Microstructures sous irradiation

Microstructures sous irradiation

Évolution des microstructures sous irradiation : influence des biais élastiques

Évolutions sous irradiation Les matériaux de structure des centrales, pour la plupart des alliages métalliques, sont exposés à des irradiations aux neutrons. On observe alors des évolutions, visibles et mesurables à l’échelle macroscopique. Ces évolutions dépendent de la dose reçue par le matériau, qui est mesurée en « déplacements par atome » (dpa). Il s’agit d’une mesure du nombre moyen de déplacements effectué par chaque atome du fait de l’irradiation.

Parmi les principaux phénomènes observés, on compte des changements dimensionnels, tels que le gonflement qui est un changement de dimensions isotrope. Ce phénomène, illustré figure 1.1 (a), est l’une des évolutions sous irradiation les plus emblématiques. Cette augmentation de volume se produit après une certaine dose, appelée dose d’incubation. L’évolution est linéaire avec la dose (voir figure 1.1 (b)). Le taux de gonflement est en général plus élevé dans les matériaux CFC que dans les matériaux cubiques centrés (CC).

Dans les CFC, il peut être significatif pour des doses reçues en conditionopérationnelles. Il existe aussi des phénomènes de croissance et de fluage sous irradiation, qui sont des changements de dimensions anisotropes. La croissance est une modification de la forme à volume constant. Il touche en particulier les gaines de combustible en alliage de zirconium de structure hexagonale compacte (HC) [3], comme illustré sur la figure 1.2. Le fluage survient quant à lui lorsqu’une contrainte est appliquée au matériau. Hors irradiation, ce phénomène apparaît à haute température, mais l’irradiation rend possible le fluage à basse température [4].

Modèle du biais des dislocations G. W. Greenwood et al. [14] furent les premiers à proposer l’existence d’un biais d’absorption des dislocations en faveur des interstitiels comme cause de la croissance des cavités, et donc du gonflement. L’absorption préférentielle des atomes auto-interstitiels par les dislocations permet la formation d’un excès de lacunes. Cet excès permet la formation et la croissance de cavités.

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L’absorption préférentielle des interstitiels par les dislocations est justifiée par l’interaction élastique à longue portée entre ces puits et les interstitiels, qui ont un important volume de relaxation, tandis que les lacunes, de volume de relaxation plus faible interagissent moins avec les dislocations. Dans ce cas, les biais sont causés par les couplages entre les champs élastiques créés par le défaut et par les puits, notamment les dislocations. Ces biais sont donc appelés biais élastiques. Le « modèle du biais des dislocations » a été formalisé par A. D. Brailsford et al. [15], dans une approche de type cinétique chimique homogène (en anglais, rate theory), afin de déterminer les taux de croissance des amas. Il s’agit d’écrire des équations pour déterminer l’évolution des concentrations des espèces en présence, en considérant le milieu comme homogène.

Diffusion des défauts ponctuels dans un champ élastique 

Description des défauts ponctuels : modèle élastique

Les défauts ponctuels génèrent une distorsion de la matrice et interagissent donc avec les autres éléments de la microstructure qui créent des champs de déformation, comme les dislocations dont le champ de déformation est à longue portée. Si la distance entre les défauts et les puits est suffisamment grande, les défauts peuvent être décrits dans le cadre de la théorie de l’élasticité linéaire.

Plusieurs modèles peuvent être utilisés pour décrire les défauts ponctuels : dipôles élastiques, inclusion d’Eshelby ou boucle infinitésimale. Ces approches sont équivalentes [25], et dans ce travail nous utilisons la description par dipôles élastiques. Dipôle élastique Un défaut ponctuel peut être représenté par un ensemble équilibré de forces [25–27], dites forces de Kanzaki [28] f α (Rα ), α = 1, …, z, qui s’appliquent sur les z positions atomiques autour du défaut, comme illustré sur la figure 1.5. Il s’agit des forces qu’il faudrait appliquer au réseau parfait pour aboutir au même champ de déplacement qu’en présence du défaut ponctuel.

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