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Reazioni dinamiche del substrato durante l'irradiazione con ioni pesanti a temperatura ambiente di film sottili in lega ad alta entropia CoCrCuFeNi

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Reazioni dinamiche del substrato durante l'irradiazione con ioni pesanti a temperatura ambiente di film sottili in lega ad alta entropia CoCrCuFeNi

npj Materiali Degradazione volume 6, Numero articolo: 60 (2022) Cita questo articolo 1213 Accessi 4 Citazioni 1 Dettagli metriche altmetriche Le leghe ad alta entropia (HEA) sono materiali promettenti per vari

npj Materiali Degradazione volume 6, Numero articolo: 60 (2022) Citare questo articolo

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Le leghe ad alta entropia (HEA) sono materiali promettenti per varie applicazioni, compresi gli ambienti dei reattori nucleari. Pertanto, è importante comprendere il loro comportamento sotto irradiazione e esposizione a diversi ambienti. Qui, due serie di film sottili di CoCrCuFeNi quasi equiatomici cresciuti su substrati SiO2/Si o Si sono stati irradiati a temperatura ambiente con ioni Au da 11,5 MeV, fornendo un comportamento simile all'esposizione ad ambienti inerti rispetto a quelli corrosivi. La pellicola cresciuta su SiO2 ha avuto cambiamenti relativamente minimi fino a livelli di danno di picco superiori a 500 dpa, mentre la pellicola cresciuta su Si ha iniziato a mescolarsi all'interfaccia substrato-pellicola a dosi di picco di 0,1 dpa prima di trasformarsi in una pellicola multi-siliciuro a dosi più elevate, il tutto a temperatura ambiente con una minima diffusione termica. Il meccanismo principale è la diffusione potenziata dalle radiazioni attraverso l'effetto Kirkendall inverso e il trascinamento del soluto. I risultati evidenziano come la composizione e l’esposizione ambientale influenzano la stabilità degli HEA sotto radiazioni e forniscono informazioni sul controllo di questi comportamenti.

Le leghe negli ambienti dei reattori richiedono stabilità di fase per mantenere le proprietà fisiche e meccaniche e le prestazioni dei componenti. L'esposizione a molteplici estremi simultanei presenti negli ambienti del reattore, come radiazioni, alta temperatura, stress meccanico e/o esposizione ambientale, può portare a effetti sinergici sui materiali che non vengono osservati se esposti a questi estremi individualmente o in sequenza1. La resistenza alle radiazioni può essere conferita disponendo di un materiale nanocristallino con un'elevata densità di pozzi di interfaccia2. Allo stesso modo, la resistenza alle radiazioni può essere impartita anche riducendo la generazione e la mobilità dei difetti, ad esempio utilizzando disordine chimico, bassa conduttività termica e grandi distorsioni reticolari riscontrate nelle leghe ad alta entropia (HEA)3,4,5,6,7,8, 9,10. Tuttavia, tale resistenza alle radiazioni diventa priva di significato se i grani di dimensioni nanometriche o le leghe chimicamente complesse perdono la loro stabilità con conseguente crescita eccessiva dei grani o formazione di altre fasi quando esposti ad altri estremi come temperature elevate o ambienti corrosivi. I tassi di ossidazione nell'aria o nel vapore ad alta temperatura degli HEA, proprio come gli acciai inossidabili, dipendono dalla composizione della lega e dalla fase della scaglia di ossido che si forma11,12,13.

Analogamente all'ossidazione e alla corrosione, l'irradiazione può avere un grande impatto sulla stabilità di fase di questi materiali. La combinazione di corrosione e irradiazione è un’area di ricerca che sta riscuotendo molto interesse. Tuttavia, esiste una conoscenza limitata di come l’irradiazione simultanea e l’esposizione ambientale influenzino la stabilità di fase, in particolare negli HEA. Gli studi che hanno analizzato l'irradiazione sequenziale seguita dalla corrosione non hanno mostrato alcun effetto sulla velocità di corrosione14 né un aumento della velocità di corrosione15. Solo di recente sono stati condotti studi sugli effetti sinergici dell'irradiazione e della corrosione simultaneamente, con alcuni che mostrano una corrosione potenziata dalle radiazioni e altri che mostrano una corrosione decelerata dalle radiazioni14,16,17. In questi lavori, si è stabilito che la corrosione sia aiutata dall'irradiazione in base al mezzo corrosivo. Ciascuno studio, tuttavia, ha attestato l’importanza della diffusione potenziata dalle radiazioni (RED) come mezzo principale per la corrosione potenziata o decelerata dalle radiazioni, e quindi sulla migrazione dei difetti. Tuttavia, tali studi si sono concentrati principalmente su leghe modello semplici o leghe e acciai convenzionali. Esiste una comprensione meccanicistica limitata di come la complessità chimica degli HEA possa influenzare il comportamento combinato dell'esposizione alle radiazioni e all'ambiente, che ha dimostrato di ridurre la generazione di difetti e la migrazione sotto irradiazione7. Pertanto, è importante capire come queste leghe mantengono o perdono la stabilità microstrutturale o di fase e quale tipo di meccanismi di mitigazione possono essere imposti per arrestare o rallentare l’evoluzione di fase e microstrutturale in molteplici condizioni ambientali estreme.

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>