Динамические реакции подложки при облучении тяжелыми ионами при комнатной температуре тонких пленок высокоэнтропийного сплава CoCrCuFeNi

Блог

ДомДом / Блог / Динамические реакции подложки при облучении тяжелыми ионами при комнатной температуре тонких пленок высокоэнтропийного сплава CoCrCuFeNi

May 30, 2024

Динамические реакции подложки при облучении тяжелыми ионами при комнатной температуре тонких пленок высокоэнтропийного сплава CoCrCuFeNi

npj Materials Degradation, том 6, Номер статьи: 60 (2022) Цитировать эту статью 1213 Доступов 4 Цитирования 1 Altmetric Metrics подробно Сплавы с высокой энтропией (HEA) являются перспективными материалами для различных

npj Деградация материалов, том 6, номер статьи: 60 (2022 г.) Цитировать эту статью

1213 Доступов

4 цитаты

1 Альтметрика

Подробности о метриках

Сплавы с высокой энтропией (ВЭА) являются перспективными материалами для различных применений, включая среду ядерных реакторов. Таким образом, важно понять их поведение при облучении и воздействии различных сред. Здесь два набора почти эквиатомных тонких пленок CoCrCuFeNi, выращенных на подложках SiO2/Si или Si, были облучены при комнатной температуре ионами Au с энергией 11,5 МэВ, что обеспечило аналогичное поведение при воздействии инертной и коррозионной среды. Пленка, выращенная на SiO2, имела относительно минимальные изменения вплоть до пиковых уровней повреждения выше 500 сна, в то время как пленка, выращенная на Si, начала перемешиваться на границе раздела подложка-пленка при максимальных дозах 0,1 сна, прежде чем превратиться в мультисилицидную пленку при более высоких дозах. все при комнатной температуре с минимальной термодиффузией. Основным механизмом является усиленная радиацией диффузия посредством обратного эффекта Киркендалла и эффекта сопротивления растворенного вещества. Результаты показывают, как состав и воздействие окружающей среды влияют на стабильность HEA под воздействием радиации, и дают представление о том, как контролировать это поведение.

Сплавам в реакторной среде требуется фазовая стабильность для поддержания физических и механических свойств и производительности компонентов. Воздействие нескольких одновременных экстремальных явлений, наблюдаемых в реакторной среде, таких как радиация, высокая температура, механическое напряжение и/или воздействие окружающей среды, может привести к синергическому воздействию на материалы, которое не наблюдается при воздействии этих экстремальных явлений индивидуально или последовательно1. Радиационную стойкость можно обеспечить, используя нанокристаллический материал с высокой плотностью стоков на границе раздела2. Аналогичным образом, радиационную стойкость можно также обеспечить за счет уменьшения образования дефектов и их подвижности, например, за счет химического беспорядка, низкой теплопроводности и больших искажений решетки, обнаруженных в высокоэнтропийных сплавах (ВЭА)3,4,5,6,7,8, 9,10. Однако эта радиационная стойкость становится бессмысленной, если наноразмерные зерна или химически сложные сплавы теряют свою стабильность, что приводит к чрезмерному росту зерен или образованию других фаз при воздействии других экстремальных условий, таких как высокие температуры или агрессивные среды. Скорость окисления высокотемпературным воздухом или паром ВЭА, как и нержавеющих сталей, зависит от состава сплава и фазы оксидной окалины, которая образуется11,12,13.

Подобно окислению и коррозии, облучение может оказывать большое влияние на фазовую стабильность этих материалов. Сочетание коррозии и облучения представляет собой область исследований, вызывающую большой интерес. Однако знания о том, как одновременное облучение и воздействие окружающей среды влияют на фазовую стабильность, особенно в HEA, ограничены. Исследования, посвященные последовательному облучению с последующей коррозией, показали либо отсутствие влияния на скорость коррозии14, либо увеличение скорости коррозии15. Лишь недавно были проведены исследования синергетического воздействия облучения и коррозии одновременно, причем некоторые из них показали радиационно-усиленную коррозию, а другие - радиационно-замедленную коррозию14,16,17. В этих работах установлено, что коррозия способствует облучению в зависимости от коррозионной среды. Тем не менее, каждое исследование подтверждало важность радиационно-усиленной диффузии (RED) как основного средства радиационно-усиленной или замедленной коррозии и, следовательно, миграции дефектов. Однако эти исследования в основном были сосредоточены на простых модельных сплавах или обычных сплавах и сталях. Существует ограниченное механистическое понимание того, как химическая сложность HEA может влиять на комбинированное воздействие радиации и окружающей среды, что, как было показано, снижает образование и миграцию дефектов при облучении7. Таким образом, важно понять, как эти сплавы сохраняют или теряют микроструктурную или фазовую стабильность и какие механизмы смягчения могут быть применены, чтобы остановить или замедлить фазовую и микроструктурную эволюцию в условиях многочисленных экстремальных условий окружающей среды.

1–2 μm lateral size and a thickness of ~1.1 ± 0.2 μm, and a top layer that has lateral grain size of ~500 ± 100 nm and a thickness of 1 ± 0.1 μm. The bottom layer consists primarily of a (Co,Ni)-rich silicide with particles of Cr-rich silicide and Cu-rich silicide. The top layer consists of large Cu-rich silicide regions along with Cr-rich silicide, (Co,Ni)-rich silicide, and Fe-bearing silicide. Fe appears to be present in all the silicide phases, but there appear to be regions that are primarily Fe-silicide. The composition of several regions using STEM-EDS point analysis using Cliff–Lorimer quantification (spots shown in the STEM-high angle ADF (HAADF) image in Fig. 4) is presented in Table 1. The first three spots are in the bottom layer. Based on composition ratios and in comparison with binary phase diagrams32,33,34,35,36, the bulk of the bottom layer consists of a (Co,Ni)Si2 phase. The particles in the bottom layer are likely Cu3Si and CrSi2. Spots 4–8 are in the top layer. Most of this layer consists of MSi2 phases, where M = Cr, Fe, and to a lesser extent (Co, Ni). The exception is the Cu-rich regions, which appear to be more Cu-rich than the Cu-rich particles in the bottom layer; these Cu-rich regions may be Cu15Si4 when compared to the binary Cu–Si phase diagram34. The oxygen signal may show either the presence of M-oxide phases or are evidence of void space via being an artifact (as these regions are dark in HAADF). The O k-α peak also overlaps with the Cr L-α peak and can be an artifact where Cr is present, and where the Cr signal is weak and O is rich, is real./p>1016 cm−2, the silicides change to being more silicon-rich in the form of CrSi2, CoSi2, and FeSi2-type silicides. At a fluence >1016 cm−2, the onset fluence when the fcc phase effectively disappears, the XRD result is consistent with the previous STEM-EDS analysis (Figs. 4 and 9). NiSi, NiSi2, and CuSi2 were not included as they align with FeSi and FeSi2. One phase not identified by fitting the XRD data was the Cu0.83Si0.17 phase found in Fig. 9 at a fluence of 2.0 × 1016 cm−2. This could be due to the relatively large depth from the surface and the non-homogeneous nature of this phase throughout the film. Further details about the reference sample and Rietveld analysis are in Supplemental Figs. 4 and 5./p>