni3AlxTi1-x的多组元合金材料在500℃温度下辐照100dpa后的暗场透射电镜图像；
图7e是实施例2得到的包含Ni3AlxTi1-x的多组元合金材料在600℃温度下辐照100dpa后的暗场透射电镜图像。
具体实施方式
下面详细描述本发明的实施例，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。
本发明提出了一种通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法。根据本发明的实施例，该材料包括纳米粒子和基体，其中，纳米粒子生长并嵌入到与其成分匹配的基体中，纳米粒子与基体共格，在预定温度下，材料中纳米粒子易析出，并且在辐照过程中，材料中纳米粒子发生熔解和再析出转变以提高材料抗辐照性能。
发明人发现，通过将纳米粒子生长并嵌入到与其成分匹配的基体中组成材料，其中纳米粒子与基体共格，并且在预定温度下，材料中纳米粒子易析出，在辐照过程中，材料中纳米粒子发生循环熔解和再析出转变，重排过程通过级联碰撞导致无序后辐照诱导的点缺陷快速偏析，同时防止缺陷和溶质的长程扩散，这种局部有序过程动态地稳定了微观结构并在这个预定温度范围内不断促进原位缺陷复合，从而产生优异的抗辐照性能。由此，可以解决现有技术中高剂量辐照和高服役温度下材料结构完整性和性能严重退化的问题，进而将含有纳米粒子的材料应用于抗辐照领域例如核反应堆中，可以在极端条件下长期服役。
需要说明的是，上述纳米粒子生长并嵌入到与其成分匹配的基体中的“成分匹配”可以理解为基体组成中至少含有组成纳米粒子的元素，例如纳米粒子为NiAlTi合金粒子，则对应基体中至少包括Ni、Al和Ti元素。并且优选纳米粒子与基体完全共格。
具体的，上述在预定温度下，材料中纳米粒子易析出可以按照下列进行表征：在400～700℃下，材料中纳米粒子在12s～7min发生析出。由此，可以增强材料的抗辐照性能。而若纳米粒子析出过慢，会导致纳米粒子对辐照缺陷的湮灭效率显著下降。例如，纳米粒子的析出温度为但不限于400℃、410℃、420℃、430℃、440℃、450℃、460℃、470℃、480℃、490℃、500℃、510℃、520℃、530℃、540℃、550℃、560℃、570℃、580℃、590℃、600℃、610℃、620℃、630℃、640℃、650℃、660℃、670℃、680℃、690℃、700℃等；析出时间为但不限于12s、15s、17s、19s、21s、23s、25s、27s、29s、31s、33s、35s、37s、39s、41s、43s、45s、47s、49s、51s、53s、55s、57s、59s、1min、1.2min、1.4min、1.6min、1.8min、2min、2.2min、2.4min、2.6min、2.8min、3min、3.2min、3.4min、3.6min、3.8min、4min、4.2min、4.4min、4.6min、4.8min、5min、5.2min、5.4min、5.6min、5.8min、6min、6.2min、6.4min、6.6min、6.8min、7min等。
进一步地，上述纳米粒子的粒径不高于15nm。合适粒径的纳米粒子可以显著提高材料的抗辐照性能。而若纳米粒子尺寸过大，材料辐照导致的纳米粒子无序过程的时间尺度会大大增加。此外，纳米粒子尺寸过大，纳米粒子的再析出过程要求时间更长，同时纳米粒子数密度会显著下降，这些会导致材料的抗辐照性能下降。优选纳米粒子的粒径不高于10nm，更优选纳米粒子的粒径不高于5nm。
进一步地，上述纳米粒子的数密度为1022m-3～1024m-3。合适数密度的纳米粒子可以显著提高材料的抗辐照性能。而若纳米粒子数密度低于1022m-3时辐照产生的缺陷会长程扩散，从而偏聚形成辐照空洞等辐照缺陷，进而造成材料失效。优选纳米粒子的数密度为1023m-3～1024m-3。
进一步地，上述纳米粒子与基体的共格界面的界面能不高于50mJ·m-2，从而可以显著缩短有序核形成的孕育期，降低了纳米粒子再析出时的形成能垒，实现纳米粒子的快速析出补偿，进而提高材料的抗辐照性能。优选纳米粒子与基体的共格界面的界面能不高于35mJ·m-2。
根据本发明的实施例，上述纳米粒子包括Ni3AlxTi1-x或B2-NiAlmFe1-m相，其中0＜x＜1，0＜m＜1，基体包括马氏体钢或铁素体钢或铁素体/马氏体钢或奥氏体钢、多组元合金(中熵合金或高熵合金)，例如材料为包含B2-NiAlmFe1-m相的马氏体钢或包含Ni3AlxTi1-x相的多组元合金钢。需要说明的是，x可以取0～1区间的任何值(不包括端点值0和1)，只要能满足Al和Ti的摩尔数之和与Ni的摩尔数比值约为1:3即可，同理m可以取0～1区间的任何值(不包括端点值0和1)，只要能满足Al和Fe的摩尔数之和与Ni的摩尔数比值约为1:1即可。
根据本发明的实施例，上述通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法中的抗辐照过程的辐照粒子包括重离子、轻离子或中子，例如重离子包括但不限于金离子、铁离子、铜离子、镍离子、铬离子、钛离子、钨离子、铂离子、铝离子、碳离子、硼离子、氧离子、氟离子或硅离子，轻离子包括但不限于质子、电子或氦离子，其中，所述质子包括氢离子和/或氢同位素离子；同时抗辐照过程的辐照剂量为1dpa～2350dpa，例如5dpa、84dpa、420dpa、840dpa和2350dpa等，辐照温度为400～700℃。例如，辐照温度为但不限于400℃、410℃、420℃、430℃、440℃、450℃、460℃、470℃、480℃、490℃、500℃、510℃、520℃、530℃、540℃、550℃、560℃、570℃、580℃、590℃、600℃、610℃、620℃、630℃、640℃、650℃、660℃、670℃、680℃、690℃、700℃等。
下面参考具体实施例，对本发明进行描述，需要说明的是，这些实施例仅仅是描述性的，而不以任何方式限制本发明。
实施例1
使用纯度高于99.9at.％的金属元素，通过电弧熔炼制备出成分为Fe-18Ni3Al4Mo(wt.％)的超晶格钢合金锭。将该超晶格钢合金锭重熔至少8次以提高其化学均匀性，然后浇铸到10mm×2mm×80mm的铜模具中，铸态样品首先在氩气气氛下于1200℃下均匀化24小时，然后冷轧至总尺寸的30％，然后在950℃下退火15分钟，再进行水淬，最后将样品在500℃下时效处理3小时，以形成包含B2-NiAlmFe1-m相的马氏体钢。
实施例2
使用纯度高于99.9at.％的金属元素，通过电弧熔化制备成分为Fe35Ni35Cr24Ti2Al4(at.％)的多组元合金锭，然后将其重熔浇铸到10mm×2mm×80mm的铜模具中，铸态棒材首先在1200℃均匀化10小时，然后冷轧至总尺寸的30％，然后在1000℃再结晶2小时，最后将重结晶样品在600℃下退火1小时，然后进行水淬，以形成包含Ni3AlxTi1-x相的多组元合金材料。
评价：
1、采用电子衍射结合原子分辨扫描透射电子显微镜对实施例1和2得到的材料中纳米粒子与基体的共格关系进行表征；
2、在400～700℃下，通过对实施例1和2得到的材料进行原位高能X射线衍射测量以表征纳米粒子析出时间。具体的，通过析出相衍射峰的归一化强度比表征其析出动力学行为。数据可以通过Johnson-Mehl-Avrami(JMA)方程充分描述，通过该方程拟合析出相析出行为的时间指数约为0.69，远大于其他钢中的时间指数(通常为0.2-0.4)。该指数值范围为0～1之间，数值越大表明纳米粒子析出行为越快。
3、分别对实施例1和2得到的材料中纳米粒子的粒径、数密度进行表征，并且通过第一性原理计算纳米粒子与基体的共格界面的界面能；其中实施例1中基体和纳米粒子界面能为35mJ/m2，实施例2中基体和纳米粒子界面能为50mJ/m2。
4、对实施例1和2得到的基体材料在辐照剂量为1dpa～2350dpa，辐照温度为400～700℃下进行辐照处理。
图1a是本发明实施例1形成的包含B2-NiAlmFe1-m相的马氏体钢(以下称为超晶格钢)经过高温金离子辐照后(6MeV，500℃，840dpa)的原子分辨STEM图，图1b是本发明实施例2形成的包含Ni3AlxTi1-x相的多组元合金材料经高温金离子辐照后(6MeV，500℃，100dpa)的原子分辨STEM图，由图1a可知，实施例1中超晶格钢经辐照后其中纳米粒子与基体仍然保持共格结构，由图1b可知，实施例2的包含纳米粒子的多组元合金材料经辐照后其中纳米粒子与基体也保持共格关系。
图2显示了实施例1超晶格钢热时效过程中同步辐射高能XRD曲线的放大图像，显示B2相纳米粒子时间分辨的析出行为。该结果显示，不含B2相纳米粒子的固溶体在开始加热时没有B2相纳米粒子峰信号；随着0-7分钟加热，B2相纳米粒子的衍射峰开始出现并迅速加强，表明大量的B2相纳米粒子高密度形核；最后经过30分钟后该峰强度逐渐趋于稳定，表明形核基本结束同时纳米粒子的尺寸逐渐达到约4纳米尺寸的平均值。
图3a显示了实施例1形成的超晶格钢在500℃下以不同剂量辐照的肿胀情况，与典型的常规奥氏体钢、铁素体-马氏体(双相F-M钢)钢、ODS和9Cr ODS钢对比。在图3a所示的所有传统使用的和有应用前景的合金中，奥氏体钢的肿胀孕育期在310-600℃温度范围内的离子或中子辐照下仅约10+dpa(+表示孕育期的延长)。对于奥氏体钢，孕育期不超过70dpa。双相铁素体-马氏体(即双相F-M钢)钢在300-500℃温度范围内离子辐照下的孕育期约为80+dpa，并且在损伤小于500dpa时清楚地观察到超过10％的肿胀。9Cr ODS钢在300-500℃温度范围内离子辐照下的孕育期约为100+dpa。许多ODS钢表现出增强的抗肿胀性，在400-750℃的温度范围内肿胀的孕育期大于100dpa。然而，由于不可避免的界面缺陷损失，在孕育期后，随着dpa的增加，肿胀迅速增加，从而限制了这些材料在高辐照环境下的实际应用。
同时由图3a可知，在平均辐照损伤水平高达2350dpa的情况下，超晶格钢在500℃下的肿胀几乎为零，优于图3a中的所有钢。由此表明实施例1的包含B2-NiAlmFe1-m相的马氏体钢具有优异的抗辐照性能。
图3b显示了超晶格钢样品在500℃下持续离子辐照至2350dpa后的典型透射电子显微镜(TEM)图像，很明显在如此高的剂量下没有形成空洞。相比之下，9Cr ODS钢在500℃下经受840dpa，在相同其他辐照条件下的TEM照片(如图3c所示)，清楚地看出形成有空洞，并且空洞的数密度为1.4×1023m-3，空洞的平均直径为4.22±0.28nm。
位错环是通常在材料中空洞形成之前大量形成一种类型的辐照缺陷。图4a显示了在500℃下离子辐照后超晶格钢的扫描透射电子显微镜高角环形暗场像(HAADF-STEM)图像，损伤水平为840dpa。位错环的数量密度为1.9×1022m-3，平均直径为8.9±1.7nm。这一位错环尺寸和密度接近于铁素体-马氏体钢在相同温度下仅承受几个dpa辐照的水平。换言之，辐照引起的位错环的形成和生长在超晶格钢中基本上受到抑制。图4b显示了该辐照后的超晶格钢相应高分辨率HAADF-STEM图像。图4b右侧的快速傅立叶变换(FFT)图表明，即使是位于位错环迹线附近的小纳米粒子，在辐照后仍保持B2排序。晶格仍然通过纳米粒子完美地延续，沿界面没有发现缺陷，证实了弱界面效应对捕获辐照缺陷的影响。并且大多数辐照引起的位错环基本上得到恢复，因为它们表现出鲜明的对比，但没有典型的环结构，即没有观察到额外的原子半平面。这些“自修复的”伯氏矢量为a/2 100位错环之一远离析出物显示在图4c的HAADF图像中。相应的EDS分析(图4d-图4e)揭示了Ni在位错迹线周围偏析，而Al随机分布。这些Ni偏析位错的组成特征是由纳米粒子的局部熔解造成的，而位错的自修复可能是由于纳米粒子这些区域周围的析出。
图5a显示了在室温下经5dpa辐照后超晶格钢的APT结果。辐照前后Ni、Al和Fe的分布清晰可见，很明显Ni保留了强偏析，而辐照区域的Al偏析明显较弱。这主要是由于原子质量不同，这种差异似乎与移动距离有关。由于Ni与Fe相似，但Al仅是主要元素(即Fe)质量的一半，因此Al原子很容易在比Ni更长的距离上位移。因此，Al更容易和更长的置换可能会主导B2纳米析出物的弹道熔解。辐照区域内B2纳米析出物的密度随着辐照剂量而降低，并且在室温下仅在5dpa时几乎达到零。即使在高温下低剂量辐照后仍存在的富镍区域和镍偏析位错环，因此，Al原子扩散形成纳米粒子将是高温再析出的速率控制过程。图5b显示了固溶退火钢(即没有纳米粒子的钢)在时效过程中的原位同步加速器XRD测量时归一化强度的析出相衍射峰在时效期间的演变。表明析出相具有不到几秒的极短孕育时间。仅时效10分钟后，就形成了50％的纳米粒子。拟合产生的时间指数约为0.69，远大于其他钢中的时间指数(通常为0.2-0.4)，用于NiAl、Cu、Ni3(Ti,Mo)和Fe2Mo等相的析出。图5c显示了在500℃退火10分钟(即在快速形成过程之后)超晶格钢中析出物的平均成分，与时效样品(平衡状态，通过时效3小时制备)的比较在500℃下无辐照和辐照样品(在500℃下840dpa辐照后)。虽然这些颗粒中的镍原子百分比浓度持在～44.2±4.1％，但在500℃退火10分钟的样品中，Al原子百分比浓度仅为～17.1±3.3％，远低于～28.4±2.0的平衡值％。时效10分钟的样品中纳米粒子的组成与在500℃温度下840dpa辐照后的离子辐照样品中的组成相似。与化学计量化合物(例如，氧化物、Laves相和碳化物)不同，简单的原子有序超晶格通常对成分具有较大的容差，这使得溶质(例如Al)浓度与平衡状态的偏差相对较大以促进析出动力学。如前所述，Al扩散回Ni簇位置控制着高温辐照过程中的再析出动力学。一方面，与其他成分相比，Al具有更快的扩散率。另一方面，无序基质含有约6at.％的Al含量，核的形成只需要不超过18at.％的临界Al浓度。因此，B2超晶格的成核只需要周围的Al原子扩散一小段距离回到富含Ni的无序区域(即原始纳米粒子位置)，这有助于即使在辐照下也无法阻止B2超晶格的再析出。
图6a、图6b和图6c分别显示了超晶格钢在不同辐照温度、不同辐照剂量下纳米粒子的尺寸、数密度和成分的演变。表明纳米粒子在极宽的辐照温度范围(400～700℃)内可以保持数量、尺寸和成分上的动态稳定。
实施例2得到的包含Ni3AlxTi1-x的多组元合金材料的标称成分为Fe35Ni35Cr24Ti2Al4(wt.％)。图7a显示了未辐照的包含Ni3AlxTi1-x的多组元合金材料典型暗场透射电镜图像和相应的选区电子衍射图像，揭示了高密度纳米颗粒的析出。在多组元合金材料上进行了类似的离子辐照实验，即使在400-600℃下辐照100dpa后也没有形成空洞，表明与没有超晶格相的多组元合金材料相比，其耐辐照性显著提高。图7b为包含Ni3AlxTi1-x的多组元合金材料经过5dpa金离子辐照后的三位原子重构结果及电子衍射结果，表明低剂量低温辐照导致析出相完全均匀的熔解到基体中。图7c-图7e是多组元合金材料在不同温度辐照100dpa后的暗场TEM图像，高密度纳米粒子400-600℃辐照100dpa后它们基本保持稳定。因此，高密度的Ni3AlxTi1-x动态熔解-析出是该实施例提高抗辐照能力的原因。
在本说明书的描述中，参考术语“一个实施例”、“一些实施例”、“示例”、“具体示例”、或“一些示例”等的描述意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不必须针对的是相同的实施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。此外，在不相互矛盾的情况下，本领域的技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例以及不同实施例或示例的特征进行结合和组合。
尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。

Claims (10)

1.一种通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法，其特征在于，所述材料包括纳米粒子和基体，所述纳米粒子生长并嵌入到与其成分匹配的所述基体中，所述纳米粒子与所述基体共格，在预定温度下，所述材料中所述纳米粒子易析出，并且在辐照过程中，所述材料中所述纳米粒子发生熔解和再析出转变以提高所述材料抗辐照性能。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在400～700℃下，所述材料中所述纳米粒子在12s～7min发生析出。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述纳米粒子的粒径不高于15nm。
4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述纳米粒子的数密度为1022m-3～1024m-3。
5.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述纳米粒子与所述基体的共格界面的界面能不高于50mJ·m-2。
6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述纳米粒子包括Ni3AlxTi1-x或B2-NiAlmFe1-m相，其中0＜x＜1，0＜m＜1。
7.根据权利要求1或6所述的方法，其特征在于，所述基体包括马氏体钢或铁素体钢或奥氏体钢或铁素体/马氏体钢或多组元合金，其中，所述多组元合金包括中熵合金和/或高熵合金。
8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述抗辐照过程的辐照粒子包括重离子、轻离子或中子。
9.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，所述重离子包括金离子、铁离子、铜离子、镍离子、铬离子、钛离子、钨离子、铂离子、铝离子、碳离子、硼离子、氧离子、氟离子或硅离子，所述轻离子包括质子、电子或氦离子，其中，所述质子包括氢离子和/或氢同位素离子。
10.根据权利要求1或8所述的方法，其特征在于，所述抗辐照过程的辐照剂量为1dpa～2350dpa，辐照温度为400～700℃。
CN202210187772.5A 2022-02-28 2022-02-28 通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法 Active CN114672639B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210187772.5A CN114672639B (zh) 2022-02-28 2022-02-28 通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210187772.5A CN114672639B (zh) 2022-02-28 2022-02-28 通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN114672639A true CN114672639A (zh) 2022-06-28
CN114672639B CN114672639B (zh) 2023-05-05

Family

ID=82072959

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202210187772.5A Active CN114672639B (zh) 2022-02-28 2022-02-28 通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN114672639B (zh)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103789530A (zh) * 2014-01-20 2014-05-14 北京科技大学 一种用离子预辐照提高低活化材料抗辐照性能的方法
CN111593260A (zh) * 2020-06-17 2020-08-28 大连理工大学 一种b2纳米粒子共格析出强化的超高强度马氏体时效不锈钢及制备方法
CN113308635A (zh) * 2021-05-19 2021-08-27 北京科技大学 具有纳米析出相的低热中子吸收截面中熵合金及制备方法
CN113718151A (zh) * 2021-08-09 2021-11-30 西安交通大学 一种纳米复合氧化物弥散强化钼合金及其制备方法
US20210395869A1 (en) * 2020-06-17 2021-12-23 Dalian University Of Technology Iron-based superalloy for high temperature 700 c with coherent precipitation of cuboidal b2 nanoparticles

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103789530A (zh) * 2014-01-20 2014-05-14 北京科技大学 一种用离子预辐照提高低活化材料抗辐照性能的方法
CN111593260A (zh) * 2020-06-17 2020-08-28 大连理工大学 一种b2纳米粒子共格析出强化的超高强度马氏体时效不锈钢及制备方法
US20210395869A1 (en) * 2020-06-17 2021-12-23 Dalian University Of Technology Iron-based superalloy for high temperature 700 c with coherent precipitation of cuboidal b2 nanoparticles
CN113308635A (zh) * 2021-05-19 2021-08-27 北京科技大学 具有纳米析出相的低热中子吸收截面中熵合金及制备方法
CN113718151A (zh) * 2021-08-09 2021-11-30 西安交通大学 一种纳米复合氧化物弥散强化钼合金及其制备方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
LI HE 等: "Evolution of B2 and laves phases in a ferritic steel under Fe2＋ ion irradiation at 475 ℃", 《JOURNAL OF NUCLEAR MATERIALS》 *
陈铭: "Fe+辐照下PH13-8Mo中不同尺寸NiAl析出相的稳定性与损伤特征", 《厦门大学学报(自然科学版)》 *

Also Published As

Publication number Publication date
CN114672639B (zh) 2023-05-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Edwards et al. Evolution of fine-scale defects in stainless steels neutron-irradiated at 275 C
Jin et al. Ion irradiation-induced precipitation of Cr23C6 at dislocation loops in austenitic steel
Zhu et al. On the irradiation tolerance of nano-grained Ni–Mo–Cr alloy: 1 MeV He+ irradiation experiment
Yang et al. Precipitation behavior in G-phase strengthened ferritic stainless steels
Singh et al. Nano oxide particles in 18Cr oxide dispersion strengthened (ODS) steels with high yttria contents
Rouxel et al. Influence of the austenitic stainless steel microstructure on the void swelling under ion irradiation
Silva et al. Characterization of different forms of Zr-2.5 Nb samples before and after neutron irradiation
Yao et al. Effect of warm rolling on microstructures and properties of the high strength invar alloy
He et al. Evolution of B2 and laves phases in a ferritic steel under Fe2+ ion irradiation at 475° C
Zhang et al. Irradiation-induced phases in an Fe ion irradiated CLAM steel
Cui et al. TEM characterization of irradiation-induced dislocation loops and voids in ion-irradiated pure chromium
Pei et al. In-situ TEM study of loop evolution in FeCrAl alloy under Fe+ irradiation: Effects of temperatures, dislocations and precipitates
CN114672639A (zh) 通过纳米粒子熔解再析出提高材料抗辐照的方法
Li et al. Formation of helical dislocations mediated by interstitials in ion irradiated FeCrAl alloy
WO2019235014A1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼及び原子炉内構造物
Sencer et al. Microstructural evolution in modified 9Cr–1Mo ferritic/martensitic steel irradiated with mixed high-energy proton and neutron spectra at low temperatures
Mergia et al. Phase stability of Fe-5at% Cr and Fe-10at% Cr films under Fe+ ion irradiation
Bryk et al. Microstructure investigation of Cr and Cr alloys irradiated with heavy ions
Qiu et al. In-situ TEM observation of loop evolution in MO-5Re alloy under Fe+ irradiation
Silva et al. A microscopic and crystallographic study of proton irradiated alloy 718
Kesternich et al. Coprecipitation of M23C6 and MC type carbide under the influence of irradiation
Katoh et al. Microstructural response of titanium-modified austenitic stainless steels to neutron exposure of 70 dpa in FFTF/MOTA
Fisher et al. Irradiation enhanced precipitation in stainless steel
Brimhall et al. Refractory-metal stabilized amorphous stainless steel: Part 2 Effect of heavy ion irradiation on the crystallization behaviour
Kolodiy et al. Effect of argon-ion irradiation on cavity formation in 18Cr10NiTi austenitic steel and its strengthened version

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant