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May 30, 2024

Dynamische Substratreaktionen während der Schwerionenbestrahlung von CoCrCuFeNi-Legierungsdünnfilmen mit hoher Entropie bei Raumtemperatur

npj Materials Degradation Band 6, Artikelnummer: 60 (2022) Diesen Artikel zitieren 1213 Zugriffe 4 Zitate 1 Details zu altmetrischen Metriken Hochentropielegierungen (HEAs) sind vielversprechende Materialien für verschiedene

npj Materials Degradation Band 6, Artikelnummer: 60 (2022) Diesen Artikel zitieren

1213 Zugriffe

4 Zitate

1 Altmetrisch

Details zu den Metriken

Hochentropielegierungen (HEAs) sind vielversprechende Materialien für verschiedene Anwendungen, einschließlich Kernreaktorumgebungen. Daher ist es wichtig, ihr Verhalten unter Bestrahlung und Einwirkung unterschiedlicher Umgebungen zu verstehen. Hier wurden zwei Sätze nahezu äquiatomarer CoCrCuFeNi-Dünnfilme, die entweder auf SiO2/Si- oder Si-Substraten gewachsen waren, bei Raumtemperatur mit 11,5-MeV-Au-Ionen bestrahlt, was ein ähnliches Verhalten bei Einwirkung von inerten Umgebungen gegenüber Korrosionsumgebungen ergab. Der auf SiO2 gewachsene Film wies relativ minimale Veränderungen bis zu Spitzenschädigungsniveaus über 500 dpa auf, während der auf Si gewachsene Film bei Spitzendosen von 0,1 dpa begann, sich an der Substrat-Film-Grenzfläche zu vermischen, bevor er sich bei höheren Dosen in einen Multisilizidfilm umwandelte. alles bei Raumtemperatur mit minimaler Wärmediffusion. Der primäre Mechanismus ist die strahlungsverstärkte Diffusion über den inversen Kirkendall- und den Widerstandseffekt gelöster Stoffe. Die Ergebnisse verdeutlichen, wie Zusammensetzung und Umwelteinwirkung die Stabilität von HEAs unter Strahlung beeinflussen, und geben Einblicke in die Kontrolle dieses Verhaltens.

Legierungen in Reaktorumgebungen erfordern Phasenstabilität, um die physikalischen und mechanischen Eigenschaften und die Komponentenleistung aufrechtzuerhalten. Die Exposition gegenüber mehreren gleichzeitig auftretenden Extremen in Reaktorumgebungen, wie Strahlung, hohe Temperaturen, mechanische Belastung und/oder Umwelteinflüsse, kann zu synergistischen Effekten auf Materialien führen, die nicht beobachtet werden, wenn sie diesen Extremen einzeln oder nacheinander ausgesetzt werden1. Strahlungsbeständigkeit kann durch ein nanokristallines Material mit einer hohen Dichte an Grenzflächensenken2 verliehen werden. In ähnlicher Weise kann Strahlungsbeständigkeit auch durch die Reduzierung der Defekterzeugung und Defektmobilität verliehen werden, beispielsweise durch die Verwendung chemischer Unordnung, geringer Wärmeleitfähigkeit und großer Gitterverzerrungen, die in Legierungen mit hoher Entropie (HEAs) zu finden sind3,4,5,6,7,8, 9,10. Diese Strahlungsbeständigkeit verliert jedoch ihre Bedeutung, wenn die nanoskaligen Körner oder chemisch komplexen Legierungen ihre Stabilität verlieren, was zu übermäßigem Kornwachstum oder der Bildung anderer Phasen führt, wenn sie anderen Extremen wie hohen Temperaturen oder korrosiven Umgebungen ausgesetzt werden. Die Oxidationsraten in Hochtemperaturluft oder -dampf hängen bei HEAs, genau wie bei rostfreien Stählen, von der Zusammensetzung der Legierung und der Phase der Oxidschicht ab, die sich bildet11,12,13.

Ähnlich wie Oxidation und Korrosion kann die Bestrahlung einen großen Einfluss auf die Phasenstabilität dieser Materialien haben. Die Kombination von Korrosion und Bestrahlung ist ein Forschungsgebiet, das großes Interesse erregt. Es liegen jedoch nur begrenzte Erkenntnisse darüber vor, wie sich gleichzeitige Bestrahlung und Umwelteinwirkung auf die Phasenstabilität, insbesondere in HEAs, auswirken. Studien zur Untersuchung einer aufeinanderfolgenden Bestrahlung mit anschließender Korrosion zeigten entweder keine Auswirkung auf die Korrosionsraten14 oder eine Erhöhung der Korrosionsrate15. Erst kürzlich gab es Studien zu den synergistischen Wirkungen von Bestrahlung und Korrosion gleichzeitig, wobei einige eine strahlungsverstärkte Korrosion und andere eine strahlungsverlangsamte Korrosion zeigten14,16,17. In diesen Arbeiten wurde ermittelt, ob die Korrosion durch Bestrahlung gefördert wird, abhängig vom korrosiven Medium. Jede Studie bestätigte jedoch die Bedeutung der strahlungsverstärkten Diffusion (RED) als primäres Mittel zur strahlungsverstärkten oder verlangsamten Korrosion und damit zur Defektmigration. Allerdings konzentrierten sich diese Studien hauptsächlich auf einfache Modelllegierungen oder konventionelle Legierungen und Stähle. Es gibt ein begrenztes mechanistisches Verständnis darüber, wie sich die chemische Komplexität in HEAs auf das kombinierte Strahlen-Umwelt-Expositionsverhalten auswirken kann, das nachweislich die Defekterzeugung und -migration unter Bestrahlung reduziert7. Daher ist es wichtig zu verstehen, wie diese Legierungen ihre Mikrostruktur- oder Phasenstabilität entweder aufrechterhalten oder verlieren und welche Art von Abhilfemechanismen angewendet werden können, um die Phasen- und Mikrostrukturentwicklung unter mehreren Umweltextremen zu stoppen oder zu verlangsamen.

Legierungen mit mehreren Hauptelementen, von denen HEAs eine Untergruppe darstellen, erweitern den Gestaltungsspielraum für Legierungen, indem sie die Komplexität der Zusammensetzung auf drei oder mehr Elemente – hauptsächlich Übergangsmetalle – mit nahezu äquiatomarer Zusammensetzung erhöhen. Die chemische Komplexität und die hohe Entropie stabilisieren häufig eine ungeordnete, aber einfache Atomstruktur wie eine kubisch flächenzentrierte Struktur (fcc) oder eine kubisch raumzentrierte Struktur (bcc). Die HEAs der bcc-Phase werden von hochschmelzenden Metallen wie W, Mo, Nb und Ta dominiert, während die HEAs der fcc-Phase von Metallen der Periode 4 wie Co, Cr, Fe, Ni, Cu und Mn dominiert werden. Diese Legierungen wurden in den letzten Jahren umfassend untersucht, um ihr Bestrahlungsverhalten18,19,20 oder ihr Oxidations- oder Korrosionsverhalten11,21,22,23,24,25 zu bestimmen, das je nach Zusammensetzung das von herkömmlichen Stählen und Hochtemperaturlegierungen übertreffen kann. Der Schwerpunkt dieser Arbeit liegt auf den fcc-HEA-Legierungen, die zu gleichen Teilen aus Co, Cr, Cu, Fe und Ni bestehen. Es wurde gezeigt, dass sie unter Bestrahlung oder thermischem Glühen eine ausgezeichnete Phasenstabilität aufweisen und eine nanokristalline Kornstruktur beibehalten6. Allerdings sind die synergistischen Wirkungen kombinierter Bestrahlung, hoher Temperatur und/oder Umwelteinflüsse auf diese Legierungen unbekannt.

Hier werden die synergistischen Effekte von Schwerionenstrahlung und Umwelteinflüssen auf nanokristalline fcc-HEA-Dünnfilme charakterisiert, die auf Substraten mit unterschiedlichem Reaktivitätsgrad gewachsen sind: Si und SiO2. Obwohl das Substrat eines Films oder die feste Grenzfläche zwischen zwei verbundenen Materialien traditionell nicht als „Umgebung“ oder als korrosives Medium wie Luft, Dampf oder Wasser betrachtet wird, kann es aufgrund von ebenfalls als ähnlicher Ersatz für Untersuchungen dienen Unterschiede im chemischen Potenzial und in der Reaktionskinetik. So wie die Grenzfläche zwischen einem Stahl und einer Salzschmelze17 oder einer flüssigen eutektischen Pb-Bi-Phase16 bei Bestrahlung ein unterschiedliches Korrosionsverhalten aufweist, kann die feste Grenzfläche zwischen einem HEA-Film und dem Substrat je nach chemischen Elementen im Substrat ein drastisch unterschiedliches Phasenstabilitätsverhalten aufweisen Material. Über Kernenergieanwendungen hinaus ist die Grenzfläche zwischen HEAs und Si wichtig für Diffusionsbarrierebeschichtungen für Cu-Verbindungen in Nanotransistoren26,27,28. Um die Verarbeitungsfähigkeit der Mikroelektronik weiter zu verbessern, hat Cu aufgrund seiner höheren elektrischen Leitfähigkeit Al als Verbindungsmaterial weitgehend ersetzt; Allerdings bildet es bevorzugt Cu-Silizide, wenn keine wirksame Diffusionsbarriere vorhanden ist29. Obwohl dies hier nicht das Hauptanliegen ist, wird diese Arbeit Erkenntnisse für die Verwendung von HEAs als Diffusionsbarrierebeschichtungen auf Si liefern. In dieser Arbeit wurde Rastertransmissionselektronenmikroskopie (STEM) mit energiedispersiver Röntgenspektroskopie (EDS) in Kombination mit Röntgenbeugung (XRD) verwendet, um das Verhalten von CoCrCuFeNi HEA-Filmen auf gewachsenen Si- oder SiO2-Substraten zu verstehen und die Auswirkungen der Bestrahlung zu verstehen Phasenstabilität an der Film-Substrat-Grenzfläche.

Auf Si-Substraten mit oder ohne SiO2-Grenzflächenschicht wurden dünne Filme aus nahezu äquiatomarem CoCrCuFeNi gezüchtet. Die Abbildungen 1 und 2 zeigen die Querschnitts-STEM-Hellfeldbilder (BF) und ringförmigen Dunkelfeldbilder (ADF) sowie die Elementkarten der energiedispersiven Spektroskopie (EDS) für jeden Film. Beide sind 1 μm dicke Filme und chemisch homogen. Innerhalb von etwa 100 nm des Substrats sind die Körner klein und gleichachsig, bevor sie säulenförmige Kornstrukturen bilden, die den Rest der Filmdicke ausmachen. Die säulenförmigen Körner haben einen Durchmesser von etwa 50 nm und bestehen aus einer hohen Dichte an Unterkörnern und Zwillingen. Es gibt keinen offensichtlichen Unterschied zwischen den Filmen, mit Ausnahme des Substrats, wobei der in Abb. 2 gezeigte Film ein 100 nm dickes Si-Oxid über der Si-Substratoberfläche aufweist. Wie noch gezeigt wird, ist dieser Unterschied erheblich, wenn die Filme einer Ionenbestrahlung oder einer thermischen Ausheilung unterzogen werden.

STEM-BF-, LAADF- und HAADF-Bilder und EDS-Karten des gewachsenen CoCrCuFeNi-Films auf einem Si-Substrat. Die Maßstabsbalkenlänge in allen Bildern beträgt 200 nm.

STEM-BF-, LAADF- und HAADF-Bilder und EDS-Karten des gewachsenen CoCrCuFeNi-Films auf einem SiO2-Substrat. Die Maßstabsbalkenlänge in allen Bildern beträgt 70 nm.

Eine Ionenbestrahlung bei Raumtemperatur mit 11,5 MeV Au-Ionen wurde in mehreren Dosen bis zu einer Dosis von 6,0 × 1016 cm−2 durchgeführt. Der Stopping and Range of Ions in Matter (SRIM)-Code mit der Option einer detaillierten Berechnung mit vollständigen Schadenskaskaden wurde verwendet, um die durchschnittliche Dosis in Verschiebungen pro Atom (dpa) im Film und die Verteilung implantierter Ionen entlang einer Ionenflugbahn abzuschätzen. In den SRIM-Berechnungen wurde die Dichte von 8,356 g cm−3 verwendet. Für die metallischen Elemente wurde eine Schwellenverschiebungsenergie von 40 eV, für O 28 eV und für Si von 15 eV verwendet. Das dpa-Profil (Abb. 3) basierend auf der Vollkaskadenoption30,31 ist die Summe der Leerstellen aller Zielelemente zuzüglich der Ersatzkollisionen.

SRIM prognostizierte ein dpa-Profil für eine Ionenfluenz von 1 × 1014 cm−2 (linke Achse) und implantierte Ionenverteilung (rechte Achse) für 11,5 MeV Au-Ionen in einen 1 μm HEA-Film auf Si und einen 1 μm HEA-Film auf SiO2/Si .

Eine Dosis von 6,0 × 1016 cm−2 führte zu einer enormen Veränderung der Struktur und Elementverteilung des auf einem Si-Substrat gewachsenen Films, wie in den STEM-Bildern und EDS-Karten in Abb. 4 gezeigt Der Film, der auf einem SiO2/Si-Substrat gewachsen ist, zeigt die „Umwelt“-Auswirkungen, die mit der SiO2-Schicht verbunden sind, wie in Abb. 5 dargestellt. Basierend auf der SRIM-Bewertung in Abb. 3, der Spitzenschadensdosis im Film beträgt bei dieser Fluenz ~507 dpa. In dem auf Si gewachsenen Film gibt es viele Besonderheiten, die hervorzuheben sind. Der Bereich, der eines der fünf Elemente des Films enthält, hat eine Dicke von 2,3 ± 0,3 μm, verglichen mit der Dicke des gewachsenen Films von 1 μm. Dieser Bereich besteht effektiv aus zwei Schichten: einer unteren Schicht mit einer großen Korngröße mit einer lateralen Größe von >1–2 μm und einer Dicke von ~1,1 ± 0,2 μm und einer oberen Schicht mit einer lateralen Korngröße von ~500 ± 100 nm und eine Dicke von 1 ± 0,1 μm. Die untere Schicht besteht hauptsächlich aus einem (Co,Ni)-reichen Silizid mit Partikeln aus Cr-reichem Silizid und Cu-reichem Silizid. Die oberste Schicht besteht aus großen Cu-reichen Silizidregionen sowie Cr-reichem Silizid, (Co,Ni)-reichem Silizid und Fe-haltigem Silizid. Fe scheint in allen Silizidphasen vorhanden zu sein, es scheint jedoch Bereiche zu geben, die hauptsächlich aus Fe-Silizid bestehen. Die Zusammensetzung mehrerer Regionen mithilfe der STEM-EDS-Punktanalyse unter Verwendung der Cliff-Lorimer-Quantifizierung (Punkte im STEM-Hochwinkel-ADF-Bild (HAADF) in Abb. 4) ist in Tabelle 1 dargestellt. Die ersten drei Punkte befinden sich in der unteren Ebene . Basierend auf den Zusammensetzungsverhältnissen und im Vergleich mit binären Phasendiagrammen32,33,34,35,36 besteht der Großteil der unteren Schicht aus einer (Co,Ni)Si2-Phase. Die Partikel in der unteren Schicht sind wahrscheinlich Cu3Si und CrSi2. Die Spots 4–8 befinden sich in der obersten Schicht. Der größte Teil dieser Schicht besteht aus MSi2-Phasen, wobei M = Cr, Fe und in geringerem Maße (Co, Ni) ist. Die Ausnahme bilden die Cu-reichen Regionen, die offenbar mehr Cu-reich sind als die Cu-reichen Partikel in der unteren Schicht; Im Vergleich zum binären Cu-Si-Phasendiagramm34 handelt es sich bei diesen Cu-reichen Regionen möglicherweise um Cu15Si4. Das Sauerstoffsignal kann entweder das Vorhandensein von M-Oxid-Phasen anzeigen oder ein Beweis für Hohlräume sein, da es sich um ein Artefakt handelt (da diese Bereiche im HAADF dunkel sind). Der O k-α-Peak überlappt auch mit dem Cr L-α-Peak und kann ein Artefakt sein, wenn Cr vorhanden ist, und wenn das Cr-Signal schwach und O reich ist, ist dies ein echtes Artefakt.

STEM-BF-, LAADF- und HAADF-Bilder und EDS-Karten des CoCrCuFeNi-Films, der auf einem Si-Substrat nach Bestrahlung mit 11,5 MeV Au-Ionen bei Raumtemperatur bis zu einer Fluenz von 6,0 × 1016 cm−2 (Peak von ~507 dpa) gewachsen ist. Die Maßstabsbalkenlänge in allen Bildern beträgt 800 nm.

STEM-BF-, LAADF- und HAADF-Bilder und EDS-Karten des CoCrCuFeNi-Films, der auf einem SiO2-auf-Si-Substrat nach einer Au-Ionenbestrahlung mit 11,5 MeV bei Raumtemperatur und einer Fluenz von 6,0 × 1016 cm−2 (Peak von ~507 dpa) gewachsen ist. Die Maßstabsbalkenlänge in allen Bildern beträgt 300 nm.

Andererseits zeigte der auf SiO2 gewachsene Film nahezu das gegenteilige Verhalten. Nach der Bestrahlung zeigt der Film, wie in der STEM-Bildgebung und den EDS-Karten in Abb. 5 gezeigt, nach sehr hoher Ionenbestrahlung bei Raumtemperatur nur geringfügige Veränderungen. Die säulenförmige Kornbreite beträgt immer noch ~50 nm. Es gibt vier beobachtbare Veränderungen, die im Vergleich zum auf Si gewachsenen Film viel kleiner sind: (1) Bildung von Cr-reichen Oxidpartikeln und Segregation von Fe nahe der Filmoberfläche, (2) Segregation von Cr an den säulenförmigen Korngrenzen, (2) Segregation von Cr an den säulenförmigen Korngrenzen, (3) Ausfällung kleiner Cu-Cluster im gesamten Film und (4) eine Aufrauung der Grenzfläche zwischen dem Film und der SiO2-Substratschicht (siehe Lit. 31, 37 für eine umfassende Bewertung dieser Probe). Der Unterschied in der Strahlungsreaktion zeigt deutlich, dass Schwankungen in der Umgebungsexposition (z. B. Grenzfläche zu Si oder SiO2) während der Bestrahlung eine tiefgreifende Bedeutung für die Strahlungsreaktion haben können. Das Si interagiert eindeutig mit dem HEA-Film, wo während der Bestrahlung Metallelemente in das Substrat diffundieren und/oder Si in den Film diffundiert, während das SiO2 relativ inert bleibt und als wirksame Barriere zwischen dem HEA-Film und dem Si-Substrat fungiert.

Angesichts der extremen Veränderungen nach hochdosierter Strahlung, die auf dem auf Si gewachsenen Film festgestellt wurden, müssen die Mechanismen für diese Veränderungen identifiziert werden. Hier wird die Strahlungsreaktion bei niedriger und mittlerer Dosis bei Raumtemperatur untersucht und mit der thermischen Ausheilung bei erhöhter Temperatur verglichen. Bei einer niedrigen Fluenz von 4,9 × 1013 cm-2, wie in der ergänzenden Abbildung 1 dargestellt, ähnelt der CoCrCuFeNi-Film auf dem SiO2/Si-Substrat dem so gewachsenen Film ohne erkennbare Veränderungen; allerdings gibt es, wie noch erwähnt wird, eine leichte Anreicherung von Cu, Co, Ni und Fe an der Grenzfläche. Basierend auf der SRIM-Auswertung in Abb. 3 beträgt die Spitzenschadensdosis im Film bei dieser Fluenz nur etwa 0,4 dpa. Wenn die Dosis jedoch um das etwa 2,4-fache auf eine Fluenz von 1,2 × 1014 cm−2 und eine Spitzenschadensdosis im Film von 1,0 dpa erhöht wird, wird eine Wechselwirkung zwischen dem Film und dem Si-Substrat leicht erkennbar, wie in Abb. 6. Es scheint, dass Co, Cu, Fe und Ni in das Si-Substrat diffundiert sind, Cr jedoch nicht. Die Einfügung dieser vier Elemente ist nicht einheitlich, da sich Inseln mit unterschiedlichen Konzentrationen gebildet haben, obwohl jede Region einen besonders hohen Ni-Gehalt und einen etwas niedrigeren Fe-Gehalt zu haben scheint, basierend auf der in Tabelle 2 erfassten Punktanalyse. Das gibt es auch eine kleine Bewegung von Si-Atomen in den Film, basierend auf der Konzentration in Punkt 2 im Vergleich zum Referenzfilm und weiter entfernt vom Substrat (Punkt 1).

a STEM-BF-, LAADF- und HAADF-Bilder und EDS-Karten des auf einem Si-Substrat gewachsenen CoCrCuFeNi-Films nach Bestrahlung mit 11,5 MeV Au-Ionen bei Raumtemperatur bis zu einer Fluenz von 1,2 × 1014 cm−2 (Peak von ~1,0 dpa); Im HAADF sind die Stellen markiert, an denen die EDS-Punktanalyse durchgeführt wurde – siehe Tabelle 2. Die Maßstabsbalkenlänge in allen Bildern beträgt 20 nm. Konzentrationsprofil normal zur Grenzfläche durch b-Punkte 1–3 und c-Punkt 4.

Wenn die Dosis um etwa das Sechsfache auf eine Fluenz von 7,1 × 1014 cm−2 und einen Spitzenschaden im Film von etwa 6,1 dpa erhöht wird, intensiviert sich die Wechselwirkung zwischen dem Film und dem Si-Substrat, da sich sieben charakteristische Regionen gebildet haben in einer heterogenen mehrschichtigen Form, wie in Abb. 7 dargestellt. Der untere Bereich, Bereich 1, ist das reine Si-Substrat. Darüber befindet sich eine Zone aus Cu-reichen Cu-Si-Inseln mit einer Breite von etwa 100 nm und großen Hohlräumen innerhalb derselben Ebene. Darüber befindet sich in Region 3 eine etwa 20 nm dicke Schicht aus Ni-reichem Silizid. Region 4 ist eine dickere ~40 nm Si-reiche Schicht, die mit Co, Fe und Ni angereichert ist. Darüber befindet sich Region 5, eine weitere Ni-reiche Schicht, die auch etwas Co und Fe sowie eine kleine Menge Cr enthält. Region 6 ist die Cr-reiche Schicht, die mehr Cr als Si oder die anderen Metalle enthält. Diese Schicht weist auch etwa 50 nm breite Hohlräume auf, die regelmäßig voneinander beabstandet sind. Schließlich ist Region 7 der intakte HEA-Film.

a STEM-BF-, LAADF- und HAADF-Bilder und EDS-Karten des auf einem Si-Substrat gewachsenen CoCrCuFeNi-Films nach Bestrahlung mit 11,5 MeV Au-Ionen bei Raumtemperatur bis zu einer Fluenz von 7,1 × 1014 cm−2 ((Peak von ~6,1 dpa). Pfeile in a heben die sieben beobachteten Regionen hervor. Die Länge der Maßstabsbalken in allen Bildern beträgt 100 nm. Konzentrationsprofile senkrecht zur Grenzfläche b neben und c durch die Cu-reiche Region.

Eine weitere Erhöhung der Fluenz um den Faktor ~5 auf 3,8 × 1015 cm−2 und eine Spitzenschädigung im Film von etwa 32,4 dpa führen zu einer großen Veränderung, bei der der Originalfilm nicht mehr intakt ist. Wie in Abb. 8 zu sehen ist, wurden der Film und das Substrat direkt darunter von großen Hohlräumen mit einem Durchmesser von nahezu 1 μm überdeckt. Basierend auf dem Konzentrationsprofil gibt es in der Nähe der Probenoberfläche etwa 300 nm eines überwiegend metallischen Films, der jedoch im Vergleich zu Co und Fe weniger Cr, Cu und Ni enthält. Die in Abb. 7 dargestellte mehrschichtige Struktur ist hier noch teilweise vorhanden, wobei eine dicke Ni-reiche Schicht unter einer Co- und Fe-reichen Schicht liegt, die sich unter der Cr-reichen Schicht befindet. Alle drei dieser Schichten sind mit Si angereichert, wobei die unteren beiden Schichten aus MSi2 bestehen, wobei M = Ni oder (Co, Fe) und die obere Cr-reiche Schicht eine CrSi-Zusammensetzung aufweist. Cu-Atome wurden weitgehend aus dem ursprünglichen Film entfernt und in das Si-Substrat verschoben. Der große Cu-reiche Bereich in Abb. 8 hat eine Zusammensetzung, die der Cu0,83Si0,17-Phase nahe kommt. Mit zunehmender Strahlungsdosis führt die Zersetzung des HEA-Films zur Bildung überwiegend von Metallsiliziden.

a STEM-BF-, LAADF- und HAADF-Bilder und EDS-Karten des auf einem Si-Substrat gewachsenen CoCrCuFeNi-Films nach Bestrahlung mit 11,5 MeV Au-Ionen bei Raumtemperatur bis zu einer Fluenz von 3,8 × 1015 cm−2 (Peak von ~32,4 dpa). Die Maßstabsbalkenlänge in allen Bildern beträgt 800 nm. b Konzentrationsprofile normal zur Grenzfläche.

Eine weitere Erhöhung der Dosis um einen weiteren Faktor von ~5 auf 2,0 × 1016 cm−2 und eine Spitzenschädigung im Film von 172,6 dpa führt zu einer großen Veränderung, bei der der ursprüngliche Film nicht mehr erkennbar ist, wie in Abb. 9 gezeigt, und ähnelt Die dicke Schichtstruktur ist bei der höchsten Dosis in Abb. 4 zu finden. Der Verlauf ab niedrigeren Dosen ist klar. Cu ist am weitesten in das Si-Substrat vorgedrungen, gefolgt von Ni und Co. Cr verbleibt in der Nähe der ursprünglichen Film/Substrat-Grenzfläche. An diesem Punkt scheint es jedoch, dass Rekristallisation und Kornwachstum zu der Mischung beigetragen haben. Von der ursprünglichen säulenförmigen Kornstruktur ist nichts mehr zu spüren. Der ganze Film hat sich in ein mehrphasiges Silizid verwandelt. Die Cu-reiche Phase am Boden hat die gleiche Zusammensetzung wie in Abb. 8, nämlich Cu0,83Si0,17. Der Rest des Films hat sich in verschiedene Formen von MSi2 verwandelt, wobei M eine unterschiedliche Mischung aus Co, Cr, Ni und Fe ist, mit unterschiedlichen Regionen, die Cr-reich, Fe-reich, (Cr,Fe)-reich sind. Ni-reich oder (Co,Ni)-reich.

a STEM-BF-, LAADF- und HAADF-Bilder und EDS-Karten des auf einem Si-Substrat gewachsenen CoCrCuFeNi-Films nach Bestrahlung mit 11,5 MeV Au-Ionen bei Raumtemperatur bis zu einer Fluenz von 2,0 × 1016 cm−2 (Peak von ~172,6 dpa). Die Maßstabsbalkenlänge in allen Bildern beträgt 800 nm. b Konzentrationsprofile normal zur Grenzfläche.

Die XRD-Analyse unterstützt die großflächige Bildung von Siliziden, ähnlich wie dies bei der STEM- und STEM-EDS-Analyse der Fall war. In Abb. 10 und Tabelle 3 werden bei Fluenzen von 7,1 × 1014 Ionen/cm2 oder weniger nur die fcc-Phase und die Si-Phase gefunden, mit Ausnahme einiger kleiner Peaks, die kaum über dem Hintergrund liegen und möglicherweise einer Oxidphase, M3O4, entsprechen . Obwohl Bragg-Peaks, die einer Oxidphase (M3O4) entsprechen, nicht deutlich genug waren, um die Rietveld-Verfeinerung zur Anpassung an die Phase anzuwenden, deuteten die auf 7,1 × 1014 cm−2 bestrahlten Proben auf das mögliche Vorhandensein des Oxids hin, was mit der STEM-Analyse übereinstimmt. EDS-Ergebnisse in Abb. 7. Wenn die Fluenz auf 3,8 × 1015 cm−2 erhöht wird, werden die Silizidphasen identifizierbar. Die zunächst identifizierten Silizide sind metallreich in Form von Siliziden vom Typ Cr3Si und FeSi. Wenn die Fluenz auf > 1016 cm−2 ansteigt, werden die Silizide zunehmend siliziumreicher und liegen in Form von Siliziden vom Typ CrSi2, CoSi2 und FeSi2 vor. Bei einer Fluenz > 1016 cm−2, der einsetzenden Fluenz, wenn die fcc-Phase effektiv verschwindet, stimmt das XRD-Ergebnis mit der vorherigen STEM-EDS-Analyse überein (Abb. 4 und 9). NiSi, NiSi2 und CuSi2 wurden nicht berücksichtigt, da sie mit FeSi und FeSi2 übereinstimmen. Eine Phase, die durch Anpassen der XRD-Daten nicht identifiziert wurde, war die Cu0,83Si0,17-Phase, die in Abb. 9 bei einer Fluenz von 2,0 × 1016 cm−2 gefunden wurde. Dies könnte auf die relativ große Tiefe von der Oberfläche und die inhomogene Beschaffenheit dieser Phase im gesamten Film zurückzuführen sein. Weitere Einzelheiten zur Referenzprobe und zur Rietveld-Analyse finden Sie in den ergänzenden Abbildungen. 4 und 5.

XRD-Profilanpassungen von a 7,1 × 1014 cm-2, b 3,8 × 1015 cm-2, c 2,0 × 1016 cm-2, d 6,0 ​​× 1016 cm-2. Aus Gründen der Übersichtlichkeit wird nur der 2θ-Bereich von 20–60° angezeigt. In jeder Abbildung sind Farbcodes der Teilstriche verschiedener Phasen dargestellt. Die rosafarbenen Muster unten sind jeweils der Rest zwischen den experimentellen (rot) und den angepassten (hellgrün) Mustern.

In Kernreaktorumgebungen müssen Materialien ihre mikrostrukturelle Stabilität bewahren, während sie gleichzeitig extremer Strahlung und Umweltbedingungen ausgesetzt sind. Aufgrund des großen Bauraums und der Strahlungsbeständigkeit wurden Legierungen mit mehreren Hauptelementen im Allgemeinen und Legierungen mit hoher Entropie im Besonderen als mögliche Materialsätze für diese extremen Umgebungen genannt. Basierend auf den hier vorliegenden Ergebnissen hängt die mikrostrukturelle Stabilität von HEAs unter mehreren Extremen jedoch eindeutig stark von der spezifischen Umgebungsexposition während der Bestrahlung und von der Legierungszusammensetzung ab. Der auf einer SiO2-Schicht gewachsene CoCrCuFeNi-Film blieb unter Ionenbestrahlung bei Raumtemperatur bis zu einer Spitzendosis von etwa 500 dpa relativ stabil, während der gleiche auf Si gewachsene Film bei einer niedrigen Dosis von etwa 1 dpa an der Grenzfläche zu Si an Stabilität zu verlieren begann. Bei Dosen über 6 dpa begann eine großflächige Phasenänderung und bei einer Dosis von ~170 dpa kam es zu einer außergewöhnlich großen Korngrößenzunahme. Da nun die großen Unterschiede zwischen der Strahlungsreaktion klar sind, ist es wichtig, die Mechanismen für die dramatischen Veränderungen unter Ionenbestrahlung bei Raumtemperatur zu verstehen.

Es ist möglicherweise nicht ganz überraschend, dass die Bestrahlung eine großflächige Phaseninstabilität verursachte, da bekannt ist, dass jedes Element innerhalb des Legierungsfilms Silizidphasen bildet und SiO2 relativ inert ist38,39. Es war jedoch nicht klar, dass eine Bestrahlung bei niedriger Temperatur oder bei Raumtemperatur eine solche Instabilität verursachen würde, da in HEAs bekanntermaßen eine geringe Defekterzeugung und Mobilität/Diffusionsfähigkeit vorliegen. Bestrahlung bei Raumtemperatur enthüllt die offensichtlichen Mechanismen für die Bildung dieser Silizidphasen, wobei die Grundlagen eine Kombination aus ballistischer Mischung und strahlungsverstärkter Diffusion über kurze Distanzen an der Grenzfläche zwischen Film und Substrat sind. Die ballistische Vermischung an der Grenzfläche kann einen gewissen Einfluss haben, aber die an der Film-Substrat-Grenzfläche (Abb. 3) verursachte Schadensenergie beträgt etwa den Faktor zwei, aber der Unterschied im Verhalten zwischen den Filmen ist viel größer. Somit kann die ballistische Mischung allein den Unterschied zwischen den beiden Filmen nicht erklären; Daher wird gezeigt, dass der Hauptgrund für den Unterschied zwischen Substraten die strahlungsverstärkte Diffusion über kurze Distanzen an der Grenzfläche zwischen Film und Substrat ist, die durch Gradienten des chemischen Potentials und der Punktdefektdichte verursacht wird. Nach einer Fluenz von 4,9 × 1013 cm−2 ändert sich das Konzentrationsprofil an der Film-Substrat-Grenzfläche geringfügig im Vergleich zum gewachsenen Film (siehe Abb. 11). Die Cu-Konzentration weist einen geringen Anstieg innerhalb von 3 nm von der Grenzfläche auf, verbunden mit einer Verarmung von 3–5 nm von der Grenzfläche; Dieser Verarmungsbereich entspricht einer Erhöhung insbesondere bei Co, aber auch bei Ni und Fe. Dieser kurze Abstand reicht trotz der geringen Diffusionsfähigkeit in HEAs für die strahlungsverstärkte Diffusion von Cu zur Grenzfläche mit Si aus. Der Höhepunkt des Schadensprofils (Abb. 3a) an der Grenzfläche weist ein viel größeres Schadensniveau auf als der umgebende Film oder das umgebende Substrat; Daher gibt es einen großen Gradienten bei den erzeugten Punktdefekten oberhalb und unterhalb der Grenzfläche.

STEM-EDS-Konzentrationsprofile senkrecht zur Grenzfläche des a-gewachsenen Films und des b-Films, bestrahlt mit einer Fluenz von 4,9 × 1013 cm−2.

Diese strahlungsinduzierten Leerstellen in der Nähe der Grenzfläche tauschen sich bevorzugt mit Cu-Atomen aus, um sich zur Grenzfläche zu bewegen, die aufgrund einer negativen Mischungsenthalpie mit Si40 eine treibende Kraft zur Vermischung mit dem Si-Substrat haben. Mit der zunehmenden Bewegung von Cu in Richtung des Si und der Bewegung von Leerstellen in den Film erfolgt wiederum die Diffusion der anderen Metallatome in Richtung des Substrats aufgrund der übermäßigen Leerstellenkonzentration, im Allgemeinen in der Reihenfolge von Mischungsenthalpien und Atomradien. Dies ist die gleiche Reihenfolge, in der sich die Silizidphasen in den auf Si gewachsenen Filmen bilden: Cu-, Ni-, Co-, Fe- und Cr-reiche Silizide. Dies ist auch die Reihenfolge der zunehmenden Größe der Atomradien und Ionenradien für M2+-Ionen mit Ausnahme von Cu2+, das etwas größer als Ni2+ ist. Eine ähnliche Analyse zur Oxidation von CoCuFeNiPt-HEA-Nanopartikeln verdeutlicht die bevorzugte Bildung von Oxiden bei Einwirkung von Sauerstoff, wobei Fe das stabilste Oxid ist und sich daher am leichtesten an die Oberfläche bewegt, während das am wenigsten oxidierende Element, Pt, im Kern der Nanopartikel verbleibt41 . Die Reihenfolge der Bildung von Oxiden in diesen Nanopartikeln richtet sich nach der Bildungsenergie des einzelnen Oxids. Die Bildung dieser mehreren Silizidphasen ähnelt der Bildung verschiedener Oxidphasen während der Hochtemperaturoxidation von HEA-Legierungen, die je nach Zusammensetzung mit erheblichen Oxidschichtdicken einhergehen11. In ähnlicher Weise bilden sich hier auch die Metalle, die am leichtesten Silizide bilden, bei Raumtemperatur-Ionenbestrahlung in derselben Reihenfolge. Die Bestrahlung bei niedrigen Temperaturen reicht offenbar aus, um in diesem System der Bestrahlung bei hohen Temperaturen zu ähneln, was die effektive Triebkraft der strahlungsinduzierten Diffusion und nicht der thermisch induzierten Diffusion, die auf einer temperaturabhängigen Leerstellenkonzentration basiert, hervorhebt. Weitere Untersuchungen zu sehr niedrigen Temperaturen oder Kryobestrahlungsbedingungen wären erforderlich, um festzustellen, ob die Vermischung unterhalb der Temperatur unterdrückt wird, bei der sowohl Zwischengitterplätze als auch Leerstellen unbeweglich sind.

Darüber hinaus ist bekannt, dass Cu, Ni und Co die diffundierenden Spezies in binären M-Si-Diffusionspaaren sind, wohingegen Si die diffundierende Spezies ist, wenn Fe und Cr die Metalle sind38. Die am schnellsten diffundierenden metallischen Spezies bewegen sich zuerst, bevor Si nach oben diffundiert und den Rest des Films umwandelt. Bei den höchsten Fluktuationen von 2,0 × 1016 und 6,0 ​​× 1016 cm−2 sind Cu-reiche Silizide am tiefsten im Substrat, gefolgt von Ni- und Co-reichen Siliziden direkt unterhalb der anfänglichen Film-Substrat-Grenzfläche und Fe- und Cr-reichen Siliziden bilden den Großteil des Silizids oben, wo sich der ursprüngliche Film befand. In Ermangelung einer starken enthalpischen Triebkraft, wie etwa beim Einbringen der SiO2-Schicht oder möglicherweise beim Entfernen von Cu aus dem HEA, kann die ballistische Mischung allein nicht den großen Grad an Phasenumwandlungen erklären, die stattfinden. Daher muss der primäre Mechanismus diffusionsbasiert sein.

Diese Bewegung der Cu-Atome ist nicht planar und wird wahrscheinlich durch Korngrenzendiffusion und einen Nettofluss von Leerstellen nach oben in den Film hinein unterstützt, da sich Cu bevorzugt schneller nach unten bewegt als Si nach oben in den Film hinein. Die säulenförmige Kornbreite beträgt anfänglich etwa 20–30 nm und wächst bei einer Fluenz von 7,1 × 1014 cm−2 auf etwa 50–60 nm an, was ungefähr der gleichen Größe und dem gleichen Abstand wie die ersten beobachteten Hohlräume entspricht (Abb. 7). . Der inverse Kirkendall-Effekt42,43,44, bei dem es einen Nettofluss von Leerstellen in entgegengesetzter Richtung zum Atomfluss gibt, wird durch die großen Hohlräume belegt, die sich über der Grenzfläche im Film bei höheren Fluktuationen, beispielsweise bei 7,1 ×, bilden 1014 cm−2. Dies hängt damit zusammen, dass das Substrat einkristallin ist, was wahrscheinlich zunächst zu einer gewissen seitlichen Diffusion von Cu, aber auch den anderen Metallatomen in der Schicht-Substrat-Grenzflächenebene aufgrund der langsameren Diffusion der Massenmatrix führt. Außerdem wird die Hohlraumbildung wahrscheinlich durch die verringerte Diffusionsgeschwindigkeit im HEA-Film von der Grenze weg verstärkt, und daher können die Hohlräume nirgendwo anders hin, als sich direkt über der Film-Substrat-Grenzfläche zu Hohlräumen zu verbinden.

Der Nachweis eines strahlungsverstärkten Leerstellendiffusionsmechanismus bei Raumtemperatur wird durch thermische Temperexperimente an denselben Ausgangsfilmen bei erhöhten Temperaturen unterstützt. Das Verhalten der Filme nach 1,5-stündigem Tempern bei 500 °C, wie in Abb. 12 dargestellt (und nach 5,5-stündigem Tempern in ergänzender Abb. 3), ist nahezu das gleiche wie das Verhalten der Filme nach Raumtemperatur. Nach 1,5 Stunden Tempern ähnelt der Film stark der Struktur nach einer Bestrahlungsfluenz von 3,8 × 1015 cm−2 bei Raumtemperatur, wie in Abb. 8 zu sehen ist. Beim thermischen Tempern ist der thermische Leerstellenfluss im Gegensatz zum Strahlungs- Der induzierte Leerstellenfluss in Richtung der starken Defektsenke, der Film-Substrat-Grenzfläche, führt zur Bildung großer Hohlräume über dem Bereich, in dem Cu und Ni, Co und Fe in das Substrat gelangt sind. Da die treibende Kraft für Cu zur Bildung eines Silizids größer ist, gibt es Hohlräume sogar unterhalb der Schicht aus Ni-Co-Fe-Silizid, ähnlich wie bei der Ionenbestrahlung bei Raumtemperatur.

a STEM-BF-, LAADF- und HAADF-Bilder und c EDS-Karten des auf einem Si-Substrat gewachsenen CoCrCuFeNi-Films nach 1,5-stündigem Tempern bei 500 °C in einer Ultrahochvakuumkammer. Die Maßstabsbalkenlänge in allen Bildern beträgt 500 nm. b, c. Konzentrationsprofile normal zur Grenzfläche an verschiedenen Orten.

Zusätzlich zum inversen Kirkendall-Effekt, bei dem sich metallische Elemente in die entgegengesetzte Richtung des Leerstellenflusses bewegen, gibt es auch einen pseudo-gelösten Widerstandsmechanismus, der gleichzeitig, wenn auch zunächst langsamer, stattfindet und bei dem sich Si-Atome in die gleiche Richtung bewegen als Leerstandsfluss44. Anfänglich sind Cu, Ni und Co die primär diffundierenden Atome, aber wenn die lokale Konzentration dieser Elemente in der Nähe der Grenzfläche erschöpft ist und Silizide gebildet haben, wird Si zur primär diffundierenden Spezies, da es mit mehr Teilen des Films interagiert, um Cr zu bilden Fe-reiche Silizide. Der Mechanismus scheint sich von einem primär inversen Kirkendall-Effekt hin zu einem hauptsächlich gelösten Widerstandseffekt zu verschieben. Dieser Übergang zur Si-Mobilität über den Widerstand gelöster Stoffe wird wahrscheinlich durch die praktisch unbegrenzte Si-Quelle ermöglicht, während die metallischen Elemente über einen relativ begrenzten Vorrat verfügen. Es wäre interessant zu beobachten, wie sich diese Wechselwirkungen ändern würden, wenn das Si-Substrat durch einen mehrschichtigen Film aus HEA und Si-Schichten unterschiedlicher Dicke auf einem inerten Substrat wie SiO2 ersetzt würde. Dies könnte dazu führen, dass Verbundmaterialien aus hochentropischer Legierung und hochentropischem Silizid (HEA/HES) in situ entworfen werden können, indem die Quellenausdehnung der diffundierenden Spezies kontrolliert wird.

Während der Metallfilm verbraucht und in Silizidphasen umgewandelt wird, findet eine Umstrukturierung des Films von säulenförmigen Körnern zu großen, eher gleichachsigen Körnern statt. Für den auf Si gewachsenen Film ist der Grad des Kornwachstums bemerkenswert, da die Dosis um den Faktor ~500 erhöht wird (vom gewachsenen Film oder einem Zustand mit niedriger Fluenz von 1,1 × 1014 cm−2 bis zur höchsten Fluenz von 6,0 × 1016 cm−2) erhöht die Korngröße um den Faktor 8–13. Das großflächige Kornwachstum scheint erst stattgefunden zu haben, als sich der Film in eine Mehrfachsilizidphase verwandelte, da die Säulenbreite des auf SiO2 bis zur gleichen hohen Dosis gewachsenen Films um den Faktor <1,5 zunahm. Somit handelt es sich bei dem erheblichen Kornwachstum um ein keramik- oder isolatorbasiertes Phänomen, das wahrscheinlich teilweise auf lokale Erwärmung infolge der Ablagerung elektronischer Energie durch unelastische Wärmespitzen über die gesamte Dicke des Films zurückzuführen ist, die aufgrund der schlechten Leitfähigkeit nicht abgeführt werden kann37. 45. Eine Variation der Ionenenergie, der Ionenmasse und der Strahlungsdosisleistung hätte wahrscheinlich einen Einfluss auf die Kinetik dieses Kornwachstums und der Phasenumwandlungen und könnte Einzelheiten zu den Auswirkungen der elektronischen Energieablagerung durch inelastische thermische Spitzen im Vergleich zur Schadensenergieablagerung liefern durch elastische Thermospitzen37. Das sehr hohe Kornwachstum bei Raumtemperatur erfordert jedoch wahrscheinlich auch einen anderen Mechanismus, beispielsweise einen hohen Grad an lokaler Spannung oder eine hohe Grenzflächenenergie. Die Ursache dieses großen Kornwachstums ist etwas spekulativ und wäre für weitere Untersuchungen von Interesse.

Zusammenfassend wurden zwei Sätze von nahezu äquiatomaren CoCrCuFeNi HEA-Dünnfilmen bei Raumtemperatur mit 11,5 MeV Au-Ionen bestrahlt: Ein Satz wurde auf einem einkristallinen Si-Substrat und der andere Satz auf einem einkristallinen Si-Substrat mit 100 nm gezüchtet Darauf befindet sich dickes SiO2. Das Verhalten jedes Filmsatzes war drastisch unterschiedlich und vergleichbar mit dem Verhalten dieser Materialien unter Einwirkung von Korrosion oder inerten Umgebungen. Der auf SiO2 gewachsene Film wies relativ geringe Veränderungen auf, mit geringfügigen Schwankungen in der Zusammensetzung, einem geringen Grad an Kornwachstum und keiner Wechselwirkung mit dem Substrat bis zu Dosen mit Spitzenschadenswerten über 500 dpa. Der auf Si gewachsene Film erfuhr bei Spitzendosen von nur 0,1 dpa Veränderungen an der Substrat-Film-Grenzfläche und wandelte sich bei Spitzendosen über 32 dpa vollständig in einen Multisilizidfilm um, gefolgt von einem erheblichen Kornwachstum bis zur höchsten Dosis von über 500 dpa. Die großen Veränderungen sind bemerkenswert, wenn man bedenkt, dass diese Bestrahlung bei Raumtemperatur erfolgt, wo das thermisch induzierte Wachstum minimiert wird.

Ähnlich wie bei der Bildung von Oxidablagerungen, wenn ähnliche HEAs Luft oder Wasser hohen Temperaturen ausgesetzt werden, bilden sich die Silizide in derselben Reihenfolge wie die Atomradien und die Silizidbildungsenergie der Metalle. Der primäre Mechanismus ist die strahlungsverstärkte Diffusion mittels des inversen Kirkendall-Effekts und des Solute-Drag-Effekts. Ähnliche thermisch bedingte Verhaltensweisen treten nur nach Hochtemperaturglühen auf. Die hier präsentierten Ergebnisse verdeutlichen den Einfluss von Umgebungsbedingungen (z. B. Si vs. SiO2) auf das Verhalten von HEAs unter Strahlung. Die anfängliche Diffusion von Cu in das Si-Substrat legt nahe, dass die Zusammensetzung des HEA-Films einen tiefgreifenden Einfluss auf die Phasenstabilität hat. Es sind jedoch weitere Untersuchungen erforderlich, um zu verstehen, wie sich eine Änderung der Zusammensetzung relativ zur äquiatomaren Zusammensetzung auf das Verhalten unter synergistischer Exposition und Strahlung auswirkt und wie Andere HEA-Klassen übertreffen die hier vorgestellten einphasigen FCC-Legierungen. Die Ergebnisse verdeutlichen auch, dass die Steuerung der Diffusionsraten über die Größe der Elementquellen zur Herstellung einzigartiger Verbundmaterialien während der In-situ-Exposition unter Bestrahlung genutzt werden könnte.

Auf Si(100)-Wafern und SiO2/Si(100)-Wafern, die eine 100 nm dicke SiO2-Oberflächenschicht auf dem Si-Substrat aufweisen, wurden nanokristalline Filme aus nahezu äquiatomaren CoCrCuFeNi-Legierungen mit hoher Entropie durch Sputtern abgeschieden. Wie durch Querschnitts-Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) und XRD bestätigt wurde, wuchs die Filmdicke auf ~1000 nm. Der Film wurde durch Sputtern abgeschieden, wobei ein Target mit äquiatomarer Zusammensetzung und einem Durchmesser von 50 mm durch Sputtern mit 200 W Gleichstrom verbraucht wurde. Während des Sputterns erfolgte keine absichtliche Erwärmung des Substrats.

Die Schwerionenbestrahlung wurde am Ion Beam Materials Laboratory der University of Tennessee-Knoxville46 unter Verwendung von 11,5 MeV Au-Ionen bei verschiedenen Fluenzen von 4,9 × 1013 bis 6,0 × 1016 cm−2 bei einem Fluss von 3,3 × 1012 cm−2 s− durchgeführt 1 bei Raumtemperatur im Ultrahochvakuum, um die mikrostrukturellen Veränderungen dieser fcc-nanostrukturierten HEAs und ihre Reaktion in verschiedenen Umgebungen zu bewerten – basierend auf Substratunterschieden. Die Erwärmung durch den Ionenstrahl war minimal mit einem maximalen Temperaturanstieg von etwa 50 °C47. Um eine gleichmäßige Bestrahlung zu gewährleisten, wurde der Ionenstrahl defokussiert und wackelte während der Bestrahlung mit einer horizontalen und vertikalen Scanfrequenz von 517 bzw. 64 Hz über die Probenoberfläche.

Es wurde auch ein Tempern durchgeführt, um die Mechanismen der Elementmobilität während der Bestrahlung bei Raumtemperatur zu bestimmen. Separate Filme, die nicht bestrahlt wurden, wurden ebenfalls bei 500 °C unter den gleichen Ultrahochvakuumbedingungen für 1,5 und 5,5 Stunden getempert, wobei letzteres die ungefähre Zeitdauer der Bestrahlungsbehandlung mit der längsten Dauer darstellt.

Die mikrostrukturelle Charakterisierung mittels fokussiertem Ionenstrahl (FIB)/Rasterelektronenmikroskopie (SEM), TEM und STEM wurde verwendet, um die mikrostrukturelle und mikrochemische Entwicklung des HEA-Films nach Bestrahlung oder Tempern zu analysieren. FIB/SEM wurde auf einem FEI Versa 3D FIB durchgeführt, um elektronentransparente TEM-Lamellen unter Verwendung von Standard-Lift-Out- und Ausdünnungstechniken herzustellen. Die Lamellen wurden mit 16-kV-Ga-Ionen herausgehoben und mit 8- und 5-kV-Ga-Ionen auf Elektronentransparenz ausgedünnt, gefolgt von einem Feinpolieren bei 2 kV. Die Lamellen wurden dann in eine Fischione Modell 1040 Nanomill überführt, wo Schäden durch das FIB durch die Verwendung von 900 eV Ar-Ionen entfernt wurden. Zur Visualisierung der mikrostrukturellen Entwicklung wurden TEM-Hellfeld- (BF) und Through-Focus-Bildgebung sowie STEM-BF- und STEM-Anular-DF-Bildgebung (ADF) verwendet. TEM- und STEM-Bildgebung wurden an diesen Proben unter Verwendung eines Thermo Fisher (ehemals FEI) Talos F200X 200 keV STEM durchgeführt, der mit einer X/Field Emission Gun (FEG)-Hochhelligkeits-Emissionsquelle, BF und mehreren ADF-Detektoren bei unterschiedlichen Aufnahmewinkeln ausgestattet war als Low-Angle-ADF (LAADF), Medium-Angle-ADF (MAADF) und High-Angle-ADF (HAADF) sowie als Quadrupol-FEI-SuperX-EDS-Sammelsystem. Die Erfassungswinkel bei einer Kameralänge von 98 mm für jeden ADF-Detektor betragen 12–20 mrad für LAADF, 24–57 mrad für MAADF und 61–200 mrad für HAADF. Das EDS-System ermöglichte eine detaillierte Analyse der mikrostrukturellen und mikrochemischen Entwicklung in nahezu äquiatomaren Mehrelementlegierungen nach Bestrahlung oder Glühen.

In dieser Studie wurde ein D2 Phaser, Bruker Inc., Tisch-Röntgendiffraktometer mit einer maximalen Betriebsröhrenleistung von 0,3 kW (30 kV und 10 mA) und Cu-Kα-Strahlung verwendet. Alle XRD-Muster wurden mit einer Schrittgröße von 0,004 und in einem 2θ-Bereich von 10–110° über eine Erfassungszeit von ca. 10 Stunden erfasst. Zur Korrektur eventueller Probenverschiebungsfehler wurde ein interner NIST-Standard Si-SRM640D verwendet. Die Phasenidentifizierung der Proben basierend auf den Bragg-Reflexen in ihren XRD-Mustern wurde mit der Panalytical HighScorePlus-Software (Malvern Panalytical BV Almelo, Niederlande) durchgeführt, die mit der ICDD PDF-4+-Kristallographiedatenbank ausgestattet war. Die Rietveld-Analyse wurde verwendet, um die experimentellen XRD-Muster mithilfe der GSAS-Software anzupassen48,49. Die Hintergründe einiger XRD-Muster wurden zunächst mit der OriginPro-Software korrigiert, um etwaige Anomalien während der Peakanpassung zu beseitigen.

Die während der aktuellen Studie generierten und/oder analysierten Datensätze sind auf begründete Anfrage beim entsprechenden Autor erhältlich.

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Diese Arbeit wurde im Rahmen von Energy Dissipation to Defect Evolution (EDDE) unterstützt, einem Energy Frontier Research Center, das vom US-Energieministerium, Office of Science, Basic Energy Sciences, unter der Vertragsnummer DE-AC05-00OR22725 finanziert wird. Diese Arbeit wurde teilweise auch durch das Fusion Materials-Programm des US-Energieministeriums, Office of Science, Fusion Energy Sciences unterstützt. Die Ionenbestrahlungen wurden im Ion Beam Materials Laboratory der University of Tennessee, Knoxville, durchgeführt. PDR dankt dem Center for Nanophase Materials Sciences des US-Energieministeriums (DOE) für die Unterstützung unter der Fördernummer KC0403040 ERKCZ01. Diese Arbeiten wurden teilweise auch unter der Schirmherrschaft des US-Energieministeriums vom Lawrence Livermore National Laboratory (LLNL) unter der Vertragsnummer DE-AC52-07NA27344 durchgeführt. Dieses Manuskript wurde von UT-Battelle, LLC unter der Vertragsnummer DE-AC05-00OR22725 mit dem US-Energieministerium (DOE) verfasst. Die US-Regierung behält sich vor, und der Herausgeber erkennt durch die Annahme des Artikels zur Veröffentlichung an, dass die US-Regierung eine nicht ausschließliche, bezahlte, unwiderrufliche, weltweite Lizenz behält, die veröffentlichte Form dieses Manuskripts zu veröffentlichen oder zu reproduzieren oder anderen dies zu gestatten. für Zwecke der US-Regierung. Das DOE wird diese Ergebnisse staatlich geförderter Forschung gemäß dem DOE Public Access Plan (http://energy.gov/downloads/doe-public-access-plan) öffentlich zugänglich machen.

Abteilung für Materialwissenschaft und -technologie, Oak Ridge National Laboratory, Oak Ridge, TN, 37830, USA

Timothy G. Lach, Chinthaka M. Silva, Yufan Zhou und Yanwen Zhang

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Chinthaka M. Silva

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Walker L. Boldman, Philip D. Rack, William J. Weber und Yanwen Zhang

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Korrespondenz mit Timothy G. Lach.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Lach, TG, Silva, CM, Zhou, Y. et al. Dynamische Substratreaktionen während der Schwerionenbestrahlung von CoCrCuFeNi-Legierungsdünnfilmen mit hoher Entropie bei Raumtemperatur. npj Mater Degrad 6, 60 (2022). https://doi.org/10.1038/s41529-022-00260-2

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Eingegangen: 16. Februar 2022

Angenommen: 26. Mai 2022

Veröffentlicht: 20. Juli 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41529-022-00260-2

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