Etude de la résistance interfaciale de la nacre

Rapports scientifiques volume 13, Numéro d'article : 575 (2023) Citer cet article

2752 accès

3 Citations

147 Altmétrique

Détails des métriques

Des alliages lourds de tungstène ont été proposés comme composants de matériau face au plasma dans les réacteurs de fusion nucléaire et nécessitent une enquête expérimentale pour leur confirmation. À cette fin, un alliage 90W–7Ni–3Fe a été sélectionné et manipulé de manière microstructurale pour présenter une structure de brique et de mortier multiphase de «briques» en phase W entourée d'un «mortier» ductile. Ce travail s'inspire de la nature pour imiter artificiellement l'extraordinaire combinaison de résistance et de rigidité présentée par les mollusques et produire un composite à matrice métallique imitant la nacre capable de résister à l'environnement extrêmement hostile de l'intérieur du réacteur et de maintenir l'intégrité structurelle. Les mécanismes sous-jacents à cette intégrité ont été sondés grâce à des techniques de caractérisation structurelle et chimique à haute résolution et ont révélé des limites de phase chimiquement diffuses présentant une cohérence de réseau inattendue. Ces caractéristiques ont été attribuées à une augmentation de l'énergie requise pour la décohésion interfaciale dans ces systèmes et à l'expression simultanée d'une résistance et d'une ténacité élevées dans les alliages lourds de tungstène.

Les environnements extrêmement difficiles nécessitent des matériaux extrêmement robustes. Peu d'études de cas prouvent mieux cette affirmation que les matériaux pour les réacteurs à fusion nucléaire. Les contraintes de conception à l'intérieur du réacteur, en particulier dans la région du divertor, incluent des températures de fonctionnement normales atteignant 1 300 °C1, des décharges de plasma répétées entraînant un énorme choc thermique2,3 et une exposition prolongée aux dommages dus à l'irradiation sous la forme de bombardement de neutrons et d'implantation d'ions à des énergies extrêmes et les débits de dose. Ces conditions défavorables empêchent la mise en œuvre d'une majorité de matériaux conventionnels. Les matériaux sélectionnés pour les environnements de réacteurs à fusion doivent non seulement survivre à cet environnement unique, mais prospérer ; fournir un service structurel à long terme dans l'un des environnements les plus indéniablement hostiles jamais conçus.

Jusqu'à présent, une variété de matériaux ont subi des essais pour prouver leur viabilité en tant que tuiles de divertor dans les réacteurs à fusion, mais ont rencontré un succès limité. Les carreaux à base de carbone ont été initialement sélectionnés en raison de leur température de fusion élevée et de leur disponibilité généralisée, mais ils se sont avérés s'éroder pendant le fonctionnement. De plus, il a été noté que ces tuiles se lient au tritium, entraînant des niveaux d'activité inacceptables4,5. En remplacement, des tuiles W pures ont été choisies en raison de leur température de fusion élevée et de leur faible taux de pulvérisation, mais on a observé qu'elles développaient des fissures et des fractures sous des charges thermiques répétées1,6,7,8. Cette génération de fissures indésirables peut être partiellement atténuée par la manipulation de la géométrie et du placement des carreaux7, mais il est également prudent de sélectionner un matériau qui conserve les avantages du W tout en surmontant sa ténacité à la rupture intrinsèquement faible. Pour lutter contre le comportement fragile du tungstène tout en conservant la combinaison souhaitée d'une température de service élevée et d'un taux de pulvérisation limité, une classe d'alliages appelés alliages lourds de tungstène (WHA) a été proposée par Neu et al. pour les tuiles déviatrices dans les essais expérimentaux de 20161. Ces alliages semblent être d'excellents candidats pour les composants de matériaux face au plasma (PFMC) car ils conservent une teneur élevée en tungstène (≥ 90 %) aux côtés d'une phase secondaire, traditionnellement constituée de Ni et Fe ou Cu. Cette phase secondaire augmente la ténacité à la rupture de W par un phénomène connu sous le nom de trempe de phase ductile (DPT) ; essentiellement l'introduction délibérée d'un matériau ductile dans un matériau plus dur et plus fragile pour améliorer la ductilité. En particulier, la température de fusion plus élevée de la WHA contenant du Ni-Fe par rapport à la phase ductile à base de Cu a été poursuivie en raison des températures de fonctionnement élevées rencontrées à l'intérieur du réacteur. Jusqu'à présent, les W-Ni-Fe WHA ont reçu des résultats positifs lors de leurs essais initiaux en tant que PFMC et dans des réacteurs d'essai comme la mise à niveau ASDEX et des tests externes1,2,3,7,8,9. Bien que leur adoption proposée en soit encore à ses balbutiements, il reste beaucoup d'inconnues sur leur comportement en service prolongé à l'intérieur du réacteur de fusion, en particulier en ce qui concerne la résistance de la limite de phase et le comportement d'irradiation dissemblables.

Dans le but de comprendre, d'améliorer et de mettre en œuvre les WHA en tant que PFMC dans les réacteurs à fusion, ces matériaux ont fait l'objet d'études de conception et d'optimisation microstructurales en cours10,11,12,13,14, d'orientations fondamentales de modélisation des matériaux15,16,17, d'études récentes des WHA irradiés par des ions18, et l'activation neutronique pendant le service des matériaux pour l'évaluation des compositions chimiques admissibles, en particulier dans le cas du Ni, pour une manipulation, une élimination et un recyclage sûrs19. L'objectif étant la sélection d'une microstructure et d'une chimie optimales pour le service PFMC. À cette fin, un WHA 90W–7Ni–3Fe (wt%) qui a été soumis à un traitement thermomécanique imitant les microstructures naturelles de la brique et du mortier de la nacre a été sélectionné par le Pacific Northwest National Laboratory (PNNL) comme candidat principal pour PFMC. Cet alliage a été choisi car il a été prouvé qu'il produit un équilibre optimal entre résistance et rigidité avec une déformabilité surprenante16,20 tout en conservant les propriétés qui en font des candidats prometteurs pour l'adoption en tant que PFMC dans les réacteurs de fusion nucléaire.

Les structures de nacre hiérarchiques, illustrées aux Fig. 1a à c, apparaissent naturellement dans les coquilles de mollusques composées de «briques» d'aragonite (CaCO3) liées entre elles par un «mortier» biopolymère doux21,22,23. Ces structures d'origine organique présentent des propriétés mécaniques uniques, ce qui a conduit à des recherches approfondies sur les mécanismes sous-jacents20,21,22,23,24,25,26. Ce travail est maintenant passé d'une discipline à l'autre dans le domaine des matériaux nucléaires, car ces hétérostructures naturelles peuvent être efficacement imitées dans les WHA par laminage à chaud du matériau dans son état fritté, Fig. 1d, pour manipuler le W sphérique dur distribué de manière isotrope domaines dans un réseau de phase ductile Ni – Fe-W souple pour ressembler à la série de domaines W elliptiques empilés maintenus ensemble par la phase ductile dans le matériau laminé à chaud, Fig. 1e. Si les mécanismes de formation sont extrêmement différents, les microstructures de ces deux matériaux sont indéniablement similaires, Fig. 1b,e, tout comme leur comportement à la déformation, Fig. 1c,f ; produisant ainsi des composites à matrice métallique imitant la nacre composés de «briques» W liées par un «mortier» biopolymère ductile. L'optimisation structurelle de ce composite de tungstène est basée sur les calculs d'un rapport d'aspect de brique optimal de 5: 1 pour une résistance et une ductilité équilibrées déterminées par la modélisation microstructurale de Nguyen et al. en16. Les conditions de traitement thermomécanique appliquées pour leur synthèse sont décrites dans10.

Comparaison des structures naturelles de nacre et de leur comportement mécanique (a–c)22,23 à celui de la brique et du mortier laminé WHA (d–f). Les figures (a) et (d) sont des aperçus à faible grossissement de ces matériaux dans leurs états naturels et industriels, respectivement, tandis que (b) et (e) sont des vues de la structure de brique et de mortier dans la nacre et la WHA après traitement thermomécanique, respectivement. Les figures (c) et (f) sont des vues de ces structures après des essais de traction uniaxiale pour mettre en évidence leur comportement de déformation remarquablement similaire. Les figures (a) et (b) sont réimprimées à partir de la réf.22 avec l'autorisation d'Elsevier, et la figure (c) a été réimprimée à partir de la réf.23 avec l'autorisation d'Elsevier.

Après une première étude d'optimisation microstructurale, ces alliages WHA brique et mortier ont fait l'objet d'investigations sur leur comportement mécanique11,12 et leur formation microstructurale13,14 lors d'un traitement thermomécanique. Une suite d'investigations mécaniques d'Alam et al. y compris des essais de traction, de microdureté et de ténacité à la rupture ont été effectués sur 90W–7Ni–3Fe. Ces études ont démontré expérimentalement l'utilisation de la rigidité élevée de W et de la déformabilité exemplaire de la phase ductile pour atteindre des allongements à la rupture de 20 % tout en conservant des limites d'élasticité supérieures à 600 MPa11,12. Le suivi in situ de la déformation de l'échantillon a fourni des preuves indiquant une liaison à haute résistance entre les phases W et ductile, qui est théorisée comme étant directement responsable de la manifestation de DPT dans les systèmes WHA13. Pourtant, la force motrice derrière cette résistance interfaciale élevée reste inconnue.

Par conséquent, cette étude a été conçue pour révéler les phénomènes responsables de la force de liaison des interfaces de matériaux multiphases dissemblables. Ces informations sont cruciales pour permettre une conception intelligente des microstructures WHA pour le maintien efficace de l'intégrité des matériaux pendant le service dans les systèmes de réacteurs à fusion. L'examen des caractéristiques de l'interface est nécessaire à l'échelle atomique, à la fois structurellement et chimiquement. Par conséquent, une approche combinée de microscopie électronique à transmission à balayage (STEM) et de tomographie par sonde atomique (APT) a été mise en œuvre pour explorer la genèse de la forte adhérence des limites d'interphase (IPB) dans les systèmes WHA.

Dans l'analyse de la résistance des limites interphases, il est d'abord nécessaire de décrire le système WHA. L'alliage 90W–7Ni–3Fe est un composite à matrice métallique à deux phases composé d'environ 80% en volume d'une phase W presque pure avec une structure cristalline cubique centrée (BCC) et une structure cristalline cubique à face centrée (FCC) Ni– Solution solide Fe – W, appelée ici la phase γ. Comme indiqué précédemment, la phase W possède une dureté et une température de fusion élevées, mais une faible ductilité ; tandis que la matrice de phase γ présente une dureté et une température de fusion relativement faibles, mais une ductilité élevée. Lorsqu'elle est utilisée en tandem, cette structure composite peut exprimer un équilibre de propriétés mécaniques qui ne pourrait pas être atteint autrement, produisant des alliages contenant 90 % de W ou plus avec des déformations à la rupture supérieures à 20 %11,12. Ces propriétés mécaniques ont été encore moulées par manipulation microstructurale pour adapter la microstructure à une forme qui correspond le mieux à son utilisation prévue en tant que PFMC, un objectif central dans l'étude antérieure de ces matériaux10,13,14,15,16. Ces analyses préalables ont révélé l'introduction d'une légère texturation à la fois dans les phases W et γ et la présence de plans facettés au niveau de l'IPB du fait du traitement thermomécanique imposé de ces systèmes d'alliage. Il est théorisé que la texturation de ce matériau, bien que de faible ampleur, conduit à une prédominance de correspondance planaire entre la phase BCC W et la phase γ FCC et que le facettage limite découle de la réorganisation de l'IPB lors du recuit post-laminage. pour abaisser l'énergie libre de la frontière14. L'incidence de ces phénomènes sur le comportement global reste à étudier, mais cela prouve l'importance de la cristallographie comparative dans l'examen de la structure de l'IPB.

Ce comportement de facettage à l'IPB peut être vu plus clairement dans la micrographie STEM à champ noir annulaire à angle élevé et à faible grossissement (HAADF) illustrée à la Fig. 2. Cette limite présente trois facettes distinctes entre les deux grains d'intérêt, ici étiquetées A, B, et C. Chaque facette a été orientée pour visualiser la structure atomique du plan IPB ainsi que pour l'analyse de la cohérence du réseau. C'est-à-dire que chaque insert séparé est collecté dans des conditions d'inclinaison légèrement modifiées pour s'adapter à une désorientation cristallographique localisée. Les encarts fournis sur la figure 2 montrent la structure de ces plans limites avec des images de colonnes atomiques correspondantes.

Micrographie à colonne atomique d'une région à multiples facettes dans la WHA laminée. La région à faible grossissement présente les facettes A, B et C avec les encarts à gauche présentant des micrographies de colonne atomique filtrées FFT de chaque facette à ou près de la condition sur le bord. Les données brutes pour chaque micrographie FFT de facette ont été fournies dans le matériel supplémentaire.

Une analyse plus approfondie des micrographies de colonnes atomiques filtrées par Fourier, Fig. 3, révèle le degré de cohérence du réseau entre les phases W et γ (données brutes fournies dans le matériel supplémentaire). Les deux grains ont été cartographiés cristallographiquement pour déterminer les plans de réseau mutuels entre W et γ, révélant que le W{110} est parallèle au γ{020}. Il convient de noter que même si le plan normal IPB peut changer entre les facettes A, B et C, cette relation d'orientation (OR) reste cohérente pour chaque facette. C'est le cas pour chaque micrographie affichée sur la figure 3, toutes les limites conservant le W{110} // γ{020}. Il est également évident que chaque facette possède une orientation unique du plan IPB, comme indiqué dans la micrographie à faible grossissement de la Fig. 2. Dans la Fig. 3, pour chaque plan IPB, une ligne pointillée bleue a été placée sur la limite pour faciliter la lecture. interprétation. Pour la facette A, la condition de bord était satisfaite lors de la visualisation vers le bas de l'axe de la zone W < 113 >. Un circuit Burgers peut ensuite être dessiné à l'interface montrant une correspondance répétée à longue portée entre 4 × W{110} et 5 × γ{020}. L'apparition périodique d'un demi-plan supplémentaire et la preuve d'une déformation inadaptée du côté de la phase γ de l'interface indiquent une structure semi-cohérente au niveau de cette facette limite. Cette déformation n'apparaît que du côté de la phase γ de l'IPB, sans déformation de réseau discernable dans le W à l'approche de la limite. Alors que les plans IPB changent pour les facettes B et C, un circuit de Burgers identique peut être appliqué, et la même relation d'appariement de réseau et la contrainte de phase γ évidente restent vraies malgré les orientations modifiées de l'échantillon pour maintenir la condition de bord. Ce résultat indique que la frontière W-γ reste semi-cohérente quelle que soit l'orientation des facettes IPB et souligne l'importance prédominante de l'OR entre les grains dans la prise en compte des frontières de matériaux dissemblables.

Images de colonne atomique des facettes A, B et C illustrées à la Fig. 2. Chaque région a été cartographiée, fournissant des plans cristallographiques et des directions dans les régions de phase γ BCC W et FCC de chaque côté de l'IPB. Il est évident que pour chaque facette le W{110} est parallèle au γ{200}. Pour chaque frontière, un circuit de Burgers a été dessiné mettant en évidence que quel que soit le plan de frontière physique, l'adaptation du réseau reste constante.

De plus, l'importance du plan limite physique (le plan normal) ne peut être ignorée dans l'analyse de ces systèmes. Dans l'indexation de la micrographie HAADF fournie de Facet C sur la Fig. 4, il est évident que le plan IPB du côté de la phase γ correspond à un plan de réseau à indice élevé, le (22 27 0), mais est composé de 90 individus ° facettes en escalier avec des faces {020} et {200}. De cette manière, ce qui, à des grossissements inférieurs, semblerait être un plan de réseau irrationnel est en réalité une série répétitive d'étapes composées de rebords structurels possédant des plans à faible indice. On s'attend à ce que ce type de structure IPB corresponde à une énergie interfaciale plus faible pour la frontière que ce qui serait possible dans une conformation d'indice plus élevé. Une réduction de l'énergie libre du système peut alors être obtenue par l'établissement de corniches structurelles pour couvrir des régions qui pourraient autrement être structurellement incohérentes.

(À gauche) Micrographie STEM à colonne atomique du plan limite d'interphase sur le bord mettant en évidence l'apparence en escalier du plan limite. (En haut et en bas à droite) Diagrammes de structures atomiques comparables à celle de la micrographie illustrée à gauche définissant deux plans limites d'interphase différents qui maintiennent le même OU et un espacement des dislocations inadapté avec différents plans limites.

Un modèle correspondant du même cristal OR avec deux conformations de limite différentes a été construit à l'aide de VESTA27. Le fichier de structure pour la température ambiante W a été utilisé pour la phase W (a = 3,1648 Å) 28 ; et bien qu'aucun fichier de structure approprié n'ait pu être trouvé pour la phase γ, le fichier utilisé par Jiang et al. in18 pour l'indexation de la phase γ dans l'EBSD a été modifié pour ajuster le paramètre de réseau à celui déterminé expérimentalement par Muddle et Edmonds (a = 3,595 Å)29. En utilisant ces paramètres de réseau, il existe un décalage de réseau d'environ 20 % entre les espacements W{110} et γ{020}. Comme prévu, cela confirme que chaque 4 × W{110} équivaut à 5 × γ{200} à 0,4 % près. Ce modèle VESTA possède l'avantage supplémentaire de permettre la manipulation du plan IPB pour présenter le comportement des rebords structurels générant une frontière avec un plan irrationnel en fonction de la largeur des rebords.

En plus des analyses structurelles de l'IPB, il est possible de collecter des informations sur la distribution élémentaire locale grâce à la cartographie par spectroscopie à rayons X à dispersion d'énergie STEM (EDS). Ceci est particulièrement utile dans l'étude de ces matériaux car il existe très peu de littérature traitant de la composition locale de l'interface W-γ et de son influence ultérieure sur le comportement du matériau. La figure 5 présente un profil de ligne EDS représentatif d'une région IPB de bord pour l'observation de la composition incrémentielle au voisinage du plan limite. Un total de quatre régions IPB ont été mesurées, avec les compositions élémentaires associées des phases en vrac (χW et χγ) et la largeur interfaciale, δ, valeurs incluses dans le tableau 1. Les valeurs affichées dans le tableau 1 ont été déterminées à partir d'un ajustement fonctionnel du spectres acquis à travers la frontière avec plus de détails sur leur calcul affichés dans le matériel supplémentaire à côté d'un graphique composite de tous les profils de composition STEM-EDS et des informations de cartographie. Le calcul de ces valeurs est basé sur la méthode appliquée par Ardell in30.

Représentation graphique de la transition chimique progressive de la phase W à la phase γ passant à travers l'IPB (de gauche à droite) à partir de STEM-EDS. W est représenté en violet, Ni en vert et Fe en rose. La composition atomique à travers l'IPB a été calculée à partir de l'application d'une fonction d'ajustement sigmoïde, fournissant la concentration en vrac de chaque espèce élémentaire dans les phases W et γ (χW et χγ respectivement), conduisant également à la détermination de la largeur de l'IPB, δ . Ceci n'a été montré que pour l'élément W sur cette figure.

Le profil de ligne de la Fig. 5 a été normalisé pour présenter la phase W à gauche et la transition vers la phase γ à droite. Il ressort de ces calculs qu'il existe une transition chimique progressive de la phase W à la phase γ se déroulant sur environ 2 nm. Même lorsqu'elle est acquise à différents plans de frontière de phase et régions représentant différents OR cristallographiques, la largeur de cette région de frontière diffuse semble être constante. Cela indique que les effets de la structure de la frontière et de l'OR entre les grains semblent avoir un effet minimal sur l'environnement chimique à la frontière. Si la structure des limites médiatise alors la largeur des limites, elle semble le faire à une amplitude inférieure au niveau de détection facilement discernable par STEM-EDS corrigé par sonde.

Il convient de tenir compte du fait qu'il existe une inquiétude que cette région de transition chimique puisse être le résultat de la propagation de la sonde STEM à travers l'épaisseur de l'échantillon, en particulier en raison de la largeur extrêmement petite du gradient de composition mesuré. Ce problème est encore exacerbé par la présence d'éléments de diffusion lourds comme W, provoquant un plus grand degré d'élargissement du faisceau que ses homologues à numéro atomique plus léger. C'est l'affirmation des auteurs que la région limite diffuse n'est pas un artefact de propagation du faisceau mais est plutôt le résultat de la frontière approchant l'équilibre chimique par la formation d'un gradient de composition un peu comme celui décrit par l'équation de Cahn-Hilliard dans la détermination des équilibres de phase dans les systèmes multi-composants31,32. Cela reste une préoccupation dans la fiabilité de la largeur de gradient mesurée à partir des résultats EDS et nécessite donc l'application de techniques complémentaires dans l'analyse de l'environnement chimique à la frontière.

Dans l'application de techniques de caractérisation complémentaires dans l'analyse de la composition à travers l'IPB, la tomographie par sonde atomique a été appliquée. Il s'agit d'une méthode par laquelle la distribution spatiale tridimensionnelle des éléments peut être sondée avec une extrême sensibilité chimique et spatiale. Contrairement à la cartographie STEM-EDS, l'APT est de nature intrinsèquement 3D et peut tenir compte des effets de courbure des limites grâce à l'application de surfaces d'isoconcentration, mais reste moins sensible à la structure que STEM. Un exemple représentatif de la région interfaciale reconstruite à partir d'APT avec des spectres correspondants acquis normaux à l'IPB a été fourni à la Fig. 6. Quatre profils de composition totale ont été extraits à travers l'IPB, deux chacun à partir de deux pointes APT différentes. Toutes les cartes ioniques correspondantes pour les deux pointes ont été fournies dans le matériel supplémentaire. La largeur interfaciale moyenne de la frontière semble être d'environ 1,5 nm et est notée comme étant cohérente entre les quatre profils de composition extraits présentés dans le tableau 1. De plus, cette largeur interfaciale reste extrêmement proche de celle mesurée par STEM-EDS, ce qui apporte une preuve supplémentaire à la présence d'une frontière chimiquement diffusive d'une largeur à l'échelle nanométrique.

(À gauche) Reconstruction APT de la région IPB montrant W en violet, Ni en vert et Fe en rose. (à droite) Profil de composition dans une région de la pointe APT reconstruite. Ces données ont été ajustées selon la même méthode que la Fig. 5. Le profil passe de la phase W à gauche à la phase γ à droite avec la valeur δ déterminée à partir de la courbe ajustée pour la phase W. Les compositions acquises et les valeurs de largeur IPB pour Ni et Fe à partir de ces spectres et pour trois reconstructions APT supplémentaires se trouvent dans le tableau 1, avec un composite des quatre spectres de raies acquis inclus dans le matériel supplémentaire.

Tout comme dans STEM-EDS, APT possède des limites dans l'analyse d'interfaces matérielles dissemblables qui méritent d'être discutées. Le problème le plus important dans la caractérisation des frontières hétérogènes est l'aberration de trajectoire33. En raison de la différence des champs d'évaporation entre les espèces élémentaires, la trajectoire d'évaporation des ions entre les espèces peut être affectée, ce qui peut donner lieu à des artefacts où les ions sont placés à tort sur la limite de phase dans les reconstructions. De tels artefacts pourraient se produire à l'échelle de quelques nanomètres de largeur, ce qui pourrait potentiellement coïncider avec la gamme interfaciale explorée ici. L'amplitude de la largeur de la limite de diffusion peut également être fortement affectée par les paramètres de reconstruction. En faisant varier les paramètres de reconstruction à l'extrême, la largeur interfaciale peut aller jusqu'à 5 nm. Les valeurs de largeur obtenues à partir des reconstructions présentées ici ont donc été mesurées de manière conservatrice compte tenu des meilleures estimations de la géométrie des aiguilles. Malgré les limites de STEM-EDS et APT en tant que méthodes pour sonder la structure et la chimie à l'échelle nanométrique à des frontières hétérogènes, les deux techniques suggèrent fortement la présence d'une frontière chimiquement diffusive à l'échelle de δ < 5 nm.

La limite d'interphase est critique dans la manifestation efficace du comportement de trempe de la phase ductile dans les systèmes d'alliage lourd de tungstène. Pour déterminer les phénomènes responsables de la résistance de ces joints et de l'effet DPT qui en résulte, ces structures ont été soumises à un examen rigoureux à l'échelle nanométrique, tant d'un point de vue structurel que chimique. Les analyses de la structure atomique dans ces régions, Figs. 2 et 3, ont fourni des preuves expérimentales de la cohérence du réseau au niveau des facettes IPB, les réseaux des phases W et γ manifestant une structure de frontière semi-cohérente. Il est à noter qu'il y a peu ou pas de déformation de réseau discernable dans la phase W, le réseau de phase γ acceptant le décalage en raison de la grande disparité des constantes élastiques entre les phases. Cette déformation dans la phase γ peut également être calculée grâce à la mise en œuvre de l'analyse de phase géométrique34 à l'aide de Strain++35 et utilisée pour afficher visuellement le champ de déformation à travers le plan limite, Fig. 7. Les variations périodiques du champ de déformation calculé au correspondent directement à l'emplacement des dislocations inadaptées dans la phase γ et deviennent claires dans la superposition de la Fig. 7c. De plus, comme indiqué dans les Fig. 3 et 4, cette relation entre les réseaux avec la phase γ s'adaptant à l'inadéquation du réseau s'avère être vraie sur plusieurs orientations de plan IPB entre deux grains en maintenant un OR cohérent, avec des plans de réseau mutuels dans BCC W et FCC γ-phase correspondant à observé les composants texturaux notés dans les analyses antérieures et les systèmes de composition similaires14,36. Cette relation est vraie pour diverses orientations du plan IPB physique, présentant un OU composé d'ensembles parallèles de plans dans le réseau, W{110} et γ{020}. La semi-cohérence est associée à une énergie libre globale inférieure de l'IPB par rapport à une conformation limite incohérente37, et résulte probablement des conditions de traitement thermomécanique imposées conduisant à la formation d'orientations préférentielles dans les phases W et γ, qui sont alors capables pour se détendre et se réorienter lors des étapes de recuit post-laminage, formant une frontière semi-cohérente.

( a ) Micrographie STEM de la colonne atomique de la facette C dans la même orientation que celle illustrée à la Fig. 4, ( b ) carte de déformation de l'expansion du réseau le long des plans γ {020} dans ( a ), ( c ) superposition de la déformation en phase γ carte de (b) et micrographie filtrée par Fourier de (a) à la limite d'interphase mettant en évidence le champ de déformation périodique correspondant aux dislocations inadaptées et à la déformation de cohérence à travers le plan limite. Notez que la carte Strain++35 générée a été optimisée pour afficher uniquement les variations du réseau γ, par conséquent, la superposition n'inclut pas les contributions de la phase W.

L'observation à plus fort grossissement de ces structures, Fig. 4, soutient cette idée de migration des limites ; montrant des facettes qui semblent posséder des plans de réseau irrationnels à indice élevé à l'IPB mais sont composées de rebords structurels en escalier. Les rebords sont composés d'étapes rationnelles à faible indice correspondant aux plans {020} et {200} dans la phase γ. Les corniches structurelles ont longtemps été discutées comme des méthodes par lesquelles les matériaux avec des espacements de réseau différents peuvent s'adapter à l'inadéquation du réseau, et cela semble être vrai pour le système WHA38,39,40. L'observation des rebords de la Fig. 4 suggère qu'ils sont en fait délimités à chaque extrémité par des dislocations ; produisant essentiellement des rebords de la largeur de l'espacement entre les dislocations inadaptées de la phase γ, un phénomène discuté dans les interfaces BCC/FCC depuis le début des années 1970 pour permettre des régions partielles de cohérence38. Ce même phénomène apparaît également dans la forme du champ de déformation calculé le long de la limite de la figure 7. Ces régions IPB, composées de facettes en forme de rebord, sont notées comme étant relativement massives dans la zone limite totale par rapport aux précipités de taille nanométrique discutés. par Hall et Zhang38,40 ; par conséquent, il est affirmé que les interfaces du domaine W avec la phase γ n'adoptent pas une forme de Wulff comme décrit dans40,41, mais plutôt les contraintes supplémentaires de la zone interfaciale massive et l'interaction potentielle avec les domaines environnants conduisent à une forme de non-équilibre. Ces frontières à facettes dans les WHA traitées thermomécaniquement peuvent alors permettre une réduction de l'énergie libre totale dans le système, atteignant un minimum d'énergie local sans atteindre l'état d'énergie et la conformation des frontières les plus bas possibles. Ce comportement est en accord avec l'étude de la minimisation de l'énergie dans les systèmes multiphases par facettage menée par Howe et al.42,43,44,45.

Dans l'évaluation de la composition à l'IPB, APT et STEM-EDS conviennent qu'il y a une transition chimique progressive de la phase W à la phase γ. Cette région limite diffuse est mesurée comme ayant une largeur comprise entre 1,2 et 2,9 nm et est théorisée comme étant le résultat de l'approche de la limite d'un état d'équilibre chimique. Bien que la largeur exacte de cette frontière soit inconnue, son existence est corroborée par la simulation de Monte Carlo de la minimisation de l'énergie libre dans les systèmes multicomposants30 et a été discutée expérimentalement dans les alliages Au-Cu45, Co-Al-W46,47 et Ni48, 49. En suivant l'approche classique de Cahn-Hilliard pour la composition d'équilibre à travers la frontière dans un système à deux phases, une frontière chimiquement diffuse est énergétiquement favorable, avec des gradients chimiques raides ou des largeurs d'interface étroites, imposant une pénalité énergétique dans le système30,31, 44. L'approche mathématique de Cahn – Hilliard donne un profil de composition sigmoïde à travers la frontière, la même forme que ceux mesurés expérimentalement à partir de l'APT et de l'EDS dans ce cas médiés par la faible solubilité de Ni et Fe dans W. Cette région IPB chimiquement diffuse est théorisée pour agissent comme un couple de diffusion étroit entre les phases W et γ à travers le matériau, liant intimement les phases dissemblables et augmentant ainsi l'énergie de fracture requise pour la frontière.

Il est donc postulé que les IPB dans cette structure de nacre à base de W inorganique tirent leur force des effets combinés de la cohérence du réseau et de la présence d'une région limite d'interphase chimiquement diffuse augmentant l'énergie nécessaire à la décohésion de l'interface W – γ. Cette affirmation semble être en accord avec les calculs de la théorie de la fonctionnelle de la densité (DFT) de l'interface W – Ni en 17, montrant une fracture dans le domaine Ni, même lorsqu'il n'y a pas de considération d'un gradient chimique entre les phases. Bien qu'il n'existe pas de traduction exacte entre l'énergie libre d'une frontière et sa force, on émet l'hypothèse que plus l'énergie libre de la région est faible, plus l'amplitude de la force nécessaire pour fracturer l'interface est grande. La présence de frontières semi-cohérentes et les indications de régions chimiquement diffuses sont toutes deux associées à des valeurs d'énergie libre interfaciales et systématiques plus faibles que leurs homologues à gradient chimique incohérent et abrupt. En fin de compte, la corrélation exacte entre l'énergie de la frontière et la résistance est inconnue, mais les facteurs combinés des conformations de la frontière qui présentent une semi-cohérence structurelle et la présence d'une liaison de diffusion omniprésente à petite échelle entre les grains W et γ médiatisent clairement l'exigence d'énergie pour la rupture de la limite d'interphase.

L'alliage d'intérêt dans cette étude est un alliage lourd de tungstène (WHA) produit par le Pacific Northwest National Laboratory à partir de poudres Mi-Tech W, Ni et Fe sans l'utilisation de liants. Des spécimens compacts de poudre composés nominalement de 90 % W–7 % Ni–3 % Fe en poids ont été chauffés à 1500 °C dans de l'hydrogène pour fritter en phase liquide le matériau à un point où Ni et Fe fondent et W ne fond pas ; puis les échantillons ont été dégazés à 1000°C sous vide. Les spécimens résultants ont été laminés à chaud par des étapes séquentielles de laminage et de recuit jusqu'à une réduction d'épaisseur globale de 87 % avec un recuit final dans Ar-H2, puis une étape de dégazage d'une heure à 900 °C sous vide. Des spécimens pour les analyses STEM ont été découpés à partir de la billette laminée de sorte que la direction de laminage soit parallèle à la dimension d'épaisseur des feuilles de spécimen transparentes aux électrons. Les échantillons pour les analyses APT ont été retirés de la surface d'un échantillon poli et amincis pour présenter un IPB à la pointe de l'aiguille.

Pour l'étude du plan limite de phase d'un point de vue atomistique et structurel ; ainsi que la collecte de cartes élémentaires pour l'analyse chimique des échantillons, STEM a été la principale technique sélectionnée pour l'examen de ces matériaux. Des spécimens pour l'observation STEM ont été préparés par meulage et polissage de sections de la billette laminée à environ 100 μm d'épaisseur, alvéoles avec de la pâte de diamant colloïdal sur une rectifieuse à alvéoles Gatan modèle 656 jusqu'à juste avant la perforation, puis broyés avec des ions Ar+ à l'aide d'un Gatan PIPS II. à des températures cryogéniques jusqu'à une étape finale d'amincissement à ≤ 250 eV pour minimiser les dommages de surface dans les feuilles. Les analyses STEM ont été réalisées sur une sonde corrigée JEOL GrandARM 300F équipée d'un canon à émission de champ froid (FEG) et fonctionnant à 300 kV ainsi que sur une sonde corrigée JEOL ARM 200F équipée d'un FEG froid et fonctionnant à 200 kV. Toutes les images affichées ici ont été collectées dans des conditions de champ sombre, avec des cartes STEM-EDS acquises à l'aide de détecteurs Centurio modèle JEOL. L'analyse STEM a été effectuée à l'aide de Gatan GMS3 et les données EDS ont été traitées à l'aide de la version 1.4 de Pathfinder. Les données brutes pour l'imagerie et l'EDS peuvent être trouvées dans le matériel supplémentaire. Avant les analyses de colonne atomique, les régions ont été cartographiées cristallographiquement en orientant chaque grain d'intérêt dans un support TEM à inclinaison double axe vers au moins trois axes de zone non coplanaires pour la détermination de l'orientation. Cela a été fait pour dériver la relation d'orientation entre les grains ainsi que pour déterminer les conditions d'imagerie les plus avantageuses pour l'analyse des échantillons en utilisant les axes de zone observés pour prédire mathématiquement toutes les conditions de diffraction possibles dans la plage d'inclinaison de la scène. La cartographie d'orientation de cette manière permet l'extrapolation de conditions d'imagerie qui sont autrement faciles à manquer dans l'analyse de matériaux multiphases et permet une auto-cohérence dans leur comparaison avec la cristallographie connue. Cette méthode de cartographie à l'échelle nanométrique basée sur les travaux d'Olszta et al. in50,51 a été utilisé à bon escient in14 pour la réalisation intuitive de la cristallographie à l'intérieur d'un microscope électronique à transmission.

APT a été appliqué dans cette étude pour étudier le plan de délimitation de phase avec une plus grande sensibilité à la composition élémentaire que ce qui est possible dans l'analyse STEM. Plusieurs régions limites ont été sélectionnées et préparées par un processus de levage spécifique au site utilisant un faisceau d'ions focalisé FEI Quanta 600 (FIB). Les aiguilles APT ont été préparées pour présenter un plan IPB près de la pointe et ont été soumises à une étape finale d'amincissement et de nettoyage avec des ions Ga de 5 keV pour réduire les dommages incidents à des tensions d'accélération de faisceau ionique plus élevées. Il est à noter que les taux de pulvérisation et d'élimination dissemblables entre les phases W et γ introduisent une difficulté supplémentaire dans la préparation des échantillons et que seules deux régions IPB ont été capturées avec succès dans dix aiguilles APT. Pour l'analyse APT, une sonde atomique à électrons locaux CAMECA (LEAP) 4000X HR a été utilisée à -233 ° C. Les données ont été acquises avec un laser de 355 nm avec une fréquence d'impulsions de 100 kHz et un taux de détection de 0,3 % (0,003 ions détectés/impulsion). La reconstruction et l'interprétation des données ont été réalisées à l'aide du logiciel intégré de visualisation et d'analyse (IVAS) version 3.12.

Les ensembles de données générés pendant et/ou analysés pendant l'étude en cours sont disponibles auprès de l'auteur correspondant sur demande raisonnable.

Neu, R. et al. Enquêtes sur les alliages lourds de tungstène pour une utilisation comme matériau face au plasma. Fusion Ing. Dés. 124, 450–454. https://doi.org/10.1016/j.fusengdes.2017.01.043 (2017).

Article CAS Google Scholar

Laas, T. et al. Comportement de l'alliage de tungstène avec du fer et du nickel sous des impulsions répétées de plasma à haute température. Fusion Ing. Dés. 151, 111408. https://doi.org/10.1016/j.fusengdes.2019.111408 (2020).

Article CAS Google Scholar

Tõkke, S., Laas, T., Priimets, J., Mikli, V. & Antonov, M. Impact de l'irradiation pulsée au plasma de deutérium sur les alliages de tungstène biphasés. Ingénierie des fusions. Déc. 164, 112215. https://doi.org/10.1016/j.fusion.2020.112215 (2021).

Article CAS Google Scholar

Stacey, W. Fusion: Une introduction à la physique et à la technologie de la fusion par confinement magnétique 2e éd. (Wiley, 2010). https://doi.org/10.1002/9783527629312.

Réserver Google Scholar

Linke, J. et al. Défis pour les composants face au plasma dans la fusion nucléaire. Rayonnement de la matière. Extrêmes 4(5), 056201. https://doi.org/10.1063/1.5090100 (2019).

Article CAS Google Scholar

Herrmann, A. et al. Divertor-III en tungstène solide pour la mise à niveau ASDEX et les contributions à ITER. Nucl. Fusion 55(6), 063015. https://doi.org/10.1088/0029-5515/55/6/063015 (2015).

Article ADS CAS Google Scholar

Zammuto, I. et al. Mesures pour surmonter les fissures profondes des carreaux de tungstène dans le divertor ASDEX Upgrade. Fusion Ing. Dés. 146, 2434-2437. https://doi.org/10.1016/j.fusengdes.2019.04.011 (2019).

Article CAS Google Scholar

Neu, R. et al. Résultats sur l'utilisation d'alliages lourds de tungstène dans le divertor d'ASDEX Upgrade. J. Nucl. Mater. 511, 567–573. https://doi.org/10.1016/j.nucmat.2018.05.066 (2018).

Article ADS CAS Google Scholar

Maier, H. et al. Alliage lourd de tungstène : Un matériau alternatif face au plasma en termes de rétention des isotopes de l'hydrogène. Nucl. Fusion 60(12), 126044. https://doi.org/10.1088/1741-4326/abb890 (2020).

Article ADS CAS Google Scholar

Henager, CH et al. Tungstène trempé en phase ductile pour les matériaux face au plasma dans les réacteurs de fusion. Int. J. Métal en poudre. 53(2), 18 (2017).

Google Scholar

Alam, ME & Odette, GR Sur la remarquable ténacité à la rupture des alliages 90 à 97W–NiFe révélant de puissants nouveaux mécanismes de trempe en phase ductile. Acta Mater. 186, 324–340. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.01.012 (2020).

Article ADS CAS Google Scholar

Alam, ME, Wang, J., Henager, CH, Setyawan, W. & Odette, GR L'effet du laminage à chaud sur la résistance et la ténacité à la rupture des alliages de métaux lourds de tungstène 90W – 7Ni3Fe. Mater. Sci. Ing. A 824, 141738. https://doi.org/10.1016/j.msea.2021.141738 (2021).

Article CAS Google Scholar

Haag, JV et al. Caractérisation des mécanismes de trempe en phase ductile dans un alliage lourd de tungstène laminé à chaud. Acta Mater. 204, 116523. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.116523 (2021).

Article CAS Google Scholar

Haag, JV, Wang, J., Edwards, DJ, Setyawan, W. & Murayama, M. Une approche basée sur les limites pour la caractérisation microstructurale multi-échelle d'un alliage lourd de tungstène W-Ni-Fe. Maître de script. 213, 114587. https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2022.114587 (2022).

Article CAS Google Scholar

Nguyen, BN, Henager, CH, Overman, NR & Kurtz, RJ Une approche microstructurale à plusieurs échelles du tungstène trempé en phase ductile pour les matériaux face au plasma. J. Nucl. Mater. 508, 371–384. https://doi.org/10.1016/j.jnucmat.2018.05.048 (2018).

Article ADS CAS Google Scholar

Nguyen, BN, Henager, CH, Wang, J. & Setyawan, W. Adaptation de microstructures hiérarchiques en tungstène renforcé en phase ductile pour les matériaux face au plasma. J. Nucl. Mater. 540, 152382. https://doi.org/10.1016/j.nucmat.2020.152382 (2020).

Article CAS Google Scholar

Setyawan, W. Calcul de la théorie fonctionnelle de la densité de la ségrégation de l'hélium et de l'effet de décohésion dans la limite d'interphase W110 / Ni111. Appl. Phys. https://doi.org/10.1063/5.0011744 (2020).

Article Google Scholar

Jiang, W. et al. Comportement des cavités d'hélium dans le tungstène trempé en phase ductile W–Ni–Fe irradié. J. Nucl. Mater. 561, 153565. https://doi.org/10.1016/jnucmat.2022.153565 (2022).

Article CAS Google Scholar

El-Guebaly, LA, Setyawan, W., Henager, CH Jr., Kurtz, RJ & Odette, GR Évaluation de l'activation des neutrons et des dommages causés par les radiations pour les alliages lourds de tungstène W–Ni–Fe à teneur variable en Ni. Nucl. Mater. Énergie 29 , 101092 .

Article CAS Google Scholar

Singh, A., Sandhu, TS & Pal, S. Interaction de divers mécanismes de fracture dans une structure échelonnée bio-inspirée. Mech. Mater. 139, 103215. https://doi.org/10.1016/j.mechmat.2019.103215 (2019).

Article Google Scholar

Wegst, UGK, Bai, H., Saiz, E., Tomsia, AP & Ritchie, RO Matériaux structurels bioinspirés. Nat. Mater. 14(1), 23–36. https://doi.org/10.1038/nmat4089 (2015).

Article ADS CAS Google Scholar

Jiao, D., Liu, ZQ, Zhu, YK, Weng, ZY & Zhang, ZF Comportement mécanique de la nacre et de la perle avec des laminations plates et sphériques. Mater. Sci. Ing. C 68, 9-17. https://doi.org/10.1016/j.msec.2016.05.089 (2016).

Article CAS Google Scholar

Lin, AY-M. & Meyers, MA Résistance au cisaillement interfacial dans la nacre d'ormeau. J. Mech. Comportement Biomédical. Mater. 2(6), 607–612. https://doi.org/10.1016/j.jmbbm.2009.04.003 (2009).

Article Google Scholar

Song, F., Soh, AK & Bai, YL Propriétés structurelles et mécaniques des couches de matrice organique de nacre. Biomatériaux 24(20), 3623–3631. https://doi.org/10.1016/S0142-9612(03)00215-1 (2003).

Article CAS Google Scholar

Jia, Z., Deng, Z. & Li, L. Matériaux biominéralisés comme systèmes modèles pour les composites structuraux : architecture 3D. Adv. Mater. 34(20), 2106259. https://doi.org/10.1002/adma.202106259 (2022).

Article CAS Google Scholar

Deng, Z., Jia, Z. & Li, L. Matériaux biominéralisés comme systèmes modèles pour les composites structuraux : caractéristiques structurelles intracristallines et leurs mécanismes de renforcement et de durcissement. Adv. Sci. 9(14), 2103524. https://doi.org/10.1002/advs.202103524 (2022).

Article CAS Google Scholar

Momma, K. & Izumi, F. VESTA 3 pour la visualisation tridimensionnelle des données cristallines, volumétriques et morphologiques. J. Appl. Cristallologue. 44, 1272-1276 (2011).

Article CAS Google Scholar

Dubrovinsky, LS & Saxena, SK Dilatation thermique de la périclase (MgO) et du tungstène (W) aux températures de fusion. Phys. Chim. Mineur. 24(8), 547–550. https://doi.org/10.1007/s002690050070 (1997).

Article ADS CAS Google Scholar

Muddle , BC & Edmonds , DV Précipitation dans un alliage W–Ni–Fe fritté en phase liquide . Acta Métall. 33(12), 2119–2128. https://doi.org/10.1016/0001-6160(85)90173-7 (1985).

Article CAS Google Scholar

Ardell, AJ Gradient énergétique, énergie interfaciale et largeur d'interface. Scripta Mater. 66(7), 423–426. https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2011.11.043 (2012).

Article CAS Google Scholar

Cahn, JW & Hilliard, JE Énergie libre d'un système non uniforme. I. Énergie libre interfaciale. J. Chem. Phys. 28, 258-267 (1958).

Article ADS CAS MATH Google Scholar

Cahn, JW Énergie libre d'un système non uniforme. II. Base thermodynamique. J. Chem. Phys. 30(5), 1121–1124. https://doi.org/10.1063/1.1730145 (1959).

Article ADS CAS Google Scholar

Marquis, E. & Vurpillot, F. Aberrations chromatiques dans le comportement d'évaporation sur le terrain des petits précipités. Microsc. Microanal. 14(6), 561–570. https://doi.org/10.1017/S1431927608080793 (2008).

Article ADS CAS Google Scholar

Hÿtch, MJ, Snoeck, E. & Kilaas, R. Mesure quantitative des champs de déplacement et de déformation à partir des micrographies HREM. Ultramicroscopie 74(3), 131–146. https://doi.org/10.1016/S0304-3991(98)00035-7 (1998).

Article Google Scholar

Strain++, Peters, JJP [En ligne], disponible : http://jjppeters.github.io/Strainpp/. Consulté le 23 août 2022.

Strunz, P. et al. Développement de la texture et des contraintes différentielles dans un composite W/Ni–Co après emboutissage rotatif. Matériaux 13(12), 2869. https://doi.org/10.3390/ma13122869 (2020).

Article ADS CAS Google Scholar

Howe, J. Interfaces dans les matériaux : structure atomique, thermodynamique et cinétique des interfaces solide-vapeur, solide-liquide et solide-solide (Wiley, 1997).

Google Scholar

Hall, MG, Aaronson, HI & Kinsma, KR La structure des frontières FCC: BCC presque cohérentes dans un alliage Cu – Cr. Le surf. Sci. 31, 257–274. https://doi.org/10.1016/0039-6028(72)90264-6 (1972).

Article ADS CAS Google Scholar

Rigsbee, JM & Aaronson, HI Une étude de modélisation informatique des limites FCC:BCC partiellement cohérentes. Acta Métall. 27(3), 351–363. https://doi.org/10.1016/0001-6160(79)90028-2 (1979).

Article CAS Google Scholar

Zhang, J.-Y., Dai, F.-Z., Sun, Z.-P. & Zhang, W.-Z. Structures et énergétique des interfaces semi-cohérentes des précipités dans les systèmes hcp/bcc : une étude de dynamique moléculaire. J. Mater. Sci. Technol. 67, 50–60. https://doi.org/10.1016/j.jmst.2020.06.021 (2021).

Article CAS Google Scholar

Porter, DA, Easterling, KE & Sherif, MY Phase Transformations in Metals and Alloys 3rd edn. (Groupe Taylor & Francis, 2009).

Google Scholar

Howe, J. Aspects de la structure des limites interphases dans les transformations de phase diffusionnelles. Acta Mater. 48(15), 3977–3984. https://doi.org/10.1016/S1359-6454(00)00183-X (2000).

Article ADS CAS Google Scholar

Howe, JM, Reynolds, WT & Vasudevan, VK Études par microscopie électronique à transmission haute résolution statique et in situ de la structure atomique et de la dynamique des interfaces de transformation massive dans un alliage Ti – Al. Métall. Mater. Trans. A 33(8), 2391–2411. https://doi.org/10.1007/s11661-002-0362-4 (2002).

Article Google Scholar

Reynolds, WT et al. Structure atomique des joints α2:γm à indice élevé dans un alliage Ti–46,54 at.%Al. Scripta Mater. 49(5), 405–409. https://doi.org/10.1016/S1359-6462(03)00307-5 (2003).

Article CAS Google Scholar

Howe, JM, Gautam, ARS, Chatterjee, K. & Phillipp, F. Comportement dynamique au niveau atomique d'une limite d'interphase diffuse dans un alliage Au-Cu. Acta Mater. 55(6), 2159–2171. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2006.11.016 (2007).

Article ADS CAS Google Scholar

Bocchini, PJ et al. Étude tomographique par sonde atomique des interfaces et compositions γ/γ′ dans un superalliage vieilli Co–Al–W. Scripta Mater. 68(8), 563–566. https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2012.11.035 (2013).

Article CAS Google Scholar

Vorontsov, VA et al. Comportement de grossissement et structure interfaciale des précipités γ′ dans les superalliages à base de Co–Al–W. Acta Mater. 120, 14–23. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.08.023 (2016).

Article ADS CAS Google Scholar

Zhang, J. et al. L'effet du rhénium sur la stabilité de la microstructure et les caractéristiques interfaciales γ/γ 'des superalliages monocristallins à base de Ni lors d'un vieillissement à long terme. J. Alliages Compd. 876, 160114. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2021.160114 (2021).

Article CAS Google Scholar

Forghani, F. et al. Interfaces γ/γ′ diffuses dans la nanostructure biphasée hiérarchique d'un alliage Ni–Al–Ti. Mater. Personnage. 153 , 284–293 . https://doi.org/10.1016/j.matchar.2019.04.018 (2019).

Article CAS Google Scholar

Olszta, M. & Fiedler, K. La nanocartographie à l'ère de la TEM automatisée. Microsc. Microanal. 26(S2), 32–32. https://doi.org/10.1017/S1431927620013173 (2020).

Annonces d'article Google Scholar

Olszta, M., Fiedler, K., Spurgeon, S., Reehl, S. & Hopkins, D. Le rôle de la nanocartographie dans le développement du TEM automatisé. Microsc. Microanal. 27(S1), 2986–2987. https://doi.org/10.1017/S1431927621010382 (2021).

Annonces d'article Google Scholar

Télécharger les références

Les auteurs tiennent à exprimer leur gratitude à Alan Schemer-Kohrn (PNNL) et Chang-Yu Hung (Virginia Tech) pour leur aide inestimable et leurs discussions sur la microscopie électronique, ainsi qu'à William Reynolds (Virginia Tech) pour son point de vue sur la phase dynamique des frontières. Le PNNL est un laboratoire national multiprogramme géré par le Battelle Memorial Institute pour le DOE américain sous DEAC05-76RL01830. Ce travail a utilisé des installations partagées au Virginia Tech National Center for Earth and Environmental Nanotechnology Infrastructure (NanoEarth), membre de la National Nanotechnology Coordinated Infrastructure (NNCI), soutenu par NSF (ECCS 1542100 et ECCS 2025151). Ce matériel est basé sur des travaux soutenus par le programme US Department of Energy, Office of Science, Office of Workforce Development for Teachers and Scientists, Office of Science Graduate Student Research (SCGSR) sous le numéro de contrat DE‐SC0014664.

Département de science et génie des matériaux, Virginia Tech, Blacksburg, VA, États-Unis

JV Haag IV & M. Murayama

Direction de l'énergie et de l'environnement, Pacific Northwest National Laboratory, Richland, WA, États-Unis

Haag IV JV, Wang JV, Kruska K, Olszta MJ, Henager Jr CH, Edwards DJ, Setyawan W & Murayama MJ

Vous pouvez également rechercher cet auteur dans PubMed Google Scholar

JVH, JW, KK et MJO sont responsables de la collecte des résultats expérimentaux inclus dans ce travail. CHH, DJE, WS et MM ont fourni une assistance dans l'analyse et la discussion des résultats ainsi que dans la structuration de ce manuscrit. JVH est l'auteur principal de ce travail, tous les auteurs commentant et approuvant les résultats présentés ici.

Correspondance à JV Haag IV.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

Springer Nature reste neutre en ce qui concerne les revendications juridictionnelles dans les cartes publiées et les affiliations institutionnelles.

Libre accès Cet article est sous licence Creative Commons Attribution 4.0 International, qui permet l'utilisation, le partage, l'adaptation, la distribution et la reproduction sur n'importe quel support ou format, à condition que vous accordiez le crédit approprié à l'auteur ou aux auteurs originaux et à la source, fournir un lien vers la licence Creative Commons et indiquer si des modifications ont été apportées. Les images ou tout autre matériel de tiers dans cet article sont inclus dans la licence Creative Commons de l'article, sauf indication contraire dans une ligne de crédit au matériel. Si le matériel n'est pas inclus dans la licence Creative Commons de l'article et que votre utilisation prévue n'est pas autorisée par la réglementation légale ou dépasse l'utilisation autorisée, vous devrez obtenir l'autorisation directement du détenteur des droits d'auteur. Pour voir une copie de cette licence, visitez http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Réimpressions et autorisations

Haag, JV, Wang, J., Kruska, K. et al. Étude de la résistance interfaciale dans les alliages lourds de tungstène imitant la nacre pour les applications de fusion nucléaire. Sci Rep 13, 575 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-022-26574-4

Télécharger la citation

Reçu : 05 octobre 2022

Accepté : 16 décembre 2022

Publié: 11 janvier 2023

DOI : https://doi.org/10.1038/s41598-022-26574-4

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

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.

Blog