May 30, 2024
CoCrCuFeNi高エントロピー合金薄膜への室温重イオン照射中の動的基板反応
npj 材料劣化第 6 巻、記事番号: 60 (2022) この記事を引用 1213 アクセス数 4 引用数 1 Altmetric Metrics 詳細 高エントロピー合金 (HEA) は、さまざまな用途に有望な材料です。
npj 材料劣化 第 6 巻、記事番号: 60 (2022) この記事を引用
1213 アクセス
4 引用
1 オルトメトリック
メトリクスの詳細
高エントロピー合金 (HEA) は、原子炉環境を含むさまざまな用途に有望な材料です。 したがって、放射線照射下およびさまざまな環境への曝露下でのそれらの行動を理解することが重要です。 ここでは、SiO2/Si または Si 基板上に成長させた 2 セットのほぼ等原子の CoCrCuFeNi 薄膜に 11.5 MeV Au イオンを室温で照射し、不活性環境と腐食環境への曝露に対して同様の挙動を示しました。 SiO2 上に成長した膜は、500 dpa を超えるピーク損傷レベルまで比較的最小限の変化しかありませんでしたが、Si 上に成長した膜は、0.1 dpa のピーク線量で基板と膜の界面で混合し始め、その後、より高い線量でマルチシリサイド膜に変化しました。すべて室温で、熱拡散は最小限に抑えられます。 主なメカニズムは、逆カーケンダル効果と溶質抗力効果による放射線増強拡散です。 この結果は、組成と環境曝露が放射線下での HEA の安定性にどのような影響を与えるかを強調し、これらの挙動を制御するための洞察を与えます。
原子炉環境における合金には、物理的および機械的特性と部品の性能を維持するために相の安定性が必要です。 放射線、高温、機械的応力、および/または環境暴露など、原子炉環境で見られる複数の極端な状態に同時にさらされると、これらの極端な状態に個別にまたは連続的にさらされた場合には観察されない相乗効果が材料に生じる可能性があります1。 耐放射線性は、高密度の界面シンクを備えたナノ結晶材料を使用することで付与できます2。 同様に、高エントロピー合金 (HEA) に見られる化学的無秩序、低い熱伝導率、大きな格子歪みを利用するなど、欠陥の生成と欠陥の移動度を低減することによっても耐放射線性を付与することができます3、4、5、6、7、8。 9、10。 しかし、ナノサイズの粒子や化学的に複雑な合金が高温や腐食環境などの極端な環境にさらされたときに過剰な粒子成長や他の相の形成を引き起こして安定性を失った場合、その耐放射線性は無意味になります。 HEA の高温空気または蒸気中での酸化速度は、ステンレス鋼と同様に、合金の組成と形成される酸化スケールの相に依存します 11、12、13。
酸化や腐食と同様に、照射はこれらの材料の相安定性に大きな影響を与える可能性があります。 腐食と照射の組み合わせは、多くの関心を集めている研究分野です。 しかし、同時照射と環境暴露が、特に HEA において相安定性にどのような影響を与えるかについての知識は限られています。 連続照射とそれに続く腐食を調査した研究では、腐食速度に影響がないか 14 、または腐食速度が増大する 15 ことが示されました。 ごく最近になって、放射線照射と腐食の同時の相乗効果に関する研究が行われ、放射線によって腐食が促進されるものと、放射線によって腐食が減速するものがあります14、16、17。 これらの研究では、腐食が放射線照射によって助長されるかどうかは、腐食性媒体に依存することが判明した。 しかし、それぞれの研究は、放射線増強または減速腐食の主な手段として放射線増強拡散 (RED) が重要であること、したがって欠陥移動に関して重要であることを証明しました。 ただし、これらの研究は主に単純なモデル合金、または従来の合金や鋼に焦点を当てています。 HEA の化学的複雑さが、放射線と環境の組み合わせの曝露挙動にどのような影響を与えるかについては、メカニズムの理解が限られており、これにより、照射下での欠陥の生成と移動が減少することが示されています7。 したがって、これらの合金がどのようにして微細構造または相の安定性を維持または失うのか、また、複数の極端な環境下で相および微細構造の進化を停止または減速するにはどのような種類の緩和メカニズムを課すことができるかを理解することが重要です。
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>
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