真珠層の界面強度の調査

Scientific Reports volume 13、記事番号: 575 (2023) この記事を引用

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メトリクスの詳細

タングステン重合金は、核融合炉のプラズマ対向材料コンポーネントとして提案されており、その確認には実験的研究が必要です。この目的のために、90W-7Ni-3Fe 合金が選択され、延性の「モルタル」で囲まれた W 相の「レンガ」の多相レンガとモルタル構造を呈するように微細構造が操作されました。この研究は、軟体動物が示す強度と剛性の並外れた組み合わせを人工的に模倣し、原子炉内部の極めて過酷な環境に耐え、構造的完全性を維持できる真珠母を模倣した金属マトリックス複合材料を製造するという自然からのインスピレーションを得ています。この完全性の背後にある根底にあるメカニズムは、高分解能の構造的および化学的特性評価技術によって調査され、予想外の格子整合性を示す化学的拡散相境界が明らかになりました。これらの特徴は、これらの系における界面剥離に必要なエネルギーの増加と、タングステン重合金における高い強度と靭性の同時発現に起因すると考えられています。

非常に過酷な環境では、非常に堅牢な素材が必要となります。この主張を核融合炉の材料よりも適切に証明している事例はほとんどありません。原子炉内部、特にダイバータ領域の設計上の制約には、1300 °C に達する通常の動作温度 1、巨大な熱衝撃を引き起こす繰り返しのプラズマ衝突 2,3 、極端なエネルギーでの中性子衝撃やイオン注入の形での放射線損傷への長時間の曝露などが含まれます。そして線量率。これらの不利な条件により、従来の材料の大部分は実装できません。核融合炉環境用に選択された材料は、この独特の環境に耐えるだけでなく、繁栄する必要があります。これまで考えられた中で最も否定できない過酷な環境の 1 つで、長期的な構造サービスを提供します。

これまで、核融合炉のダイバータタイルとしての可能性を証明するために、さまざまな材料が試験を受けてきましたが、限定的な成功に終わりました。カーボンベースのタイルは、溶融温度が高く、広く入手できるため、当初は選択されましたが、使用中に腐食することが判明しました。さらに、これらのタイルはトリチウムと結合し、許容できないほど高いレベルの放射能を引き起こすことが指摘されています4,5。代替品として、溶融温度が高く、スパッタ率が低いため、純粋な W タイルが選択されましたが、繰り返しの熱負荷により亀裂や破損が発生することが観察されました 1,6,7,8。この望ましくない亀裂の発生は、タイルの形状と配置を操作することで部分的に軽減できます7が、W の利点を維持しながら、本質的に低い破壊靱性を克服する材料を選択することも賢明です。高い使用温度と制限されたスパッタ率という望ましい組み合わせを維持しながら、タングステンの脆性挙動に対処するために、タングステン重合金 (WHA) として知られる種類の合金が Neu らによって提案されました。 2016 年の実験試験におけるダイバータタイル用 1。これらの合金は、伝統的に Ni と Fe または Cu からなる第 2 相とともに高いタングステン含有量 (90% 以上) を保持しているため、プラズマ対向材料コンポーネント (PFMC) の優れた候補であると考えられます。この第 2 相は、延性相強化 (DPT) として知られる現象を通じて W の破壊靱性を高めます。本質的には、延性を向上させるために、より硬くて脆い材料に延性材料を意図的に導入することです。特に、反応器内部で経験される高い運転温度のため、Cu ベースの延性相よりも高い Ni-Fe 含有 WHA の溶融温度が追求されてきました。これまでのところ、W-Ni-Fe WHA は、PFMC としての初期試験、および ASDEX アップグレードなどの試験炉および外部試験で肯定的な結果を得ています1、2、3、7、8、9。それらの提案された採用はまだ初期段階にあるが、核融合炉内部での長時間使用におけるそれらの挙動、特に異相境界強度と照射挙動に関しては不明な点が多く残っている。

WHA を理解、改善し、核融合炉における PFMC として実装することを追求する中で、これらの材料は継続的な微細構造設計と最適化研究 10、11、12、13、14、基本的な材料モデリングの推進力 15、16、17、最近の研究の対象となっている。イオン照射された WHA の 18、および安全な取り扱い、廃棄、およびリサイクルのための、特に Ni の場合の許容化学組成の評価のための資材使用中の中性子放射化 19。目標は、PFMC サービスに最適な微細構造と化学反応を選択することです。そのために、天然に存在するレンガとモルタルの真珠層の微細構造を模倣する熱機械処理が施された 90W-7Ni-3Fe (wt%) WHA が、太平洋岸北西部国立研究所 (PNNL) によって最有力候補として選ばれました。 PFMC。この合金は、核融合炉における PFMC としての採用の有望な候補となる特性を保持しながら、驚くべき変形性を備えた強度と剛性の最適なバランスを生み出すことが証明されているため選択されました 16,20。

図1a〜cに示す階層的な真珠層構造は、柔らかい生体高分子「モルタル」によって結合されたアラゴナイト（CaCO3）「レンガ」で構成される軟体動物の殻に自然に現れます21、22、23。これらの有機的に誘導された構造は独特の機械的特性を示し、それが基礎となるメカニズムの詳細な研究を推進しました 20、21、22、23、24、25、26。この研究は現在、分野を超えて核材料の分野に移行している。これは、図1dの焼結したままの状態で材料を熱間圧延することで、これらの天然ヘテロ構造をWHAで効果的にエミュレートし、等方的に分布した硬質球状Wを操作できるためである。軟質Ni-Fe-W延性相のネットワーク内のドメインは、熱間圧延材料の延性相によって保持された一連の積み重ねられた楕円形のWドメインに似ています（図1e）。形成メカニズムは非常に異なりますが、これら 2 つの材料の微細構造は間違いなく類似しており (図 1b、e)、変形挙動 (図 1c、f) も同様です。それにより、延性のあるバイオポリマー「モルタル」によって結合されたW「レンガ」で構成される、真珠層を模倣した金属マトリックス複合材料が生成されます。このタングステン複合材の構造最適化は、Nguyen らの微細構造モデリングによって決定された強度と延性のバランスを保つための最適なレンガのアスペクト比 5:1 の計算に基づいています。 16で。それらの合成に適用される熱機械加工条件の概要を 10 に示します。

天然に存在する真珠層の構造とその機械的挙動 (a ～ c)22,23 と、レンガとモルタルでロール状に加工された WHA (d ～ f) の比較。図 (a) と (d) は、それぞれ天然に存在する状態と工業的に生産された状態でのこれらの材料の低倍率の概要であり、(b) と (e) は真珠層のレンガとモルタル構造と加工後の WHA の図です。それぞれ熱機械加工。図 (c) および (f) は、これらの構造の一軸引張試験後の図であり、著しく類似した変形挙動を強調しています。図 (a) および (b) は Elsevier の許可を得て Ref.22 から転載し、図 (c) は Elsevier の許可を得て Ref.23 から転載しました。

最初の微細構造最適化研究の後、これらのレンガとモルタルの WHA 合金は、熱加工処理中の機械的挙動 11,12 および微細構造形成 13,14 の研究の対象となってきました。 Alam らによる一連の機械的調査。引張、微小硬度、破壊靱性試験を含む試験が 90W-7Ni-3Fe に対して実施されました。これらの研究は、W の高い剛性と延性相の例示的な変形能力を利用して、600 MPa を超える降伏強度を維持しながら 20% の破断伸びを達成することを実験的に実証しました。試験片変形のその場追跡により、W 相と延性相間の高強度結合を示す証拠が得られ、これが WHA システムにおける DPT の発現の直接の原因であると理論化されています 13。しかし、この高い界面強度の原動力はまだ不明です。

したがって、この研究は、異種多相材料界面の結合強度の原因となる現象を明らかにすることを目的としています。この情報は、核融合炉システムでの使用中に材料の完全性を効果的に保持するための WHA 微細構造のインテリジェントな設計を可能にするために重要です。界面特性の検査は、構造的にも化学的にも原子スケールで必要です。したがって、走査型透過電子顕微鏡 (STEM) とアトムプローブ断層撮影 (APT) を組み合わせたアプローチが、WHA システムにおける界面境界 (IPB) の高い付着力の起源を調査するために実装されました。

相界面強度の解析では、まず WHA システムを説明する必要があります。 90W-7Ni-3Fe 合金は、体心立方晶 (BCC) 結晶構造を持つほぼ純粋な W 相の約 80 vol% と面心立方晶 (FCC) Ni-相で構成される二相金属マトリックス複合材料です。 Fe-W固溶体。ここではγ相と呼びます。前述したように、W 相は高い硬度と溶融温度を持っていますが、延性が劣っています。一方、γ 相マトリックスは比較的低い硬度と溶融温度を示しますが、高い延性を示します。この複合構造を組み合わせて利用すると、他の方法では達成できない機械的特性のバランスを発現でき、W が 90% 以上含まれ、破壊ひずみが 20% を超える合金が生成されます 11,12。これらの機械的特性は、PFMC としての使用目的に最も適した形状に微細構造を調整するための微細構造操作によってさらに成形されており、これはこれらの材料の以前の研究の中心でした 10、13、14、15、16。これらの以前の分析により、W 相と γ 相の両方にわずかなテクスチャリングが導入され、これらの合金系に課された熱機械加工により IPB にファセット面が存在することが明らかになりました。この材料のテクスチャリングは、規模は小さいものの、BCC W 相と FCC γ 相の間の平面整合の優位性をもたらし、境界ファセッティングは圧延後の焼鈍中の IPB の再組織化から生じると理論化されています。境界の自由エネルギーを下げる14。これらの現象が全体的な挙動にどのような影響を与えるかはまだ調査されていませんが、IPB 構造を考慮する際の比較結晶学の重要性は証明されています。

IPB でのこのファセット挙動は、図 2 に示す低倍率高角度環状暗視野 (HAADF) STEM 顕微鏡写真でより明確に見ることができます。この境界は、対象の 2 つの粒子間に 3 つの異なるファセットを示しています (ここでは A、B、 C. 各ファセットは、IPB 面の原子構造を観察するため、および格子の一貫性を分析するために方向付けられています。つまり、局所的な結晶方位のずれに対応するために、わずかに変更された傾斜条件で各個別の挿入画像が収集されます。図2に提供されている挿入図は、これらの境界面の構造を対応する原子柱の画像とともに示しています。

圧延された WHA の多面領域の原子柱顕微鏡写真。低倍率領域にはファセット A、B、および C が表示され、左側の挿入図は、オンエッジ状態またはオンエッジ状態に近い各ファセットの FFT フィルター処理された原子柱顕微鏡写真を示しています。各ファセットの FFT 顕微鏡写真の生データは補足資料に提供されています。

フーリエフィルターをかけた原子柱顕微鏡写真のより詳細な分析（図3）は、W相とγ相の間の格子コヒーレンシーの程度を明らかにします（補足資料に提供される生データ）。両方の粒子を結晶学的にマッピングして W と γ の間の相互格子面を決定し、W{110} が γ{020} と平行に存在することが明らかになりました。 IPB 法線平面はファセット A、B、C 間で変化する可能性がありますが、この方向関係 (OR) は各ファセットで一貫したままであることに注意してください。これは図 3 に表示されている各顕微鏡写真の場合に当てはまり、すべての境界が W{110} // γ{020} を維持しています。また、図 2 の低倍率顕微鏡写真に示されているように、各ファセットが固有の IPB 面の配向を持っていることも明らかです。図 3 では、わかりやすくするために、各 IPB 面の境界上に青い点線が配置されています。解釈。ファセット A では、W < 113 > ゾーン軸を下から見たときにエッジオン条件が満たされました。次に、4 × W{110} と 5 × γ{020} の間の長距離反復一致を示すバーガース回路を界面に描くことができます。追加の半面の周期的な出現と界面の γ 相側のミスフィット歪みの証拠は、この境界面での半コヒーレント構造を示しています。この歪みは IPB の γ 相側にのみ現れ、境界に近づく W には認識できる格子歪みはありません。 IPB 面はファセット B と C で変化しますが、同一のバーガース回路を適用することができ、エッジオン状態を維持するために試料の向きを変更したにもかかわらず、同じ格子整合関係と明らかな γ 相歪みが当てはまります。この結果は、W-γ 境界が IPB ファセット方位に関係なく半一貫性を維持していることを示し、異種材料境界を考慮する際には粒子間の OR が一般的に重要であることを示しています。

ファセットA、B、およびCの原子柱像を図2に示します。各領域はマッピングされており、IPBの両側のBCC WおよびFCC γ相領域の結晶面と方向が示されています。各ファセットについて、W{110} が γ{200} に平行であることは明らかです。各境界についてバーガー回路が描かれており、物理的な境界面に関係なく、格子のマッチングが一定のままであることが強調されています。

さらに、これらのシステムの分析では、物理的な境界面 (法線面) の重要性を無視することはできません。図 4 のファセット C の HAADF 顕微鏡写真のインデックスでは、γ 相側の IPB 面が高屈折率格子面 (22 27 0) に対応しているが、個々の 90 個の格子面で構成されていることが明らかです。 ° {020} 面と {200} 面の階段状ファセット。このように、倍率が低いと非合理的な格子面に見えるものは、実際には低屈折率面を有する構造的な棚からなる一連のステップの繰り返しです。このタイプの IPB 構造は、より高い屈折率の構造で可能となるよりも低い境界の界面エネルギーに対応すると予想されます。システムの自由エネルギーの減少は、そうでなければ構造的に一貫性がない可能性がある領域にまたがる構造的な棚を確立することによって達成される可能性があります。

(左) 境界面の階段状の外観を強調するオンエッジ界面境界面の原子柱 STEM 顕微鏡写真。 (右上と右下) 左に示した顕微鏡写真と同等の原子構造の図。異なる境界面で同じ OR とミスフィット転位間隔を維持する 2 つの異なる相間境界面を定義します。

VESTA27 を使用して、2 つの異なる境界構造を持つ同じ結晶 OR の対応するモデルが構築されました。室温 W の構造ファイルは、W 相 (a = 3.1648 Å) 28 に使用されました。 γ 相に適切な構造ファイルは見つかりませんでしたが、Jiang らによって使用されたファイルは見つかりませんでした。 EBSD の γ 相のインデックス付けのための in18 は、格子パラメータを Muddle と Edmonds によって実験的に決定された値 (a = 3.595 Å) に調整するように修正されました 29。これらの格子パラメータを使用すると、W{110} 間隔と γ{020} 間隔の間に約 20% の格子不整合が生じます。予想どおり、これにより、4 × W{110} ごとに 0.4% 以内で 5 × γ{200} に等しいことが確認されます。この VESTA モデルには、IPB 平面の操作により、棚の幅に応じて無理平面との境界を生成する構造棚の動作を示すことができるという追加の利点があります。

IPB の構造分析に加えて、STEM エネルギー分散型 X 線分光法 (EDS) マッピングを通じて局所的な元素分布情報を収集することができます。 W-γ 界面の局所組成とその後の材料挙動への影響を論じた文献はほとんど存在しないため、これはこれらの材料の研究に特に役立ちます。図 5 は、境界面付近の増分組成を観察するための、エッジオン IPB 領域の代表的な EDS ラインプロファイルを示しています。合計 4 つの IPB 領域が測定され、バルク相の関連元素組成 (χW および χγ) および界面幅 δ の値が表 1 に含まれています。表 1 に表示されている値は、境界を越えて取得されたスペクトルとその計算の詳細は、すべての STEM-EDS 組成プロファイルとマッピング情報の複合グラフとともに補足資料に表示されます。これらの値の計算は、Ardell in30 によって適用された方法に基づいています。

STEM-EDS から IPB (左から右) を横切って進行する W 相から γ 相への段階的な化学転移のグラフ表示。 W は紫色、Ni は緑色、Fe はピンク色で表示されます。 IPB 全体の原子組成はシグモイドフィッティング関数の適用から計算され、W 相と γ 相の各元素種のバルク濃度 (それぞれ χW と χγ) が得られ、IPB 幅 δ の決定にもつながります。。これは、この図では要素 W についてのみ示されています。

図 5 のラインプロファイルは、左側に W 相を示し、右側に γ 相への移行を示すように正規化されています。これらの計算から、約 2 nm にわたって W 相から γ 相への緩やかな化学転移が存在することが明らかです。異なる結晶学的 OR を表す異なる相境界面や領域で取得された場合でも、この拡散境界領域の幅は一定であるように見えます。これは、境界構造と粒子間の OR の影響が境界の化学的環境に与える影響は最小限であると考えられることを示しています。境界構造が境界幅を媒介する場合、プローブ補正された STEM-EDS によって容易に識別できる検出レベルを下回る大きさで境界構造が境界幅を媒介していると考えられます。

この化学遷移領域は、特に測定された組成勾配の幅が非常に小さいために、STEM プローブがサンプルの厚さ全体に広がった結果である可能性があるという懸念があることに注意する必要があります。この問題は、W のような重散乱元素の存在によってさらに悪化し、原子番号の軽い対応物よりもビームの広がりが大きくなります。拡散境界領域はビームの広がりによるアーチファクトではなく、決定の際のカーン・ヒリアード方程式で説明されたものとよく似た組成勾配の形成を通じて境界が化学平衡に近づいた結果であるというのが著者の主張である。多成分系における相平衡の関係31,32。これは、EDS 結果から測定された勾配幅の信頼性において依然として懸念事項であるため、境界における化学環境の分析に補完的な技術を適用する必要があります。

IPB 全体の組成分析における相補的な特性評価技術の応用では、アトムプローブ断層撮影法が適用されています。これは、元素の三次元空間分布を極めて高い化学的および空間的感度で調査できる方法です。 STEM-EDS マッピングとは対照的に、APT は本質的に 3D であり、等濃度曲面の適用により境界曲率の影響を考慮できますが、STEM よりも構造に対する感度は低いままです。ＡＰＴから再構成された界面領域の代表例と、ＩＰＢに対して垂直に取得された対応するスペクトルを図６に示す。ＩＰＢ全体にわたって４つの合計組成プロファイルが抽出され、それぞれ２つの異なるＡＰＴチップから２つが抽出された。両方のチップに対応するイオンマップはすべて補足資料に記載されています。境界の平均界面幅は約 1.5 nm であると思われ、表 1 に示す 4 つの抽出された組成プロファイルすべての間で一致していることがわかります。さらに、この界面幅は STEM-EDS によって測定されたものに非常に近いままであり、さらなる証拠を提供します。ナノメートルスケールの幅を持つ化学拡散境界の存在。

(左) IPB 領域の APT 再構成。W は紫色、Ni は緑色、Fe はピンク色で表示されます。 (右) 再構築された APT チップの領域全体の組成プロファイル。このデータは、図 5 と同じ方法でフィッティングされました。プロファイルは、W 相のフィッティング曲線から決定されたδ値を使用して、左側の W 相から右側の γ 相に進みます。これらのスペクトルおよび 3 つの追加 APT 再構成から得られた Ni および Fe の組成と IPB 幅の値は、補足資料に含まれる 4 つの取得された線スペクトルすべての合成とともに表 1 に示されています。

STEM-EDS と同様に、APT にも異種材料界面の解析には議論の余地のある限界があります。異種境界の特性評価における最も顕著な問題は、軌道収差です 33。元素種間の蒸発場の違いにより、種間のイオンの蒸発軌道が影響を受ける可能性があり、再構成時にイオンが誤って相境界を越えて配置されるアーティファクトが発生する可能性があります。このようなアーチファクトは幅数ナノメートルのスケールで発生する可能性があり、ここで調査した界面範囲と一致する可能性があります。拡散境界幅の大きさも、再構成パラメータによって大きく影響される可能性があります。再構成パラメータを極端に変化させることにより、界面幅は 5 nm 以上のサイズに及ぶ可能性があります。したがって、ここで示した再構成から得られた幅の値は、針の形状を最良に推定して保守的に測定したものです。不均一な境界におけるナノメートルスケールの構造および化学を調査する方法としての STEM-EDS および APT には限界があるにもかかわらず、どちらの技術もδ < 5 nm のスケールで化学拡散境界の存在を強く示唆しています。

相間境界は、タングステン重合金系における延性相の強化挙動を効果的に発現させる上で重要です。これらの境界の強度とその後の DPT 効果の原因となる現象を特定するために、これらの構造は構造的および化学的観点の両方からナノスケールでの厳密な検査を受けてきました。これらの領域の原子構造の分析。図２および図３は、Ｗ相格子およびγ相格子がセミコヒーレントな境界構造を示しており、ＩＰＢファセットにおける格子コヒーレンシーの実験的証拠を提供している。相間の弾性定数の差が大きいため、W 相には認識できる格子歪みがほとんどなく、γ 相格子がミスフィットを吸収していることに注意してください。 γ 相のこのひずみは、Strain++35 を使用した幾何学的位相解析 34 の実装を通じて計算することもでき、境界面を横切るひずみ場を視覚的に表示するために利用できます (図 7)。境界はγ相内のミスフィット転位の位置に直接対応しており、図7cの重ね合わせで明らかになります。さらに、図２および図３に示されるように、図３および４から、格子不適合を吸収するγ相を有する格子間のこの関係は、一貫したＯＲを維持する２つの粒子間の複数のＩＰＢ面方位にわたって当てはまり、ＢＣＣＷおよびＦＣＣ γ相の相互の格子面が観察されたものに対応することが示されている。以前の分析および同様の組成システムで指摘されたテクスチャー成分14、36。この関係は物理的な IPB 面のさまざまな向きに当てはまり、格子内の平行な面のセット W{110} と γ{020} で構成される OR を示します。セミコヒーレンシーは、インコヒーレントな境界構造と比較して、IPB の全体的な自由エネルギーが低いことに関連しており 37、これはおそらく、W 相と γ 相の両方で優先配向の形成につながる、課せられた熱機械加工条件に起因すると考えられます。圧延後のアニーリングステップ中に緩和して再配向し、半一貫性のある境界を形成します。

(a) 図 4 と同じ配向のファセット C の原子柱 STEM 顕微鏡写真、(b) (a) の γ{020} 面に沿った格子拡大のひずみマップ、(c) γ 相ひずみの重ね合わせ(b) のマップと (a) のフーリエフィルター処理された顕微鏡写真は、界面境界でのミスフィット転位と境界面を横切るコヒーレンシー歪みに対応する周期的歪み場を強調しています。生成された Strain++35 マップは、γ 格子の変動のみを表示するように最適化されているため、オーバーレイには W 相からの寄与が含まれていないことに注意してください。

これらの構造の高倍率観察（図 4）は、境界移動のこの考えを裏付けています。 IPB に不合理な高屈折率格子面を持っているように見えるファセットが示されていますが、階段状の構造棚で構成されています。この棚は、γ 相の {020} 面と {200} 面に対応する合理的な低屈折率ステップで構成されています。構造棚は、異なる格子間隔を持つ材料が格子の不適合に対応できる方法として長い間議論されており、これは WHA システムにも当てはまるようです 38,39,40。図 4 の棚を観察すると、実際には棚の両端が転位によって境界付けられていることがわかります。本質的に、γ 相ミスフィット転位間の間隔の幅の棚を生成します。これは、コヒーレンシーの部分領域を可能にするために 1970 年代初頭以来 BCC/FCC 界面で議論されている現象です 38。これと同じ現象は、図 7 の境界に沿って計算されたひずみ場の形状にも明らかです。棚状のファセットで構成されるこれらの IPB 領域は、議論したナノメートルサイズの析出物と比較して、総境界面積が比較的大きいことがわかります。 Hall と Zhang による 38,40。したがって、γ相とのWドメイン界面は40、41で説明されているようなウルフ形状をとらず、むしろ大規模な界面領域と周囲のドメインとの潜在的な相互作用の追加の制約が非平衡形状を引き起こすと主張されています。熱機械加工された WHA のこれらのファセット境界により、系内の総自由エネルギーが減少し、可能な限り最低のエネルギー状態や境界構造に到達することなく局所的なエネルギー最小値が達成される可能性があります。この挙動は、Howe et al.42、43、44、45 によって行われたファセットによる多相系のエネルギー最小化の研究と一致します。

IPB での組成の評価では、APT と STEM-EDS の両方が、W 相から γ 相への緩やかな化学転移があることに同意しています。この拡散境界領域の幅は 1.2 ～ 2.9 nm であると測定され、境界が化学平衡状態に近づいた結果であると理論化されています。この境界の正確な幅は不明ですが、その存在は多成分系の自由エネルギー最小化のモンテカルロシミュレーションによって裏付けられており 30、Au-Cu45、Co-Al-W46、47、および Ni ベースの合金で実験的に議論されています 48。 49. 二相系の境界を越える平衡組成に対する古典的なカーン・ヒリアード手法に従う場合、化学的に拡散した境界は、急峻な化学勾配または狭い界面幅を備え、エネルギー的に有利であり、系にエネルギーペナルティを課す30,31。 44. カーン・ヒリアードの数学的アプローチにより、境界を横切るシグモイド組成プロファイルが得られます。これは、APT および EDS から実験的に測定されたものと同じ形状であり、この場合、Ni と Fe の W への小さな溶解度によって媒介されます。この化学的に拡散した IPB 領域は、次のように理論化されています。材料全体にわたる W 相と γ 相の間の狭い拡散対として機能し、異なる相を緊密に結合し、それによって境界に必要な破壊エネルギーを増加させます。

したがって、この無機 W ベースの真珠層構造内の IPB は、格子の整合性と、W-γ 界面の粘着力の低下に必要なエネルギーを高める化学的に拡散した界面境界領域の存在の複合効果によってその強度を得ていると考えられます。この主張は、相間の化学勾配を考慮していない場合でも、Ni ドメイン内での破壊を示す、W-Ni 界面の密度汎関数理論 (DFT) 計算 (17) と一致しているようです。境界の自由エネルギーとその強度の間に正確な変換は存在しませんが、領域の自由エネルギーが低いほど、界面を破壊するために必要な力の大きさが大きくなるという仮説が立てられています。半コヒーレントな境界の存在と化学的拡散領域の兆候は、両方とも、インコヒーレントで急峻な化学勾配の対応するものよりも低い界面および系統的自由エネルギー値と関連しています。最終的に、境界エネルギーと強度の間の正確な相関関係は不明ですが、構造的な半一貫性を示す境界構造と、W 粒子と γ 粒子間の遍在的な小規模拡散結合の存在との複合要因が、明らかに、粒子の破壊に必要なエネルギーを媒介します。相間境界。

この研究で対象となる合金は、パシフィックノースウェスト国立研究所によって、結合剤を使用せずに Mi-Tech W、Ni、および Fe のストック粉末から製造されたタングステン重合金 (WHA) です。公称重量比 90% W、Ni 7%、Fe 3% で構成される粉末圧縮試験片を水素中で 1500 °C まで加熱し、Ni と Fe が溶け、W が溶けない点で材料を液相焼結させました。次に、試験片を真空中 1000 °C で脱気しました。得られた試験片は、連続した圧延および焼鈍ステップを通じて熱間圧延され、全体で 87% の厚さが減少し、Ar-H2 中で最終焼鈍し、その後、真空中で 900 °C で 1 時間の脱ガスステップが行われました。 STEM 分析用の試料は、圧延方向が電子透過性試料箔の厚さ寸法と平行になるように、圧延ビレットから切り取られました。 APT分析用の試料は、研磨された試料の表面から持ち上げられ、針の先端にIPBが現れるように薄くされました。

原子論的および構造的観点から相境界面を研究するため。 STEM は、試料化学分析用の元素マップの収集と同様に、これらの材料の検査で選択された主な技術でした。 STEM 観察用の試験片は、圧延ビレットから厚さ約 100 μm までの切片を研削および研磨し、穴を開ける直前まで Gatan モデル 656 ディンプルグラインダーでコロイダルダイヤモンドペーストを使用してディンプル加工し、その後 Gatan PIPS II を使用して Ar+ イオンミリングを行うことによって準備されました。フォイルの表面損傷を最小限に抑えるために、250 eV 以下の最終薄化ステップまで極低温で処理します。 STEM 分析は、冷電界放出銃 (FEG) を備え、300 kV で動作するプローブ修正済み JEOL GrandARM 300F と、冷間電界放出銃 (FEG) を備え、200 kV で動作するプローブ修正済み JEOL ARM 200F で実行されました。ここに表示されているすべての画像は暗視野条件を使用して収集され、STEM-EDS マップは JEOL モデル Centurio 検出器を使用して取得されました。 STEM 分析は Gatan GMS3 を使用して実行され、EDS データは Pathfinder バージョン 1.4 を使用して処理されました。イメージングと EDS の生データは補足資料にあります。原子柱分析の前に、二軸傾斜 TEM ホルダー内の対象の各粒子を少なくとも 3 つの非共面ゾーン軸に配向して配向を決定することにより、領域を結晶学的にマッピングしました。これは、粒子間の配向関係を導き出すとともに、観察されたゾーン軸を使用してステージの傾斜範囲内で考えられるすべての回折条件を数学的に予測することにより、試料分析に最も有利なイメージング条件を決定するために行われました。この方法による配向マッピングにより、多相材料の分析で見逃しがちなイメージング条件の外挿が可能になり、既知の結晶学との比較において自己一貫性が可能になります。このナノスケール地図作成の方法は、Olszta らの研究に基づいています。 in50,51 は、透過型電子顕微鏡内で結晶学を直観的に実現するために in14 に大きな効果をもたらしました。

この研究では、APT を適用して、STEM 分析よりも元素組成に対する感度が高く、相境界面を調査しました。複数の境界領域が選択され、FEI Quanta 600 集束イオンビーム (FIB) を利用した部位固有のリフトアウトプロセスを通じて準備されました。 APT ニードルは、先端近くに IPB 面が現れるように準備され、より高いイオンビーム加速電圧での入射損傷を軽減するために、5 keV Ga イオンによる最終の薄化および洗浄ステップが施されています。 W 相と γ 相のスパッタリング速度と除去速度が異なるため、試料の準備がさらに困難になり、10 本の APT ニードルでうまく捕捉できたのは 2 つの IPB 領域だけであることに注意してください。 APT 分析では、CAMECA 局所電子原子プローブ (LEAP) 4000X HR を -233 °C で動作させました。データは、355 nm レーザーを使用し、パルスレート 100 kHz、検出率 0.3% (検出イオン数 0.003/パルス) で取得しました。データの再構成と解釈は、Integrated Visualization and Analysis Software (IVAS) バージョン 3.12 を使用して行われました。

現在の研究中に生成されたデータセット、および/または現在の研究中に分析されたデータセットは、合理的な要求に応じて責任著者から入手できます。

Neu, R. et al. プラズマ対向材として使用するタングステン重合金の研究。融合工学デス。 124、450–454。 https://doi.org/10.1016/j.fusengdes.2017.01.043 (2017)。

記事 CAS Google Scholar

ラース、T.ら。繰り返し高温プラズマパルス下での鉄およびニッケルを含むタングステン合金の挙動。融合工学デス。 151、111408。https://doi.org/10.1016/j.fusengdes.2019.111408 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

Tõkke、S.、Laas、T.、Priimets、J.、Mikli、V. & Antonov、M. 二相タングステン合金に対するパルス重水素プラズマ照射の影響。フュージョンライト。 12月 164、112215。https://doi.org/10.1016/j.fusion.2020.112215 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

Stacey, W. Fusion: 磁気閉じ込め核融合の物理学と技術入門第 2 版（ワイリー、2010）。 https://doi.org/10.1002/9783527629312。

Google Scholar を予約する

Linke、J. et al. 核融合におけるプラズマに面するコンポーネントの課題。マターラジット。 Extremes 4(5)、056201。https://doi.org/10.1063/1.5090100 (2019)。

記事 CAS Google Scholar

ハーマン、A.ら。 ASDEX アップグレードと ITER への貢献のための固体タングステン Divertor-III。 Nucl. Fusion 55(6)、063015。https://doi.org/10.1088/0029-5515/55/6/063015 (2015)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Zammuto, I. et al. ASDEX アップグレードダイバータのタングステンタイルの深い亀裂を克服するための対策。融合工学デス。 146、2434–2437。 https://doi.org/10.1016/j.fusengdes.2019.04.011 (2019)。

記事 CAS Google Scholar

Neu, R. et al. ASDEXアップグレードのダイバータにおけるタングステン重合金の使用に関する結果。Ｊ．Ｎｕｃｌ．メーター。 511、567–573。 https://doi.org/10.1016/j.nucmat.2018.05.066 (2018)。

記事 ADS CAS Google Scholar

マイヤー、H.ら。タングステン重合金: 水素同位体保持の点でプラズマに面する代替材料。 Nucl. Fusion 60(12)、126044。https://doi.org/10.1088/1741-4326/abb890 (2020)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Henager, CH et al. 核融合炉のプラズマ対向材料用の延性相強化タングステン。内部。 J. パウダーメタル。 53(2)、18 (2017)。

Google スカラー

Alam, ME & Odette, GR 強力な新しい延性相強化機構を明らかにする 90 ～ 97W-NiFe 合金の顕著な破壊靱性について。アクタ・メーター。 186、324–340。 https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.01.012 (2020)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Alam, ME、Wang, J.、Henager, CH、Setyawan, W. & Odette, GR 90W-7Ni3Fe タングステン重金属合金の強度と破壊靱性に対する熱間圧延の影響。メーター。科学。工学 A 824、141738。https://doi.org/10.1016/j.msea.2021.141738 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

Haag, JV et al. 熱間圧延タングステン重合金における延性相強化機構の特性評価。アクタ・メーター。 204、116523。https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.116523 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

Haag , JV , Wang , J. , Edwards , DJ , Setyawan , W. & Murayama, M. W-Ni-Fe タングステン重合金のマルチスケール微細構造特性評価への境界ベースのアプローチ。スクリプトマスター。 213、114587。https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2022.114587 (2022)。

記事 CAS Google Scholar

Nguyen, BN、Henager, CH、Overman, NR & Kurtz, RJ プラズマ対向材料用の延性相強化タングステンへのマルチスケール微細構造アプローチ。Ｊ．Ｎｕｃｌ．メーター。 508、371–384。 https://doi.org/10.1016/j.jnucmat.2018.05.048 (2018)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Nguyen, BN、Henager, CH、Wang, J. & Setyawan, W. プラズマに面する材料向けの延性相強化タングステン階層微細構造の調整。Ｊ．Ｎｕｃｌ．メーター。 540、152382。https://doi.org/10.1016/j.nucmat.2020.152382 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

Setyawan, W. W110/Ni111 相境界におけるヘリウムの偏析と凝集効果の密度汎関数理論計算。応用物理学。 https://doi.org/10.1063/5.0011744 (2020)。

記事 Google Scholar

ジャン、W.ら。イオン照射されたW-Ni-Fe延性相強化タングステンにおけるヘリウム空洞の挙動。Ｊ．Ｎｕｃｌ．メーター。 561、153565。https://doi.org/10.1016/jnucmat.2022.153565 (2022)。

記事 CAS Google Scholar

El-Guebaly、LA、Setyawan、W.、Henager、CH Jr.、Kurtz、RJ & Odette、GR 可変 Ni 含有量の W-Ni-Fe タングステン重合金の中性子放射化と放射線損傷の評価。 Nucl. メーター。エネルギー 29 、 101092 。

記事 CAS Google Scholar

Singh, A.、Sandhu, TS & Pal, S. 生物からインスピレーションを得た千鳥状構造におけるさまざまな破壊メカニズムの相互作用。メカ。メーター。 139、103215。https://doi.org/10.1016/j.mechmat.2019.103215 (2019)。

記事 Google Scholar

Wegst、UGK、Bai、H.、Saiz、E.、Tomsia、AP、Ritchie、RO 生物からインスピレーションを得た構造材料。ナット。メーター。 14(1)、23～36。 https://doi.org/10.1038/nmat4089 (2015)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Jiao、D.、Liu、ZQ、Zhu、YK、Weng、ZY、Zhang、ZF 平坦および球面積層による真珠層および真珠の機械的挙動。メーター。科学。工学 C 68、9–17。 https://doi.org/10.1016/j.msec.2016.05.089 (2016)。

記事 CAS Google Scholar

リン、AY-M。 & Meyers、MA アワビ真珠層の界面せん断強度。 J. Mech. 振る舞い。バイオメッド。メーター。 2(6)、607–612。 https://doi.org/10.1016/j.jmbbm.2009.04.003 (2009)。

記事 Google Scholar

Song, F., Soh, AK & Bai, YL 真珠層の有機マトリックス層の構造的および機械的特性。バイオマテリアル 24(20)、3623–3631。 https://doi.org/10.1016/S0142-9612(03)00215-1 (2003)。

記事 CAS Google Scholar

Jia, Z.、Deng, Z. & Li, L. 構造複合材料のモデルシステムとしての生体鉱物化材料: 3D アーキテクチャ。上級メーター。 34(20)、2106259。https://doi.org/10.1002/adma.202106259 (2022)。

記事 CAS Google Scholar

Deng, Z.、Jia, Z. & Li, L. 構造複合材料のモデルシステムとしての生体鉱物化材料: 結晶内構造の特徴とその強化および強化メカニズム。上級科学。 9(14)、2103524。https://doi.org/10.1002/advs.202103524 (2022)。

記事 CAS Google Scholar

結晶、体積および形態データの 3 次元視覚化については、Momma, K. および泉 F. VESTA 3 を参照してください。Ｊ．Ａｐｐｌ．クリスタロガー。 44、1272–1276 (2011)。

記事 CAS Google Scholar

Dubrovinsky、LS および Saxena、SK ペリクレース (MgO) とタングステン (W) の融解温度までの熱膨張。物理学。化学。鉱夫。 24(8)、547–550。 https://doi.org/10.1007/s002690050070 (1997)。

記事 ADS CAS Google Scholar

マドル、BC およびエドモンズ、DV 液相焼結 W-Ni-Fe 合金における析出。アクタメタル。 33(12)、2119–2128。 https://doi.org/10.1016/0001-6160(85)90173-7 (1985)。

記事 CAS Google Scholar

アーデル、AJ 勾配エネルギー、界面エネルギー、界面幅。スクリプタ・メーター。 66(7)、423–426。 https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2011.11.043 (2012)。

記事 CAS Google Scholar

Cahn, JW & Hilliard, JE 不均一系の自由エネルギー。 I. 界面自由エネルギー。Ｊ．Ｃｈｅｍ．物理学。 28、258–267 (1958)。

記事 ADS CAS MATH Google Scholar

Cahn、JW 不均一系の自由エネルギー。 II. 熱力学的基礎。Ｊ．Ｃｈｅｍ．物理学。 30(5)、1121–1124。 https://doi.org/10.1063/1.1730145 (1959)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Marquis, E. & Vurpillot, F. 小さな析出物のフィールド蒸発挙動における色収差。マイクロスク。微肛門。 14(6)、561–570。 https://doi.org/10.1017/S1431927608080793 (2008)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Hÿtch, MJ、Snoeck, E. & Kilaas, R. HREM 顕微鏡写真からの変位およびひずみ場の定量的測定。超顕微鏡法 74(3)、131–146。 https://doi.org/10.1016/S0304-3991(98)00035-7 (1998)。

記事 Google Scholar

Strain++、Peters、JJP [オンライン]、入手可能: http://jjppeters.github.io/Strainpp/。 2022 年 8 月 23 日にアクセス。

ストルンツ、P. et al. ロータリースエージング後の W/Ni-Co 複合材の組織と応力差の変化。資料 13(12)、2869。https://doi.org/10.3390/ma13122869 (2020)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Howe, J. 材料の界面: 固体-蒸気、固体-液体、固体-固体界面の原子構造、熱力学および反応速度論 (Wiley、1997)。

Google スカラー

Hall, MG、Aaronson, HI & Kinsma, KR Cu-Cr 合金におけるほぼ一貫した FCC:BCC 境界の構造。サーフィン。科学。 31、257–274。 https://doi.org/10.1016/0039-6028(72)90264-6 (1972)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Rigsbee, JM & Aaronson, HI 部分的に一貫した FCC:BCC 境界のコンピューターモデリング研究。アクタメタル。 27(3)、351–363。 https://doi.org/10.1016/0001-6160(79)90028-2 (1979)。

記事 CAS Google Scholar

Zhang、J.-Y.、Dai、F.-Z.、Sun、Z.-P. & チャン、W.-Z. hcp/bcc 系における析出物のセミコヒーレント界面の構造とエネルギー論: 分子動力学研究。 J. メーター。科学。テクノロジー。 67、50-60。 https://doi.org/10.1016/j.jmst.2020.06.021 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

ポーター、DA、イースターリング、KE、シェリフ、MY 金属と合金の相転移第 3 版 (テイラー & フランシスグループ、2009)。

Google スカラー

Howe, J. 拡散相変態における相間境界構造の側面。アクタ・メーター。 48(15)、3977–3984。 https://doi.org/10.1016/S1359-6454(00)00183-X (2000)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Howe、JM、Reynolds、WT および Vasudevan、VK Ti-Al 合金の原子構造と大量変態界面のダイナミクスの静的およびその場高分解能透過型電子顕微鏡研究。メタル。メーター。トランス。 A 33(8)、2391–2411。 https://doi.org/10.1007/s11661-002-0362-4 (2002)。

記事 Google Scholar

レイノルズ、WT et al. Ti-46.54 at.%Al 合金の高屈折率 α2:γm 境界の原子構造。スクリプタ・メーター。 49(5)、405–409。 https://doi.org/10.1016/S1359-6462(03)00307-5 (2003)。

記事 CAS Google Scholar

Howe, JM、Gautam、ARS、Chatterjee, K. & Phillipp, F. Au-Cu 合金における拡散界面境界の原子レベルの動的挙動。アクタ・メーター。 55(6)、2159–2171。 https://doi.org/10.1016/j.actamat.2006.11.016 (2007)。

記事 ADS CAS Google Scholar

ボッキーニ、PJ 他時効処理したCo-Al-W超合金のγ/γ'界面と組成のアトムプローブ断層撮影研究。スクリプタ・メーター。 68(8)、563–566。 https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2012.11.035 (2013)。

記事 CAS Google Scholar

バージニア州ボロンツォフら。 Co-Al-W系超合金におけるγ′析出物の粗大化挙動と界面構造。アクタ・メーター。 120、14-23。 https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.08.023 (2016)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Zhang、J.ら。長期時効中のNi基単結晶超合金の微細構造安定性とγ/γ'界面特性に対するレニウムの影響。 J. アロイズ Compd. 876、160114。https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2021.160114 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

フォルガニ、F.ら。 Ni-Al-Ti合金の階層的二相ナノ構造における拡散γ/γ’界面。メーター。キャラクター。 153 、 284–293 。 https://doi.org/10.1016/j.matchar.2019.04.018 (2019)。

記事 CAS Google Scholar

Olszta, M. & Fiedler, K. 自動 TEM 時代のナノカートグラフィー。マイクロスク。微肛門。 26(S2)、32-32。 https://doi.org/10.1017/S1431927620013173 (2020)。

記事 ADS Google Scholar

Olszta, M.、Fiedler, K.、Spurgeon, S.、Reehl, S. & Hopkins, D. 自動 TEM の開発におけるナノカートグラフィーの役割。マイクロスク。微肛門。 27(S1)、2986–2987。 https://doi.org/10.1017/S1431927621010382 (2021)。

記事 ADS Google Scholar

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著者らは、電子顕微鏡法に関する貴重な支援と議論をしてくださった Alan Schemer-Kohrn (PNNL) と Chang-Yu Hung (バージニア工科大学) に、また位相に関する視点については William Reynolds (バージニア工科大学) に感謝の意を表したいと思います。境界ダイナミクス。 PNNL は、DEAC05-76RL01830 に基づいて米国エネルギー省のバッテル記念研究所によって運営されているマルチプログラム国立研究所です。この研究では、NSF (ECCS 1542100 および ECCS 2025151) の支援を受けた、国立ナノテクノロジー調整インフラストラクチャー (NNCI) のメンバーであるバージニア工科大学国立地球環境ナノテクノロジーインフラセンター (NanoEarth) の共有施設を使用しました。この資料は、米国エネルギー省、科学局、教師および科学者のための労働力開発局、契約番号 DE-SC0014664 に基づく科学局大学院学生研究 (SCGSR) プログラムによって支援された研究に基づいています。

米国バージニア州ブラックスバーグ、バージニア工科大学材料科学工学部

JV ハーグ IV & M. 村山

米国ワシントン州リッチランド、パシフィックノースウェスト国立研究所、エネルギーおよび環境総局

Haag IV JV、Wang JV、Kruska K、Olszta MJ、Henager Jr CH、Edwards DJ、Setyawan W、村山 MJ

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この研究に含まれる実験結果の収集は、JVH、JW、KK、および MJO が責任を負います。 CHH、DJE、WS、および MM は、結果の分析と議論、およびこの原稿の構成を支援してくれました。 JVH はこの研究の主著者であり、すべての著者がここで提示された結果についての解説と承認を提供しています。

JV Haag IV への対応。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

シュプリンガーネイチャーは、発行された地図および所属機関における管轄権の主張に関して中立を保ちます。

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転載と許可

Haag、JV、Wang、J.、Kruska、K. 他。核融合用途向けの真珠層模倣タングステン重合金の界面強度の研究。 Sci Rep 13、575 (2023)。 https://doi.org/10.1038/s41598-022-26574-4

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受信日: 2022 年 10 月 5 日

受理日: 2022 年 12 月 16 日

公開日: 2023 年 1 月 11 日

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-26574-4

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