ຂໍ​ຂອບ​ໃຈ​ທ່ານ​ສໍາ​ລັບ​ການ​ຢ້ຽມ​ຢາມ Nature.com​.ທ່ານກໍາລັງໃຊ້ເວີຊັນຂອງຕົວທ່ອງເວັບທີ່ມີການສະຫນັບສະຫນູນ CSS ຈໍາກັດ.ເພື່ອປະສົບການທີ່ດີທີ່ສຸດ, ພວກເຮົາແນະນຳໃຫ້ທ່ານໃຊ້ບຣາວເຊີທີ່ອັບເດດແລ້ວ (ຫຼືປິດການນຳໃຊ້ໂໝດຄວາມເຂົ້າກັນໄດ້ໃນ Internet Explorer).ນອກຈາກນັ້ນ, ເພື່ອຮັບປະກັນການສະຫນັບສະຫນູນຢ່າງຕໍ່ເນື່ອງ, ພວກເຮົາສະແດງເວັບໄຊທ໌ທີ່ບໍ່ມີຮູບແບບແລະ JavaScript.
ສະແດງຮູບວົງມົນຂອງສາມສະໄລ້ພ້ອມກັນ.ໃຊ້ປຸ່ມກ່ອນໜ້າ ແລະປຸ່ມຕໍ່ໄປເພື່ອເລື່ອນຜ່ານສາມສະໄລ້ຕໍ່ຄັ້ງ, ຫຼືໃຊ້ປຸ່ມເລື່ອນຢູ່ທ້າຍເພື່ອເລື່ອນຜ່ານສາມສະໄລ້ຕໍ່ຄັ້ງ.
ໃນຊຸມປີມໍ່ໆມານີ້, ມີການພັດທະນາຢ່າງໄວວາຂອງໂລຫະປະສົມໂລຫະແຫຼວສໍາລັບການ fabrication ຂອງ nano-/meso-sized porous ແລະໂຄງສ້າງປະກອບທີ່ມີການໂຕ້ຕອບຂະຫນາດໃຫຍ່ທີ່ສຸດສໍາລັບວັດສະດຸຕ່າງໆ.ຢ່າງໃດກໍຕາມ, ວິທີການນີ້ມີສອງຂໍ້ຈໍາກັດທີ່ສໍາຄັນ.ຫນ້າທໍາອິດ, ມັນສ້າງໂຄງສ້າງ bicontinuous ກັບ topology ຄໍາສັ່ງສູງສໍາລັບລະດັບຈໍາກັດຂອງອົງປະກອບຂອງໂລຫະປະສົມ.ອັນທີສອງ, ໂຄງສ້າງມີຂະຫນາດໃຫຍ່ຂອງຕົວຍຶດເນື່ອງຈາກການຂະຫຍາຍທີ່ສໍາຄັນໃນລະຫວ່າງການແຍກອຸນຫະພູມສູງ.ໃນທີ່ນີ້, ພວກເຮົາສະແດງໃຫ້ເຫັນການຄິດໄລ່ແລະການທົດລອງວ່າຂໍ້ຈໍາກັດເຫຼົ່ານີ້ສາມາດເອົາຊະນະໄດ້ໂດຍການເພີ່ມອົງປະກອບຂອງການລະລາຍຂອງໂລຫະທີ່ສົ່ງເສີມ topology ທີ່ມີຄໍາສັ່ງສູງໂດຍການຈໍາກັດການຮົ່ວໄຫຼຂອງອົງປະກອບທີ່ບໍ່ມີຕົວຕົນໃນລະຫວ່າງການ decoupling.ຕໍ່ໄປ, ພວກເຮົາອະທິບາຍການຄົ້ນພົບນີ້ໂດຍສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າການແຜ່ກະຈາຍຫຼາຍຂອງອົງປະກອບ immiscible ໃນຂອງແຫຼວ melts ຢ່າງຫຼວງຫຼາຍມີອິດທິພົນຕໍ່ວິວັດທະນາຂອງສ່ວນຂອງແຂງແລະ topology ຂອງໂຄງສ້າງໃນລະຫວ່າງການ flaking.ຜົນໄດ້ຮັບສະແດງໃຫ້ເຫັນຄວາມແຕກຕ່າງພື້ນຖານລະຫວ່າງໂລຫະແຫຼວແລະການກໍາຈັດຄວາມບໍ່ສະອາດຂອງ electrochemical, ແລະຍັງສ້າງວິທີການໃຫມ່ສໍາລັບການໄດ້ຮັບໂຄງສ້າງຈາກໂລຫະແຫຼວທີ່ມີຂະຫນາດແລະ topology.
ຄະນະຜູ້ແທນໄດ້ພັດທະນາໄປສູ່ເຕັກໂນໂລຢີທີ່ມີປະສິດທິພາບແລະຫລາກຫລາຍສໍາລັບການປະດິດ pores ເປີດຂະຫນາດ nano-/meso ແລະໂຄງສ້າງປະສົມທີ່ມີຫນ້າດິນ interfacial ສູງສໍາລັບວັດສະດຸທີ່ເປັນປະໂຫຍດແລະໂຄງສ້າງຕ່າງໆເຊັ່ນ catalysts1,2, fuel cells3,4, electrolytic capacitors5, 6, ວັດສະດຸທີ່ທົນທານຕໍ່ຄວາມເສຍຫາຍຈາກລັງສີ 7, ວັດສະດຸຫມໍ້ໄຟຄວາມອາດສາມາດສູງທີ່ມີຄວາມຫມັ້ນຄົງທາງດ້ານກົນຈັກເພີ່ມຂຶ້ນ 8, 9 ຫຼືວັດສະດຸປະສົມທີ່ມີຄຸນສົມບັດກົນຈັກທີ່ດີເລີດ 10, 11. ໃນຮູບແບບຕ່າງໆ, ຄະນະຜູ້ແທນກ່ຽວຂ້ອງກັບການລະລາຍການຄັດເລືອກຂອງອົງປະກອບຫນຶ່ງຂອງ "ຄາຣະວາທີ່ບໍ່ມີໂຄງສ້າງເບື້ອງຕົ້ນ. ໂລຫະປະສົມ” ໃນສະພາບແວດລ້ອມພາຍນອກ, ເຊິ່ງນໍາໄປສູ່ການຈັດຕັ້ງໃຫມ່ຂອງອົງປະກອບໂລຫະປະສົມທີ່ບໍ່ໄດ້ຮັບການລະລາຍດ້ວຍ topology ທີ່ບໍ່ແມ່ນ trivial, ແຕກຕ່າງຈາກ topology ຂອງໂລຫະປະສົມຕົ້ນສະບັບ., ອົງປະກອບຂອງສ່ວນປະກອບ.ເຖິງແມ່ນວ່າການມອບຫມາຍ electrochemical ທໍາມະດາ (ECD) ການນໍາໃຊ້ electrolytes ເປັນສະພາບແວດລ້ອມໄດ້ຖືກສຶກສາຫຼາຍທີ່ສຸດຈົນເຖິງປະຈຸບັນ, ວິທີການນີ້ຈໍາກັດລະບົບການມອບຫມາຍ (ເຊັ່ນ: Ag-Au ຫຼື Ni-Pt) ທີ່ມີອົງປະກອບທີ່ຂ້ອນຂ້າງສູງ (Au, Pt) ແລະມີ. ຄວາມແຕກຕ່າງຂະຫນາດໃຫຍ່ພຽງພໍໃນການຫຼຸດຜ່ອນທ່າແຮງທີ່ຈະສະຫນອງ porosity.ບາດກ້າວທີ່ສໍາຄັນເພື່ອເອົາຊະນະຂໍ້ຈໍາກັດນີ້ແມ່ນການຄົ້ນພົບໃຫມ່ທີ່ຜ່ານມາຂອງວິທີການໂລຫະປະສົມໂລຫະແຫຼວ 13,14 (LMD), ເຊິ່ງນໍາໃຊ້ໂລຫະປະສົມຂອງໂລຫະແຫຼວ (ຕົວຢ່າງ, Cu, Ni, Bi, Mg, ແລະອື່ນໆ) ກັບອົງປະກອບອື່ນໆໃນສະພາບແວດລ້ອມ. .(ເຊັ່ນ: TaTi, NbTi, FeCrNi, SiMg, ແລະອື່ນໆ) 6,8,10,11,14,15,16,17,18,19.LMD ແລະຕົວແປການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມໂລຫະແຂງ (SMD) ຂອງຕົນດໍາເນີນການຢູ່ໃນອຸນຫະພູມຕ່ໍາໃນເວລາທີ່ໂລຫະພື້ນຖານແມ່ນ hard20,21 ຜົນອອກມາໃນອົງປະກອບຂອງສອງຫຼືຫຼາຍໄລຍະ interpenetrating ຫຼັງຈາກ etching ສານເຄມີຂອງໄລຍະຫນຶ່ງ.ໄລຍະເຫຼົ່ານີ້ສາມາດປ່ຽນເປັນຮູຂຸມຂົນເປີດ.ໂຄງສ້າງ.ວິທີການຄະນະຜູ້ແທນໄດ້ຖືກປັບປຸງຕື່ມອີກໂດຍການນໍາສະເຫນີທີ່ຜ່ານມາຂອງຄະນະກໍາມະໄລຍະ vapor (VPD), ເຊິ່ງຂຸດຄົ້ນຄວາມແຕກຕ່າງຂອງຄວາມກົດດັນ vapor ຂອງອົງປະກອບແຂງເພື່ອສ້າງໂຄງສ້າງ nanoporous ເປີດໂດຍຜ່ານການ evaporation ການຄັດເລືອກຂອງອົງປະກອບດຽວ22,23.
ໃນລະດັບຄຸນນະພາບ, ທັງຫມົດຂອງວິທີການກໍາຈັດ impurity ເຫຼົ່ານີ້ແບ່ງປັນສອງລັກສະນະທົ່ວໄປທີ່ສໍາຄັນຂອງຂະບວນການກໍາຈັດ impurity ຕົນເອງການຈັດຕັ້ງ.ກ່ອນອື່ນ ໝົດ, ນີ້ແມ່ນການລະລາຍທີ່ເລືອກຂອງອົງປະກອບໂລຫະປະສົມທີ່ໄດ້ກ່າວມາຂ້າງເທິງ (ເຊັ່ນ B ໃນໂລຫະປະສົມທີ່ງ່າຍດາຍທີ່ສຸດ AXB1-X) ໃນສະພາບແວດລ້ອມພາຍນອກ.ອັນທີສອງ, ທໍາອິດສັງເກດເຫັນໃນການທົດລອງແລະການສຶກສາທິດສະດີການບຸກເບີກໃນ ECD24, ແມ່ນການແຜ່ກະຈາຍຂອງອົງປະກອບ undissolved A ຕາມການໂຕ້ຕອບລະຫວ່າງໂລຫະປະສົມແລະສະພາບແວດລ້ອມໃນລະຫວ່າງການກໍາຈັດ impurities.ການແຜ່ກະຈາຍສາມາດສ້າງເປັນພາກພື້ນທີ່ອຸດົມສົມບູນຂອງປະລໍາມະນູໂດຍຜ່ານຂະບວນການທີ່ຄ້າຍຄືກັນກັບການທໍາລາຍ spinodal ໃນໂລຫະປະສົມຈໍານວນຫຼາຍ, ເຖິງແມ່ນວ່າຈໍາກັດໂດຍການໂຕ້ຕອບ.ເຖິງວ່າຈະມີຄວາມຄ້າຍຄືກັນນີ້, ວິທີການກໍາຈັດໂລຫະປະສົມທີ່ແຕກຕ່າງກັນອາດຈະສ້າງ morphologies ທີ່ແຕກຕ່າງກັນສໍາລັບເຫດຜົນທີ່ບໍ່ຊັດເຈນ18.ໃນຂະນະທີ່ ECD ສາມາດສ້າງໂຄງສ້າງທີ່ມີລໍາດັບສູງທີ່ກ່ຽວຂ້ອງກັບປະລໍາມະນູ (X) ຂອງອົງປະກອບທີ່ບໍ່ໄດ້ຮັບການລະລາຍ (ເຊັ່ນ Au ໃນ AgAu) ຕ່ໍາເຖິງ 5% 25, ​​ການສຶກສາການຄິດໄລ່ແລະການທົດລອງຂອງ LMD ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າວິທີການທີ່ຄ້າຍຄືກັນນີ້ພຽງແຕ່ສ້າງໂຄງສ້າງທີ່ກ່ຽວຂ້ອງກັບ topologically ເທົ່ານັ້ນ. .ສໍາລັບການຍົກຕົວຢ່າງ, ສໍາລັບ X ຂະຫນາດໃຫຍ່ຫຼາຍ, ໂຄງສ້າງ bicontinuous ທີ່ກ່ຽວຂ້ອງແມ່ນປະມານ 20% ໃນກໍລະນີຂອງໂລຫະປະສົມ TaTi decoupled ໂດຍ Cu melts (ເບິ່ງ Fig. 2 ໃນ ref. 18 ສໍາລັບການປຽບທຽບຂ້າງຄຽງທີ່ມີຮູບແບບ ECD ແລະ LMD ຕ່າງໆ X. ).ຄວາມແຕກຕ່າງນີ້ໄດ້ຖືກອະທິບາຍທາງທິດສະດີໂດຍກົນໄກການຂະຫຍາຍຕົວແບບແຜ່ຂະຫຍາຍທີ່ແຕກຕ່າງຈາກການເສື່ອມໂຊມຂອງ spinodal interfacial ແລະຄ້າຍຄືກັນກັບການຂະຫຍາຍຕົວແບບຄູ່ eutectic-coupled26.ໃນສະພາບແວດລ້ອມການກໍາຈັດຄວາມບໍ່ສະອາດ, ການຂະຫຍາຍຕົວທີ່ມີການແຜ່ກະຈາຍເປັນຄູ່ເຮັດໃຫ້ filaments ອຸດົມສົມບູນ A (ຫຼື flakes ໃນ 2D) ແລະຊ່ອງທາງຂອງແຫຼວທີ່ອຸດົມສົມບູນ B ສາມາດຂະຫຍາຍຕົວຮ່ວມກັນໂດຍການແຜ່ກະຈາຍໃນລະຫວ່າງການກໍາຈັດ impurity15.ການຂະຫຍາຍຕົວຂອງຄູ່ເຮັດໃຫ້ໂຄງສ້າງ topologically unbound ສອດຄ່ອງຢູ່ໃນພາກກາງຂອງ X ແລະຖືກສະກັດກັ້ນຢູ່ໃນສ່ວນຕ່ໍາຂອງ X, ບ່ອນທີ່ພຽງແຕ່ເກາະ unbound ທີ່ອຸດົມສົມບູນໃນໄລຍະ A ສາມາດປະກອບເປັນ.ຢູ່ທີ່ X ຂະຫນາດໃຫຍ່, ການຂະຫຍາຍຕົວທີ່ຜູກມັດກາຍເປັນບໍ່ຫມັ້ນຄົງ, ສະຫນັບສະຫນູນການສ້າງໂຄງສ້າງ 3D ທີ່ຜູກມັດຢ່າງສົມບູນແບບທີ່ຮັກສາຄວາມສົມບູນຂອງໂຄງສ້າງເຖິງແມ່ນວ່າຫຼັງຈາກ etching ໄລຍະດຽວ.ຫນ້າສົນໃຈ, ໂຄງສ້າງການປະຖົມນິເທດທີ່ຜະລິດໂດຍໂລຫະປະສົມ LMD17 ຫຼື SMD20 (Fe80Cr20)XNi1-X ໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນໃນການທົດລອງສໍາລັບ X ເຖິງ 0.5, ແນະນໍາວ່າການຂະຫຍາຍການແຜ່ກະຈາຍເປັນກົນໄກທີ່ກວ້າງຂວາງສໍາລັບ LMD ແລະ SMD ແທນທີ່ຈະເປັນ ECD porous ທົ່ວໄປທີ່ບໍ່ມີຜົນ. ມີໂຄງສ້າງການຈັດລຽງທີ່ຕ້ອງການ.
ເພື່ອອະທິບາຍເຫດຜົນຂອງຄວາມແຕກຕ່າງລະຫວ່າງ ECD ແລະ NMD morphology, ພວກເຮົາໄດ້ປະຕິບັດການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະແລະການສຶກສາທົດລອງຂອງ NMD ຂອງໂລຫະປະສົມ TaXTi1-X, ເຊິ່ງ kinetics ການລະລາຍໄດ້ຖືກດັດແປງໂດຍການເພີ່ມອົງປະກອບທີ່ລະລາຍເຂົ້າໄປໃນທອງແດງແຫຼວ.ພວກເຮົາໄດ້ສະຫຼຸບວ່າເຖິງແມ່ນວ່າທັງ ECD ແລະ LMD ຖືກຄວບຄຸມໂດຍການລະລາຍທີ່ເລືອກແລະການແຜ່ກະຈາຍຂອງ interfacial, ທັງສອງຂະບວນການນີ້ຍັງມີຄວາມແຕກຕ່າງທີ່ສໍາຄັນທີ່ອາດຈະນໍາໄປສູ່ຄວາມແຕກຕ່າງທາງ morphological18.ຫນ້າທໍາອິດ, kinetics ປອກເປືອກໃນ ECD ຖືກຄວບຄຸມໂດຍການໂຕ້ຕອບທີ່ມີຄວາມໄວຫນ້າປອກເປືອກຄົງທີ່ V12 ເປັນຫນ້າທີ່ຂອງແຮງດັນທີ່ໃຊ້ໄດ້.ນີ້ແມ່ນຄວາມຈິງເຖິງແມ່ນວ່າສ່ວນນ້ອຍຂອງອະນຸພາກ refractory (ຕົວຢ່າງ: Pt ໃນ Ag-Au) ໄດ້ຖືກເພີ່ມເຂົ້າໄປໃນໂລຫະປະສົມແມ່, ເຊິ່ງ retards interfacial fluidity, ເຮັດຄວາມສະອາດແລະສະຖຽນລະພາບອຸປະກອນການ unalloyed, ແຕ່ຖ້າບໍ່ດັ່ງນັ້ນຈະຮັກສາ morphology ດຽວກັນ 27 .ໂຄງສ້າງທີ່ປະສົມປະສານທາງດ້ານ topologically ແມ່ນໄດ້ຮັບພຽງແຕ່ຢູ່ໃນຕ່ໍາ X ຕ່ໍາ V, ແລະການເກັບຮັກສາອົງປະກອບ miscible 25 ແມ່ນມີຂະຫນາດໃຫຍ່ເພື່ອຮັກສາຊິ້ນສ່ວນປະລິມານແຂງຂະຫນາດໃຫຍ່ພຽງພໍທີ່ຈະປ້ອງກັນການແຕກແຍກຂອງໂຄງສ້າງ.ນີ້ຊີ້ໃຫ້ເຫັນວ່າອັດຕາການລະລາຍກ່ຽວກັບການແຜ່ກະຈາຍ interfacial ອາດຈະມີບົດບາດສໍາຄັນໃນການຄັດເລືອກ morphological.ໃນທາງກົງກັນຂ້າມ, kinetics ການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມໃນ LMD ແມ່ນການຄວບຄຸມການແຜ່ກະຈາຍ 15,16 ແລະອັດຕາການຫຼຸດລົງຂ້ອນຂ້າງໄວກັບເວລາ \(V \sim \sqrt{{D}_{l}/t}\), Dl ແມ່ນອົງປະກອບ miscibility. ສໍາລັບຄ່າສໍາປະສິດການແຜ່ກະຈາຍຂອງນ້ໍາ..
ອັນທີສອງ, ໃນລະຫວ່າງການ ECD, ການລະລາຍຂອງອົງປະກອບ immiscible ໃນ electrolyte ແມ່ນຕ່ໍາທີ່ສຸດ, ດັ່ງນັ້ນເຂົາເຈົ້າພຽງແຕ່ສາມາດແຜ່ລາມໄປຕາມການໂຕ້ຕອບຂອງໂລຫະປະສົມ-electrolyte.ໃນທາງກົງກັນຂ້າມ, ໃນ LMD, ອົງປະກອບ "immiscible" (A) ຂອງ AXB1-X ໂລຫະປະສົມ precursor ໂດຍທົ່ວໄປມີພຽງເລັກນ້ອຍ, ເຖິງແມ່ນວ່າຈໍາກັດ, melt solubility.ການລະລາຍເລັກນ້ອຍນີ້ສາມາດຖືກພິຈາລະນາໄດ້ຈາກການວິເຄາະແຜນວາດໄລຍະ ternary ຂອງລະບົບ ternary CuTaTi ທີ່ສະແດງໃນຮູບເສີມ 1. ການລະລາຍສາມາດຄິດໄລ່ໄດ້ໂດຍການວາງເສັ້ນ liquidus ທຽບກັບຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງຄວາມສົມດຸນຂອງ Ta ແລະ Ti ໃນດ້ານຂອງແຫຼວຂອງການໂຕ້ຕອບ (\( {c}_{ {{{{{{\rm{Ta))))))}}}} ^{l}\ ) ແລະ \({c}_{{{{(\rm{Ti}}}) }}}} }^ {l}\), ຕາມລໍາດັບ, ຢູ່ທີ່ອຸນຫະພູມຂອງຕົວແທນ (ຮູບທີ່ເສີມ. 1b) ການໂຕ້ຕອບຂອງທາດແຫຼວທີ່ທົນທານຕໍ່ຄວາມສົມດຸນຂອງອຸນນະພູມທ້ອງຖິ່ນແມ່ນຮັກສາໄວ້ໃນລະຫວ່າງການປະສົມ, }}}}}}^{l}\) ແມ່ນປະມານ. ຄົງທີ່ ແລະຄ່າຂອງມັນກ່ຽວຂ້ອງກັບ X. ຮູບເສີມ 1b ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າ \({c}_{{{{{{\rm{Ta}}}}} ))}^{l}\) ຢູ່ໃນຂອບເຂດ 10 -3 − 10 ^{l}\) ເທົ່າກັບ 15.16.ນີ້ "ການຮົ່ວໄຫລ" ຂອງອົງປະກອບ immiscible ໃນໂລຫະປະສົມສາມາດສົ່ງຜົນກະທົບຕໍ່ການສ້າງຕັ້ງຂອງໂຄງສ້າງ interfacial ຢູ່ດ້ານຫນ້າ delamination, ຊຶ່ງສາມາດປະກອບສ່ວນກັບການລະລາຍແລະການຫຍາບຂອງໂຄງສ້າງອັນເນື່ອງມາຈາກການແຜ່ກະຈາຍຂອງປະລິມານ.
ໃນຄໍາສັ່ງທີ່ຈະແຍກຕ່າງຫາກປະເມີນການປະກອບສ່ວນຂອງ (i) ອັດຕາການຫຼຸດຜ່ອນການໂຍກຍ້າຍຂອງໂລຫະປະສົມ V ແລະ (ii) ອັດຕາການຫຼຸດຜ່ອນການ infiltration ຂອງອົງປະກອບ immiscible ເຂົ້າໄປໃນ melt ໄດ້, ພວກເຮົາດໍາເນີນການໃນສອງຂັ້ນຕອນ.ທໍາອິດ, ຂໍຂອບໃຈກັບ \(V \sim \sqrt{{D}_{l}/t}\), ໂດຍການສຶກສາວິວັດທະນາການ morphological ຂອງໂຄງສ້າງຂອງມັດ, ມັນເປັນໄປໄດ້ທີ່ຈະສຶກສາຜົນກະທົບຂອງການຫຼຸດລົງຂອງ V ພຽງພໍ.ເວລາໃຫຍ່.ດັ່ງນັ້ນ, ພວກເຮົາໄດ້ສືບສວນຜົນກະທົບນີ້ໂດຍການດໍາເນີນການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໃນໄລຍະໄລຍະເວລາທີ່ຍາວກວ່າການສຶກສາທີ່ຜ່ານມາ, ເຊິ່ງໄດ້ເປີດເຜີຍການປະກົດຕົວຂອງໂຄງສ້າງການຈັດຕໍາແຫນ່ງ topologically uncoupled ສ້າງຕັ້ງຂຶ້ນໂດຍການແຜ່ກະຈາຍ - coupled ການຂະຫຍາຍຕົວຂອງລະດັບປານກາງ X15.ອັນທີສອງ, ເພື່ອສືບສວນຜົນກະທົບຂອງອົງປະກອບ immiscible ໃນການຫຼຸດຜ່ອນອັດຕາການຮົ່ວໄຫຼ, ພວກເຮົາໄດ້ເພີ່ມ Ti ແລະ Ag ເຂົ້າໄປໃນລະລາຍທອງແດງເພື່ອເພີ່ມແລະຫຼຸດລົງອັດຕາການຮົ່ວໄຫຼ, ຕາມລໍາດັບ, ແລະໄດ້ສຶກສາທາງດ້ານສະນີຍະສາດຜົນໄດ້ຮັບ, kinetics ການແຍກແລະການແຜ່ກະຈາຍຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນໃນ. ລະລາຍ.Cu melt ຜ່ານການຄິດໄລ່ແລະການທົດລອງພາຍໃນໂຄງສ້າງໂລຫະປະສົມ.ພວກ​ເຮົາ​ໄດ້​ເພີ່ມ Ti ເພີ່ມ​ຈາກ 10% ຫາ 30% ກັບ​ສື່​ມວນ​ຊົນ​ເພື່ອ​ເອົາ Cu melt.ການເພີ່ມຂອງ Ti ເພີ່ມຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ Ti ຢູ່ໃນຂອບຂອງຊັ້ນທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍ, ເຊິ່ງຊ່ວຍຫຼຸດຜ່ອນຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ Ti ພາຍໃນຊັ້ນນີ້ແລະຫຼຸດຜ່ອນອັດຕາການລະລາຍ.ມັນຍັງເພີ່ມອັດຕາການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta ໂດຍການເພີ່ມຂຶ້ນ \({c}_{{{(\rm{Ti}}}}}}}}^{l}\), ດັ່ງນັ້ນ \({c}_{{{{ {\rm{Ta}}}}}}}}^{l}\) (ຕື່ມ Fig. 1b). ການລະລາຍຂອງອົງປະກອບຂອງໂລຫະປະສົມໃນການລະລາຍ, ພວກເຮົາໄດ້ສ້າງແບບຈໍາລອງລະບົບ quaternary CuAgTaTi ເປັນລະບົບ ternary ທີ່ມີປະສິດທິພາບ (CuAg) TaTi ເຊິ່ງການລະລາຍຂອງ Ti ແລະ Ta ແມ່ນຂຶ້ນກັບຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Ag ໃນການລະລາຍ CuAg (ເບິ່ງຫມາຍເຫດ) 2 ແລະເສີມ. ຮູບ 2–4).ການເພີ່ມ Ag ບໍ່ໄດ້ເພີ່ມຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ Ti ຢູ່ຂອບຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍ.ຢ່າງໃດກໍຕາມ, ເນື່ອງຈາກການລະລາຍຂອງ Ti ໃນ Ag ຕ່ໍາກວ່າ Cu, ນີ້ຈະຫຼຸດລົງ \({c}_{{{{{\rm{Ta}}}}}}}}^{l}\) (ຮູບເພີ່ມເຕີມ .1) 4b) ແລະອັດຕາການຮົ່ວໄຫຼ Ta.
ຜົນໄດ້ຮັບຂອງການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າການຂະຫຍາຍຕົວຂອງຄູ່ກາຍເປັນບໍ່ຫມັ້ນຄົງໃນໄລຍະເວລາທີ່ພຽງພໍເພື່ອສົ່ງເສີມການສ້າງຕັ້ງຂອງໂຄງສ້າງຄູ່ກັບ topologically ຢູ່ດ້ານຫນ້າການທໍາລາຍ.ພວກເຮົາທົດລອງຢືນຢັນການສະຫລຸບນີ້ໂດຍສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າຊັ້ນພື້ນຖານຂອງໂລຫະປະສົມ Ta15T85, ເຊິ່ງປະກອບຢູ່ໃກ້ກັບດ້ານຫນ້າ delamination ໃນຂັ້ນຕອນຕໍ່ມາຂອງການ delamination, ຍັງຄົງຖືກຜູກມັດທາງດ້ານ topologically ຫຼັງຈາກ etching ຂອງໄລຍະທີ່ອຸດົມສົມບູນທອງແດງ.ຜົນໄດ້ຮັບຂອງພວກເຮົາຍັງແນະນໍາວ່າອັດຕາການຮົ່ວໄຫຼມີຜົນກະທົບອັນເລິກເຊິ່ງຕໍ່ການວິວັດທະນາການທາງດ້ານສະລີລະວິທະຍາເນື່ອງຈາກການຂົນສົ່ງທີ່ແຜ່ກະຈາຍຫຼາຍຂອງອົງປະກອບທີ່ບໍ່ມີຕົວຕົນໃນການລະລາຍຂອງແຫຼວ.ມັນສະແດງໃຫ້ເຫັນຢູ່ທີ່ນີ້ວ່າຜົນກະທົບນີ້, ທີ່ບໍ່ມີຢູ່ໃນ ECD, ມີຜົນກະທົບຢ່າງຫຼວງຫຼາຍຕໍ່ຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງອົງປະກອບຕ່າງໆໃນຊັ້ນທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍ, ແຕ່ສ່ວນຫນຶ່ງຂອງໄລຍະແຂງ, ແລະ topology ຂອງໂຄງສ້າງ LMD.
ໃນພາກນີ້, ພວກເຮົາທໍາອິດນໍາສະເຫນີຜົນຂອງການສຶກສາຂອງພວກເຮົາໂດຍການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະຂອງຜົນກະທົບຂອງການເພີ່ມ Ti ຫຼື Ag ກັບ Cu melts ຜົນໄດ້ຮັບໃນ morphologies ທີ່ແຕກຕ່າງກັນ.ໃນຮູບ.ຮູບທີ່ 1 ນໍາສະເຫນີຜົນຂອງການສ້າງແບບຈໍາລອງສາມມິຕິລະດັບຂອງພາກສະຫນາມໄລຍະຂອງໂລຫະປະສົມ TaXTi1-X ທີ່ໄດ້ຮັບຈາກ Cu70Ti30, Cu70Ag30 ແລະທອງແດງບໍລິສຸດ melts ທີ່ມີເນື້ອໃນປະລໍາມະນູຕ່ໍາຂອງອົງປະກອບ immiscible ຈາກ 5 ຫາ 15%.ສອງແຖວທໍາອິດສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າການເພີ່ມຂອງທັງສອງ Ti ແລະ Ag ສົ່ງເສີມການສ້າງໂຄງສ້າງ topologically bonded ເມື່ອທຽບກັບໂຄງສ້າງທີ່ບໍ່ມີການຜູກມັດຂອງ Cu ບໍລິສຸດ (ແຖວທີສາມ).ຢ່າງໃດກໍ່ຕາມ, ການເພີ່ມຂອງ Ti, ຕາມທີ່ຄາດໄວ້, ການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta ເພີ່ມຂຶ້ນ, ດັ່ງນັ້ນຈຶ່ງປ້ອງກັນ delamination ຂອງໂລຫະປະສົມ X ຕ່ໍາ (Ta5Ti95 ແລະ Ta10Ti90) ແລະເຮັດໃຫ້ເກີດການລະລາຍຂະຫນາດໃຫຍ່ຂອງຊັ້ນ porous exfoliated ໃນລະຫວ່າງການ delamination Ta15Ti85.ໃນທາງກົງກັນຂ້າມ, ການເພີ່ມ Ag (ແຖວທີສອງ) ປະກອບສ່ວນກັບການສ້າງໂຄງສ້າງທີ່ກ່ຽວຂ້ອງກັບ topologically ຂອງອົງປະກອບທັງຫມົດຂອງໂລຫະປະສົມພື້ນຖານທີ່ມີການລະລາຍເລັກນ້ອຍຂອງຊັ້ນທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍ.ການສ້າງຕັ້ງຂອງໂຄງສ້າງ bicontinuous ແມ່ນສະແດງໃຫ້ເຫັນເພີ່ມເຕີມໃນຮູບ.1b, ເຊິ່ງສະແດງໃຫ້ເຫັນຮູບພາບຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍທີ່ມີຄວາມເລິກຂອງ delamination ເພີ່ມຂຶ້ນຈາກຊ້າຍໄປຂວາແລະຮູບພາບຂອງການໂຕ້ຕອບຂອງທາດແຫຼວໃນຄວາມເລິກສູງສຸດ (ຮູບພາບຂວາໄກ).
ການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະ 3D (128 × 128 × 128 nm3) ສະແດງໃຫ້ເຫັນຜົນກະທົບຢ່າງຫຼວງຫຼາຍຂອງການເພີ່ມສານລະລາຍໃນການລະລາຍຂອງແຫຼວໃນ morphology ສຸດທ້າຍຂອງໂລຫະປະສົມທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍ.ເຄື່ອງໝາຍເທິງສະແດງເຖິງອົງປະກອບຂອງໂລຫະປະສົມຫຼັກ (TaXTi1-X) ແລະເຄື່ອງໝາຍແນວຕັ້ງຊີ້ບອກເຖິງອົງປະກອບຂອງການລະລາຍຂອງຕົວກາງໃນການເຮັດໃຫ້ອ່ອນຂອງ Cu.ພື້ນທີ່ທີ່ມີຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Ta ສູງໃນໂຄງສ້າງທີ່ບໍ່ມີຄວາມບໍ່ສະອາດແມ່ນສະແດງເປັນສີນ້ໍາຕານ, ແລະສ່ວນຕິດຕໍ່ຂອງແຫຼວທີ່ແຂງແມ່ນສະແດງເປັນສີຟ້າ.b ການຈໍາລອງສາມມິຕິລະດັບຂອງພາກສະຫນາມໄລຍະຂອງໂລຫະປະສົມ precursor Ta15Ti85 undoped ໃນ Cu70Ag30 melt (190 × 190 × 190 nm3).3 ເຟຣມທໍາອິດສະແດງໃຫ້ເຫັນພາກພື້ນແຂງຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍຢູ່ໃນຄວາມເລິກຂອງຄະນະຜູ້ແທນທີ່ແຕກຕ່າງກັນ, ແລະກອບສຸດທ້າຍສະແດງໃຫ້ເຫັນພຽງແຕ່ການໂຕ້ຕອບແຂງ - ແຫຼວໃນລະດັບຄວາມເລິກສູງສຸດ.ຮູບ​ເງົາ​ທີ່​ສອດ​ຄ້ອງ​ກັນ​ກັບ (b​) ສະ​ແດງ​ໃຫ້​ເຫັນ​ໃນ​ຮູບ​ເງົາ​ເສີມ 1​.
ຜົນກະທົບຂອງການເພີ່ມຕົວລະລາຍໄດ້ຖືກຂຸດຄົ້ນຕື່ມອີກດ້ວຍການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະ 2D, ເຊິ່ງໄດ້ສະຫນອງຂໍ້ມູນເພີ່ມເຕີມກ່ຽວກັບການສ້າງຮູບແບບ interfacial ຢູ່ດ້ານຫນ້າ delamination ແລະອະນຸຍາດໃຫ້ເຂົ້າເຖິງຂະຫນາດແລະຄວາມຍາວຫຼາຍກວ່າ 3D simulations ເພື່ອກໍານົດປະລິມານຂອງ delamination kinetics.ໃນຮູບ.ຮູບທີ່ 2 ສະແດງໃຫ້ເຫັນຮູບພາບຂອງການຈໍາລອງການໂຍກຍ້າຍຂອງໂລຫະປະສົມ precursor Ta15Ti85 ຜ່ານ Cu70Ti30 ແລະ Cu70Ag30 melts.ໃນທັງສອງກໍລະນີ, ການຂະຫຍາຍຕົວແບບປະສົມປະສານການແຜ່ກະຈາຍແມ່ນບໍ່ຄົງທີ່ຫຼາຍ.ແທນທີ່ຈະເຈາະຕາມແນວຕັ້ງເຂົ້າໄປໃນໂລຫະປະສົມ, ຄໍາແນະນໍາຂອງຊ່ອງທາງນ້ໍາເຄື່ອນຍ້າຍ chaotically ຊ້າຍແລະຂວາໃນ trajectories ສະລັບສັບຊ້ອນຫຼາຍໃນລະຫວ່າງຂະບວນການການຂະຫຍາຍຕົວທີ່ຫມັ້ນຄົງທີ່ສົ່ງເສີມໂຄງສ້າງທີ່ສອດຄ່ອງທີ່ສົ່ງເສີມການສ້າງຕັ້ງຂອງໂຄງສ້າງທີ່ກ່ຽວຂ້ອງ topologically ໃນຊ່ອງ 3D (ຮູບ 1).ຢ່າງໃດກໍຕາມ, ມີຄວາມແຕກຕ່າງກັນທີ່ສໍາຄັນລະຫວ່າງ Ti ແລະ Ag additives.ສໍາລັບການລະລາຍຂອງ Cu70Ti30 (ຮູບ 2a), ການປະທະກັນຂອງສອງຊ່ອງທາງຂອງແຫຼວນໍາໄປສູ່ການລວມຕົວຂອງສ່ວນຕິດຕໍ່ຂອງແຫຼວຂອງແຂງ, ເຊິ່ງນໍາໄປສູ່ການ extrusion ຂອງ binders ແຂງ captured ໂດຍທັງສອງຊ່ອງທາງຈາກໂຄງສ້າງແລະ, ໃນທີ່ສຸດ, ການລະລາຍ. .ໃນທາງກົງກັນຂ້າມ, ສໍາລັບການຫລອມ Cu70Ag30 (ຮູບ 2b), ການເສີມທາດ Ta ໃນການໂຕ້ຕອບລະຫວ່າງໄລຍະແຂງແລະຂອງແຫຼວປ້ອງກັນການ coalescence ເນື່ອງຈາກການຫຼຸດລົງຂອງ Ta ຮົ່ວເຂົ້າໄປໃນ melt ໄດ້.ດັ່ງນັ້ນ, ການບີບອັດຂອງພັນທະບັດຢູ່ດ້ານຫນ້າ delamination ແມ່ນສະກັດກັ້ນ, ດັ່ງນັ້ນການສົ່ງເສີມການສ້າງໂຄງສ້າງເຊື່ອມຕໍ່.ຫນ້າສົນໃຈ, ການເຄື່ອນໄຫວ oscillatory chaotic ຂອງຊ່ອງທາງຂອງແຫຼວສ້າງໂຄງສ້າງສອງມິຕິທີ່ມີລະດັບຄວາມສອດຄ່ອງທີ່ແນ່ນອນໃນເວລາທີ່ການຕັດອອກໄດ້ຖືກສະກັດກັ້ນ (ຮູບ 2b).​ເຖິງ​ຢ່າງ​ໃດ​ກໍ​ຕາມ, ການຈັດ​ຕັ້ງ​ນີ້​ບໍ່​ແມ່ນ​ໝາກຜົນ​ຂອງ​ການ​ເຕີບ​ໂຕ​ທີ່​ໝັ້ນຄົງ​ຂອງ​ພັນທະ​ບັດ.ໃນ 3D, ການເຈາະທີ່ບໍ່ຫມັ້ນຄົງຈະສ້າງໂຄງສ້າງ bicontinuous ທີ່ເຊື່ອມຕໍ່ທີ່ບໍ່ແມ່ນ coaxial (ຮູບ 1b).
ພາບຖ່າຍຂອງການຈຳລອງພາກສະໜາມໄລຍະ 2D ຂອງ Cu70Ti30 (a) ແລະ Cu70Ag30 (b) melts remelted to Ta15Ti85 alloy illustrating unstable diffusion-coupled growth.ຮູບພາບສະແດງໃຫ້ເຫັນຄວາມເລິກການກໍາຈັດ impurity ທີ່ແຕກຕ່າງກັນທີ່ວັດແທກຈາກຕໍາແຫນ່ງເບື້ອງຕົ້ນຂອງການໂຕ້ຕອບຂອງແຂງ / ແຫຼວ.insets ສະແດງໃຫ້ເຫັນລະບອບທີ່ແຕກຕ່າງກັນຂອງການ collision ຊ່ອງທາງຂອງແຫຼວ, ນໍາໄປສູ່ການ detachment ຂອງ binders ແຂງແລະການເກັບຮັກສາໄວ້ຂອງ Cu70Ti30 ແລະ Cu70Ag30 melts, ຕາມລໍາດັບ.ຄວາມກວ້າງຂອງໂດເມນຂອງ Cu70Ti30 ແມ່ນ 1024 nm, Cu70Ag30 ແມ່ນ 384 nm.ແຖບສີຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ Ta, ແລະສີທີ່ແຕກຕ່າງກັນຈໍາແນກລະຫວ່າງພາກພື້ນຂອງແຫຼວ (ສີຟ້າເຂັ້ມ), ໂລຫະປະສົມພື້ນຖານ (ສີຟ້າອ່ອນ), ແລະໂຄງສ້າງທີ່ບໍ່ມີການປະສົມ (ເກືອບສີແດງ).ຮູບເງົາຂອງການຈໍາລອງເຫຼົ່ານີ້ແມ່ນໄດ້ສະແດງຢູ່ໃນຮູບເງົາເສີມ 2 ແລະ 3, ເຊິ່ງຊີ້ໃຫ້ເຫັນເສັ້ນທາງທີ່ສັບສົນທີ່ເຈາະເຂົ້າໄປໃນຊ່ອງທາງຂອງແຫຼວໃນໄລຍະການຂະຫຍາຍຕົວທີ່ບໍ່ຫມັ້ນຄົງຂອງການແຜ່ກະຈາຍ.
ຜົນໄດ້ຮັບອື່ນໆຂອງການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະ 2D ແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນ Fig.3.ກຣາບຂອງຄວາມເລິກ delamination ທຽບກັບເວລາ (ເປີ້ນພູເທົ່າກັບ V) ໃນຮູບ.3a ສະ​ແດງ​ໃຫ້​ເຫັນ​ວ່າ​ການ​ເພີ່ມ​ຂອງ Ti ຫຼື Ag ກັບ Cu melt ຊ້າ​ລົງ kinetics ການ​ແຍກ​ອອກ​, ຕາມ​ທີ່​ຄາດ​ຫວັງ​.ໃນຮູບ.3b ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າການຊ້າລົງນີ້ແມ່ນເກີດມາຈາກການຫຼຸດລົງຂອງລະດັບຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ Ti ໃນຂອງແຫຼວພາຍໃນຊັ້ນທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍ.ມັນຍັງສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າການເພີ່ມ Ti(Ag) ເພີ່ມ (ຫຼຸດລົງ) ຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Ti ໃນດ້ານຂອງແຫຼວຂອງການໂຕ້ຕອບ (\({c}_{{{{{{{\rm{Ti)))))) . ).ຮູບ 3d ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າສໍາລັບການລະລາຍທັງສອງ, ສ່ວນປະລິມານຂອງຂອງແຂງຍັງຄົງຢູ່ເຫນືອຂອບເຂດສໍາລັບການສ້າງຕັ້ງຂອງໂຄງສ້າງທີ່ກ່ຽວຂ້ອງ bicontinuous topologically28,29,30.ໃນຂະນະທີ່ການເພີ່ມ Ti ເຂົ້າໄປໃນການລະລາຍເຮັດໃຫ້ການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta, ມັນຍັງເພີ່ມການເກັບຮັກສາ Ti ໃນຕົວຍຶດແຂງເນື່ອງຈາກຄວາມສົມດຸນຂອງໄລຍະ, ດັ່ງນັ້ນການເພີ່ມສ່ວນຂອງປະລິມານເພື່ອຮັກສາຄວາມສອດຄ່ອງຂອງໂຄງສ້າງໂດຍບໍ່ມີສິ່ງປົນເປື້ອນ.ການຄິດໄລ່ຂອງພວກເຮົາໂດຍທົ່ວໄປແລ້ວຕົກລົງກັບການວັດແທກການທົດລອງຂອງສ່ວນສ່ວນປະລິມານຂອງຫນ້າ delamination.
ການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະຂອງໂລຫະປະສົມ Ta15Ti85 quantifies ຜົນກະທົບທີ່ແຕກຕ່າງກັນຂອງ Ti ແລະ Ag ຕື່ມການ Cu melt ໃນ kinetics ການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມທີ່ວັດແທກຈາກຄວາມເລິກການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມເປັນຫນ້າທີ່ຂອງທີ່ໃຊ້ເວລາ (a), ໂປຣໄຟລ໌ຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Ti ໃນຂອງແຫຼວທີ່. ຄວາມເລິກການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມຂອງ 400 nm (ຄວາມເລິກລົບຂະຫຍາຍເຂົ້າໄປໃນ melt ນອກໂຄງສ້າງໂລຫະປະສົມ (ດ້ານຫນ້າຂອງໂລຫະປະສົມຢູ່ເບື້ອງຊ້າຍ) b Ta ການຮົ່ວໄຫລທຽບກັບເວລາ (c) ແລະສ່ວນຂອງແຂງໃນໂຄງສ້າງ unalloyed ທຽບກັບອົງປະກອບ melt (d) ຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງອົງປະກອບເພີ່ມເຕີມ ໃນ melt ແມ່ນ plotted ຕາມ abscissa (d).
ນັບຕັ້ງແຕ່ຄວາມໄວຂອງຫນ້າ delamination ຫຼຸດລົງຕາມເວລາ, evolution ຂອງ morphology ໃນລະຫວ່າງການ delamination ສະແດງໃຫ້ເຫັນຜົນກະທົບຂອງການຫຼຸດຜ່ອນຄວາມໄວ delamination.ໃນການສຶກສາພາກສະໜາມໄລຍະຜ່ານມາ, ພວກເຮົາໄດ້ສັງເກດເຫັນການຂະຫຍາຍຕົວແບບຄູ່ກັນທີ່ຄ້າຍຄືກັບ eutectic ທີ່ສົ່ງຜົນໃຫ້ໂຄງສ້າງທາງດ້ານ topologically unbound ສອດຄ່ອງໃນລະຫວ່າງການກໍາຈັດໂລຫະປະສົມ Ta15Ti85 ດ້ວຍການລະລາຍທອງແດງບໍລິສຸດ 15.ຢ່າງໃດກໍຕາມ, ໄລຍະຍາວຂອງການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະດຽວກັນສະແດງໃຫ້ເຫັນ (ເບິ່ງຮູບເງົາເສີມ 4) ວ່າໃນເວລາທີ່ຄວາມໄວດ້ານຫນ້າ decomposition ກາຍເປັນຂະຫນາດນ້ອຍພຽງພໍ, ການຂະຫຍາຍຕົວຄູ່ຈະກາຍເປັນບໍ່ຫມັ້ນຄົງ.instability manifests ຕົວຂອງມັນເອງໃນ rocking ຂ້າງຂອງ flakes ໄດ້, ເຊິ່ງປ້ອງກັນການສອດຄ່ອງຂອງເຂົາເຈົ້າແລະ, ດັ່ງນັ້ນ, ສົ່ງເສີມການສ້າງຕັ້ງຂອງໂຄງສ້າງເຊື່ອມຕໍ່ topologically.ການຫັນປ່ຽນຈາກການເຕີບໂຕທີ່ຜູກມັດທີ່ຫມັ້ນຄົງໄປສູ່ການເຕີບໂຕຂອງໂງ່ນຫີນທີ່ບໍ່ຫມັ້ນຄົງເກີດຂື້ນຢູ່ໃກ້ກັບ xi = 250 nm ໃນອັດຕາ 4.7 ມມ / ວິນາທີ.ໃນທາງກົງກັນຂ້າມ, ຄວາມເລິກ delamination ທີ່ສອດຄ້ອງກັນ xi ຂອງ Cu70Ti30 melt ແມ່ນປະມານ 40 nm ໃນອັດຕາດຽວກັນ.ດັ່ງນັ້ນ, ພວກເຮົາບໍ່ສາມາດສັງເກດເຫັນການຫັນເປັນດັ່ງກ່າວໃນເວລາທີ່ເອົາໂລຫະປະສົມທີ່ມີ Cu70Ti30 melt (ເບິ່ງຮູບເງົາເສີມ 3), ເນື່ອງຈາກວ່າການເພີ່ມ 30% Ti ກັບ melt ໄດ້ຫຼຸດລົງຢ່າງຫຼວງຫຼາຍ kinetics ການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມ.ສຸດທ້າຍ, ເຖິງແມ່ນວ່າການຂະຫຍາຍຕົວແບບປະສົມການແຜ່ກະຈາຍແມ່ນບໍ່ຄົງທີ່ເນື່ອງຈາກ kinetics delamination ຊ້າລົງ, ໄລຍະຫ່າງ λ0 ຂອງພັນທະບັດແຂງຢູ່ດ້ານຫນ້າ delamination ປະມານ \({\lambda }_{0}^{2}V=C\) ກົດຂອງ stationary. growth15,31 ບ່ອນທີ່ C ເປັນຄົງທີ່.
ເພື່ອທົດສອບການຄາດຄະເນຂອງການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະ, ການທົດລອງການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມໄດ້ຖືກປະຕິບັດດ້ວຍຕົວຢ່າງຂະຫນາດໃຫຍ່ແລະເວລາການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມທີ່ຍາວກວ່າ.ຮູບທີ 4a ແມ່ນແຜນວາດ schematic ສະແດງໃຫ້ເຫັນຕົວກໍານົດການທີ່ສໍາຄັນຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍ.ຄວາມເລິກທັງຫມົດຂອງ delamination ແມ່ນເທົ່າກັບ xi, ໄລຍະຫ່າງຈາກຂອບເຂດຊາຍແດນເບື້ອງຕົ້ນຂອງໄລຍະແຂງແລະຂອງແຫຼວກັບຫນ້າ delamination.hL ແມ່ນໄລຍະຫ່າງຈາກສ່ວນຕິດຕໍ່ຂອງແຫຼວເບື້ອງຕົ້ນໄປຫາຂອບຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍກ່ອນທີ່ຈະ etching.hL ຂະຫນາດໃຫຍ່ຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta ທີ່ເຂັ້ມແຂງ.ຈາກຮູບພາບ SEM ຂອງຕົວຢ່າງທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍ, ພວກເຮົາສາມາດວັດແທກຂະຫນາດ hD ຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍກ່ອນທີ່ຈະ etching.ຢ່າງໃດກໍ່ຕາມ, ເນື່ອງຈາກການລະລາຍຍັງແຂງຢູ່ໃນອຸນຫະພູມຫ້ອງ, ມັນເປັນໄປໄດ້ທີ່ຈະຮັກສາໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍໂດຍບໍ່ມີພັນທະບັດ.ດັ່ງນັ້ນ, ພວກເຮົາ etched ການ melt (ໄລຍະອຸດົມສົມບູນທອງແດງ) ເພື່ອໃຫ້ໄດ້ຮັບໂຄງສ້າງການຫັນປ່ຽນແລະນໍາໃຊ້ hC ເພື່ອປະລິມານຄວາມຫນາຂອງໂຄງສ້າງການຫັນປ່ຽນ.
ແຜນວາດ Schematic ຂອງວິວັຖນາການຂອງ morphology ໃນລະຫວ່າງການກໍາຈັດ impurities ແລະການກໍານົດຂອງ geometric ຕົວກໍານົດການ: ຄວາມຫນາຂອງຊັ້ນການຮົ່ວໄຫລ Ta hL, ຄວາມຫນາຂອງໂຄງສ້າງ delaminated hD, ຄວາມຫນາຂອງໂຄງສ້າງເຊື່ອມຕໍ່ hC.(b), (c) ການທົດລອງການກວດສອບຜົນການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະປຽບທຽບ SEM ຂ້າມພາກສ່ວນແລະ 3D etched morphology ຂອງໂລຫະປະສົມ Ta15Ti85 ກະກຽມຈາກບໍລິສຸດ Cu(b) ແລະ Cu70Ag30 melts, ໃຫ້ຜົນຜະລິດພັນທະບັດ topological ທີ່ມີຂະຫນາດພັນທະນາການເປັນເອກະພາບ (c), ແຖບຂະຫນາດ 10 µm.
ພາກສ່ວນຂ້າມຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍສະແດງໃຫ້ເຫັນໃນຮູບ.4b​,c ຢືນ​ຢັນ​ຜົນ​ກະ​ທົບ​ການ​ຄາດ​ຄະ​ເນ​ຕົ້ນ​ຕໍ​ຂອງ​ການ​ເພີ່ມ Ti ແລະ Ag ກັບ Cu melts ສຸດ morphology ແລະ kinetics ຂອງ​ໂລ​ຫະ​ທີ່​ໄດ້​ຮັບ​ມອບ​ຫມາຍ​.ໃນຮູບ.ຮູບ 4b ສະແດງໃຫ້ເຫັນພາກພື້ນຕ່ໍາຂອງການຕັດ SEM (ຢູ່ເບື້ອງຊ້າຍ) ຂອງໂລຫະປະສົມ Ta15T85 ປະສົມໂດຍການ immersion ໃນທອງແດງບໍລິສຸດສໍາລັບ 10 s ກັບຄວາມເລິກຂອງ xi ~ 270 μm.ໃນຂອບເຂດເວລາທົດລອງທີ່ສາມາດວັດແທກໄດ້, ເຊິ່ງແມ່ນຫຼາຍຄໍາສັ່ງຂອງຂະຫນາດຂະຫນາດໃຫຍ່ກວ່າການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະ, ຄວາມໄວຂອງ decoupling ດ້ານຫນ້າແມ່ນດີຕ່ໍາກວ່າຂອບເຂດທີ່ໄດ້ກ່າວມາຂ້າງເທິງຂອງ 4.7 ມມ / s, ຕ່ໍາກວ່າການຂະຫຍາຍຕົວຂອງພັນທະບັດ eutectic ທີ່ຫມັ້ນຄົງຈະກາຍເປັນບໍ່ຫມັ້ນຄົງ.ດັ່ງນັ້ນ, ໂຄງສ້າງຂ້າງເທິງດ້ານຫນ້າປອກເປືອກຄາດວ່າຈະມີການເຊື່ອມຕໍ່ທາງດ້ານ topologically ຢ່າງເຕັມສ່ວນ.ກ່ອນທີ່ຈະ etching, ຊັ້ນບາງໆຂອງໂລຫະປະສົມພື້ນຖານໄດ້ຖືກລະລາຍຫມົດ (hL = 20 μm), ເຊິ່ງກ່ຽວຂ້ອງກັບການຮົ່ວໄຫລຂອງ Ta (ຕາຕະລາງ 1).ຫຼັງຈາກ etching ສານເຄມີຂອງໄລຍະທີ່ອຸດົມສົມບູນທອງແດງ (ຂວາ), ມີພຽງແຕ່ຊັ້ນບາງໆຂອງໂລຫະປະສົມທີ່ຖືກມອບຫມາຍ (hC = 42 µm) ເທົ່ານັ້ນ, ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍສ່ວນໃຫຍ່ສູນເສຍຄວາມສົມບູນຂອງໂຄງສ້າງໃນລະຫວ່າງການ etching ແລະບໍ່ໄດ້, ຕາມທີ່ຄາດໄວ້, ຜູກມັດທາງດ້ານ topological ( Fig. 1a)., ຮູບພາບຂວາສຸດໃນແຖວທີສາມ).ໃນຮູບ.4c ສະແດງໃຫ້ເຫັນພາກສ່ວນຂ້າມ SEM ເຕັມຮູບແບບແລະຮູບພາບ 3D ຂອງ etching ຂອງໂລຫະປະສົມ Ta15Ti85 ອອກໂດຍການ immersion ໃນ Cu70Ag30 melt ສໍາລັບ 10 s ກັບຄວາມເລິກປະມານ 200 µm.ເນື່ອງຈາກຄວາມເລິກຂອງປອກເປືອກແມ່ນຄາດຄະເນຕາມທິດສະດີຈະເພີ່ມຂຶ້ນດ້ວຍ \({x}_{i}(t)=\sqrt{4p{D}_{l}t}\) ຈຽນນິກຄວບຄຸມການແຜ່ກະຈາຍ (ເບິ່ງຂໍ້ສັງເກດເສີມ 4) 15 16, ດ້ວຍການເພີ່ມ 30% Ag ກັບ Cu melt, ການຫຼຸດລົງຂອງຄວາມເລິກຂອງການແຍກຈາກ 270 μmຫາ 220 μmເທົ່າກັບການຫຼຸດລົງຂອງຈໍານວນ Piclet p ໂດຍປັດໃຈຂອງ 1.5.ຫຼັງຈາກ etching ເຄມີຂອງໄລຍະອຸດົມສົມບູນ Cu / Ag (ຂວາ), ໂຄງສ້າງທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍທັງຫມົດຍັງຄົງຮັກສາຄວາມສົມບູນຂອງໂຄງສ້າງ (hC = 200 µm), ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າມັນເປັນໂຄງສ້າງ bicontinuous ຂອງ topological ທີ່ຄາດຄະເນໄວ້ໂດຍພື້ນຖານ (ຮູບ 1, ຮູບຂວາສຸດ) ແຖວທີສອງແລະທັງຫມົດ. ແຖວລຸ່ມ).ການວັດແທກທັງຫມົດຂອງໂລຫະປະສົມພື້ນຖານທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍ Ta15T85 ໃນການລະລາຍຕ່າງໆແມ່ນສະຫຼຸບຢູ່ໃນຕາຕະລາງ.1. ພວກເຮົາຍັງນໍາສະເຫນີຜົນໄດ້ຮັບສໍາລັບໂລຫະປະສົມພື້ນຖານ Ta10Ti90 ທີ່ບໍ່ມີການປະສົມໃນການລະລາຍຕ່າງໆ, ຢືນຢັນບົດສະຫຼຸບຂອງພວກເຮົາ.ການວັດແທກຄວາມຫນາຂອງຊັ້ນການຮົ່ວໄຫຼ Ta ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າໂຄງສ້າງທີ່ລະລາຍໃນ Cu70Ag30 melt (hL = 0 μm) ຂະຫນາດນ້ອຍກວ່າໃນ Cu melt (hL = 20 μm).ໃນທາງກົງກັນຂ້າມ, ການເພີ່ມຂອງ Ti ກັບລະລາຍເຮັດໃຫ້ໂຄງສ້າງໂລຫະປະສົມທີ່ອ່ອນແອຫຼາຍ (hL = 190 μm).ການຫຼຸດລົງຂອງການລະລາຍຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍລະຫວ່າງ Cu melt ບໍລິສຸດ (hL = 250 μm) ແລະ Cu70Ag30 melt (hL = 150 μm) ແມ່ນຊັດເຈນກວ່າໃນໂລຫະປະສົມທີ່ຖືກມອບຫມາຍໂດຍອີງໃສ່ Ta10Ti90.
ເພື່ອເຂົ້າໃຈຜົນກະທົບຂອງການລະລາຍທີ່ແຕກຕ່າງກັນ, ພວກເຮົາໄດ້ເຮັດການວິເຄາະດ້ານປະລິມານເພີ່ມເຕີມຂອງຜົນການທົດລອງໃນຮູບທີ 5 (ເບິ່ງຂໍ້ມູນເສີມ 1).ໃນຮູບ.ຮູບ 5a–b ສະແດງໃຫ້ເຫັນການແຜ່ກະຈາຍຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງອົງປະກອບທີ່ແຕກຕ່າງກັນຕາມທິດທາງຂອງ exfoliation ໃນການທົດລອງ exfoliation ໃນ Cu melt ບໍລິສຸດ (ຮູບ 5a) ແລະ Cu70Ag30 melt (ຮູບ 5b).ຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງອົງປະກອບຕ່າງໆແມ່ນວາງແຜນໄວ້ກັບໄລຍະຫ່າງ d ຈາກດ້ານຫນ້າ delamination ເຖິງຂອບຂອງຊັ້ນ delamination ໃນ binder ແຂງແລະໄລຍະທີ່ເປັນຂອງແຫຼວ (enriched ໃນ Cu ຫຼື CuAg) ໃນເວລາ delamination.ບໍ່ເຫມືອນກັບ ECD, ບ່ອນທີ່ການເກັບຮັກສາອົງປະກອບ miscible ຖືກກໍານົດໂດຍອັດຕາການແຍກ, ໃນ LMD, ຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນໃນຕົວຍຶດແຂງແມ່ນຖືກກໍານົດໂດຍຄວາມສົມດຸນຂອງ thermodynamic ທ້ອງຖິ່ນລະຫວ່າງໄລຍະແຂງແລະຂອງແຫຼວ, ດັ່ງນັ້ນ, ຄຸນສົມບັດການຢູ່ຮ່ວມກັນຂອງແຂງແລະ. ໄລຍະຂອງແຫຼວ.ແຜນວາດລັດໂລຫະປະສົມ.ເນື່ອງຈາກການລະລາຍຂອງ Ti ຈາກໂລຫະປະສົມພື້ນຖານ, ຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ Ti ຫຼຸດລົງດ້ວຍການເພີ່ມຂຶ້ນ d ຈາກຫນ້າ delamination ກັບຂອບຂອງຊັ້ນ delamination.ດັ່ງນັ້ນ, ຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ Ta ເພີ່ມຂຶ້ນດ້ວຍການເພີ່ມຂຶ້ນ d ຕາມມັດ, ເຊິ່ງສອດຄ່ອງກັບການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະ (ຮູບເພີ່ມເຕີມ 5).ຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Ti ໃນການລະລາຍ Cu70Ag30 ຫຼຸດລົງຕື້ນກວ່າການລະລາຍຂອງ Cu ບໍລິສຸດ, ເຊິ່ງສອດຄ່ອງກັບອັດຕາການກໍາຈັດໂລຫະປະສົມທີ່ຊ້າລົງ.ໂປຣໄຟລ໌ຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນທີ່ວັດແທກໄດ້ໃນຮູບ.5b ຍັງສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າອັດຕາສ່ວນຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Ag ແລະ Cu ໃນຂອງແຫຼວແມ່ນບໍ່ຄົງທີ່ແນ່ນອນຕາມຊັ້ນຂອງໂລຫະປະສົມທີ່ຖືກມອບຫມາຍ, ໃນຂະນະທີ່ຢູ່ໃນການຈໍາລອງຂອງພາກສະຫນາມໄລຍະນີ້, ອັດຕາສ່ວນນີ້ສົມມຸດວ່າຄົງທີ່ໃນການຈໍາລອງການລະລາຍເປັນ. ອົງປະກອບປອມ Cu70Ag30.ເຖິງວ່າຈະມີຄວາມແຕກຕ່າງດ້ານປະລິມານນີ້, ຮູບແບບພາກສະຫນາມໄລຍະຈັບຜົນກະທົບດ້ານຄຸນນະພາບທີ່ໂດດເດັ່ນຂອງການເພີ່ມ Ag ໃນການສະກັດກັ້ນການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta.ການສ້າງແບບຈໍາລອງໃນປະລິມານຢ່າງເຕັມທີ່ຂອງ gradients ຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງອົງປະກອບທັງສີ່ໃນ binders ແຂງແລະຂອງແຫຼວຮຽກຮ້ອງໃຫ້ມີຮູບແບບສີ່ອົງປະກອບທີ່ຖືກຕ້ອງຫຼາຍຂອງແຜນວາດໄລຍະ TaTiCuAg, ເຊິ່ງເກີນຂອບເຂດຂອງການເຮັດວຽກນີ້.
ໂປຣໄຟລ໌ຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນທີ່ວັດແທກໄດ້ຂຶ້ນຢູ່ກັບໄລຍະຫ່າງ d ຈາກດ້ານຫນ້າ delamination ຂອງໂລຫະປະສົມ Ta15Ti85 ໃນ (a) ບໍລິສຸດ Cu melt ແລະ (b) Cu70Ag30 melt.ການປຽບທຽບອັດຕາສ່ວນຂອງປະລິມານທີ່ວັດແທກຂອງແຂງρ(d) ຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍ (ເສັ້ນແຂງ) ກັບການຄາດຄະເນທາງທິດສະດີທີ່ສອດຄ່ອງກັບສົມຜົນທີ່ບໍ່ມີການຮົ່ວໄຫຼ Ta (ເສັ້ນ dashed).(1) (c) ການຄາດເດົາສົມຜົນຂອງອັດຕາເງິນເຟີ້.(1) ສົມຜົນຖືກແກ້ໄຂຢູ່ໜ້າ delamination.(2) ນັ້ນແມ່ນ, ການຮົ່ວໄຫຼ Ta ແມ່ນພິຈາລະນາ.ວັດແທກຄວາມກວ້າງພັນທະບັດສະເລ່ຍ λw ແລະໄລຍະຫ່າງ λs (d).ແຖບຂໍ້ຜິດພາດສະແດງເຖິງຄວາມບ່ຽງເບນມາດຕະຖານ.
ໃນຮູບ.5c ປຽບທຽບສ່ວນປະລິມານທີ່ວັດແທກໄດ້ຂອງຂອງແຂງ ρ(d) (ເສັ້ນແຂງ) ສໍາລັບໂຄງສ້າງ Cu ແລະ Cu70Ag30 ທີ່ຖືກມອບໝາຍອັນບໍລິສຸດຈາກການລະລາຍດ້ວຍການຄາດຄະເນທາງທິດສະດີ (ເສັ້ນ dashed) ທີ່ໄດ້ຮັບຈາກການອະນຸລັກມະຫາຊົນໂດຍໃຊ້ຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Ta ວັດແທກໃນສານຜູກແຂງ \({ c }_ {Ta}^{s}(d)\) (ຮູບ 5a,b) ແລະບໍ່ສົນໃຈການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta ແລະການຂົນສົ່ງຂອງ Ta ລະຫວ່າງພັນທະບັດທີ່ມີຄວາມເລິກທີ່ແຕກຕ່າງກັນຂອງການແຍກ.ຖ້າ Ta ປ່ຽນຈາກແຂງເປັນຂອງແຫຼວ, Ta ທັງຫມົດທີ່ບັນຈຸຢູ່ໃນໂລຫະປະສົມພື້ນຖານຕ້ອງໄດ້ຮັບການແຈກຢາຍຄືນໃຫມ່ເຂົ້າໄປໃນສານຜູກແຂງ.ດັ່ງນັ້ນ, ໃນຊັ້ນໃດຂອງໂຄງສ້າງຫ່າງໄກສອກຫຼີກທີ່ຕັ້ງຂວາງກັບທິດທາງຂອງການໂຍກຍ້າຍຂອງໂລຫະປະສົມ, ການອະນຸລັກມະຫາຊົນຫມາຍຄວາມວ່າ \({c}_{Ta}^{s}(d){S}_{s}(d) )={c}_{Ta}^{0}(d){S}_{t}\), ບ່ອນທີ່ \({c}_{Ta}^{s}(d)\) ແລະ \({c }_{Ta }^ {0}\) ແມ່ນຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Ta ຢູ່ຕໍາແໜ່ງ d ໃນສານຜູກມັດ ແລະໂລຫະປະສົມມາທຣິກຕາມລຳດັບ, ແລະ Ss(d) ແລະ St ແມ່ນພື້ນທີ່ຕັດຕັດຂອງແຜ່ນແຂງ ແລະເຂດຫ່າງໄກສອກຫຼີກທັງໝົດ, ຕາມລໍາດັບ.ອັນນີ້ຄາດຄະເນອັດຕາສ່ວນຂອງທາດແຂງໃນຊັ້ນຫ່າງໄກສອກຫຼີກ.
ນີ້ສາມາດຖືກນໍາໃຊ້ໄດ້ຢ່າງງ່າຍດາຍກັບໂຄງສ້າງຂອງ Cu70Ag30 melts ອັນບໍລິສຸດທີ່ຖືກມອບຫມາຍໂດຍໃຊ້ເສັ້ນໂຄ້ງ \({c}_{Ta}^{s}(d)\) ທີ່ສອດຄ້ອງກັນກັບເສັ້ນສີຟ້າ.ການຄາດຄະເນເຫຼົ່ານີ້ຖືກໃສ່ເທິງຮູບທີ 5c ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າການບໍ່ສົນໃຈການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta ເປັນການຄາດເດົາທີ່ບໍ່ດີຂອງການແຈກຢາຍສ່ວນຂອງປະລິມານ.ການອະນຸລັກມະຫາຊົນທີ່ບໍ່ມີການຮົ່ວໄຫຼຄາດຄະເນການຫຼຸດລົງຂອງ monotonic ໃນສ່ວນຫນຶ່ງຂອງປະລິມານທີ່ເພີ່ມຂຶ້ນ d, ເຊິ່ງສັງເກດເຫັນໃນຄຸນນະພາບຂອງ Cu melts ບໍລິສຸດ, ແຕ່ບໍ່ແມ່ນຢູ່ໃນ Cu70Ag30 melts, ບ່ອນທີ່ ρ(d) ມີຕໍາ່ສຸດທີ່.ນອກຈາກນັ້ນ, ນີ້ນໍາໄປສູ່ການ overestimation ທີ່ສໍາຄັນຂອງຊິ້ນສ່ວນປະລິມານຢູ່ທາງຫນ້າແຍກສໍາລັບທັງສອງ melts.ສໍາລັບການວັດແທກຂະຫນາດນ້ອຍສຸດ d ≈ 10 µm, ຄ່າ ρ ທີ່ຄາດຄະເນສໍາລັບທັງສອງ melts ເກີນ 0.5, ໃນຂະນະທີ່ຄ່າ ρ ທີ່ວັດແທກໄດ້ສໍາລັບການ melts Cu ແລະ Cu70Ag30 ແມ່ນສູງກວ່າເລັກນ້ອຍ 0.3 ແລະ 0.4 ຕາມລໍາດັບ.
ເພື່ອເນັ້ນຫນັກເຖິງບົດບາດຕົ້ນຕໍຂອງການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta, ຫຼັງຈາກນັ້ນພວກເຮົາສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າຄວາມແຕກຕ່າງທາງດ້ານປະລິມານລະຫວ່າງຄ່າ ρ ທີ່ວັດແທກແລະຄາດຄະເນຢູ່ໃກ້ກັບຫນ້າການເສື່ອມໂຊມສາມາດລົບລ້າງໄດ້ໂດຍການປັບປ່ຽນການຄາດຄະເນທາງທິດສະດີຂອງພວກເຮົາເພື່ອປະກອບມີການຮົ່ວໄຫຼນີ້.ເພື່ອເຮັດສິ່ງນີ້, ໃຫ້ພວກເຮົາຄິດໄລ່ຈໍານວນທັງຫມົດຂອງປະລໍາມະນູ Ta ໄຫຼຈາກຂອງແຂງເຂົ້າໄປໃນຂອງແຫຼວໃນເວລາທີ່ທາງຫນ້າ decay ຍ້າຍໃນໄລຍະຫ່າງ Δxi = vΔt ໃນໄລຍະເວລາ Δt Δxi = vΔt, ບ່ອນທີ່ \(v = \dot{x. )) _{i }( t )\) – ອັດຕາ delamination, ຄວາມເລິກ ແລະເວລາສາມາດມາຈາກຄວາມສຳພັນທີ່ຮູ້ຈັກ \({x}_{i}(t)=\sqrt{4p{D}_{l}t) } \) deaeration.ກົດ​ຫມາຍ​ວ່າ​ດ້ວຍ​ທ້ອງ​ຖິ່ນ​ຂອງ​ການ​ອະ​ນຸ​ລັກ​ມະ​ຫາ​ຊົນ​ຢູ່​ທາງ​ຫນ້າ​ແຍກ (d ≈ 0​) ແມ່ນ​ດັ່ງ​ກ່າວ​ວ່າ ΔN = DlglΔtSl/va, ທີ່ gl ເປັນ gradient ຄວາມ​ເຂັ້ມ​ຂົ້ນ​ຂອງ​ປະ​ລໍາ​ມະ​ນູ Ta ໃນ​ຂອງ​ແຫຼວ​, va ແມ່ນ​ປະ​ລິ​ມານ​ປະ​ລໍາ​ມະ​ນູ​ທີ່​ສອດ​ຄ້ອງ​ກັນ​ກັບ​ຄວາມ​ເຂັ້ມ​ຂົ້ນ​ທີ່​ກໍາ​ນົດ​ໄວ້​ເປັນ​. ເສດສ່ວນປະລໍາມະນູ, ແລະ Sl = St − Ss ແມ່ນພື້ນທີ່ຕັດສ່ວນຂອງຊ່ອງຂອງແຫຼວຢູ່ດ້ານໜ້າ delamination.ຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Gradient gl ສາມາດຄິດໄລ່ໄດ້ໂດຍການສົມມຸດວ່າຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງປະລໍາມະນູ Ta ມີມູນຄ່າຄົງທີ່ \({c}_{Ta}^{l}\) ຢູ່ໃນສ່ວນຕິດຕໍ່ກັນແລະມີຂະຫນາດນ້ອຍຫຼາຍໃນການລະລາຍຢູ່ນອກຊັ້ນ exfoliated, ເຊິ່ງ. ໃຫ້ \( {g}_ {l}={c}_{Ta}^{l}/{x}_{i}\) ດັ່ງນັ້ນ, \({{\Delta}}N=({{\Delta}} { x}_{i} {S}_{l}/{v}_{a}){c}_{Ta}^{l}/(2p)\).ເມື່ອທາງໜ້າເຄື່ອນຍ້າຍໄປທີ່ໄລຍະ Δxi, ເສດສ່ວນແຂງເທົ່າກັບຈຳນວນທັງໝົດຂອງ Ta atoms ອອກຈາກໂລຫະປະສົມພື້ນຖານ, \({{\Delta}}{x}_{i}{S}_{t} { c }_{Ta}^ { 0}/{v}_{a}\), ຫາຜົນລວມຂອງຈຳນວນຂອງອາຕອມ Ta ທີ່ຮົ່ວເຂົ້າໄປໃນຂອງແຫຼວ, ΔN, ແລະລວມຢູ່ໃນສານຜູກແຂງ\({{ \Delta} } {x}_{i}{S}_{s }{c}_{Ta}^{s}/{v}_{a}\).ສົມຜົນນີ້, ພ້ອມກັບການສະແດງອອກຂ້າງເທິງສໍາລັບ ΔN ແລະການພົວພັນ St = Ss + Sl ແລະໄລຍະຢູ່ດ້ານຫນ້າ delamination.
ໃນຂອບເຂດຈໍາກັດຂອງການລະລາຍສູນຂອງປະລໍາມະນູ Ta, ເຊິ່ງຫຼຸດລົງເປັນການຄາດຄະເນເບື້ອງຕົ້ນຂອງການບໍ່ມີການຮົ່ວໄຫຼ, \(\rho ={c}_{Ta}^{0}/{c}_{Ta}^{s} \) ທາດແຫຼວ ( \({c }_{Ta}^{l}=0\)).ການນໍາໃຊ້ຄ່າ \({c}_{Ta}^{l}\ປະມານ 0.03\) ຈາກການວັດແທກການທົດລອງ (ບໍ່ສະແດງໃນຮູບ 5a, b) ແລະຕົວເລກ Peclet p ≈ 0.26 ແລະ p ≈ 0.17 ແລະຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງແຂງ \ ( {c}_{Ta}^{s}\approximately 0.3\) ແລະ \({c}_{Ta}^{s}\approximately 0.25\) ສໍາລັບ Cu ແລະ Cu70Ag30 melts, ຕາມລໍາດັບ, ພວກເຮົາໄດ້ຮັບຄ່າຄາດຄະເນຂອງ ການລະລາຍ, ρ ≈ 0.38 ແລະ ρ ≈ 0.39.ການຄາດຄະເນເຫຼົ່ານີ້ແມ່ນປະລິມານໃນຂໍ້ຕົກລົງທີ່ດີພໍສົມຄວນກັບການວັດແທກ.ຄວາມແຕກຕ່າງທີ່ເຫຼືອ (ຄາດຄະເນ 0.38 ທຽບກັບວັດແທກ 0.32 ສໍາລັບ Cu melt ບໍລິສຸດ ແລະ 0.39 ຄາດຄະເນທຽບກັບວັດແທກ 0.43 ສໍາລັບ Cu70Ag30 melt) ສາມາດອະທິບາຍໄດ້ໂດຍຄວາມບໍ່ແນ່ນອນຂອງການວັດແທກຫຼາຍສໍາລັບຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Ta ຕ່ໍາຫຼາຍໃນຂອງແຫຼວ (\( {c }_{Ta }^ {l}\ປະມານ 0.03\)), ເຊິ່ງຄາດວ່າຈະມີຂະໜາດໃຫຍ່ກວ່າເລັກນ້ອຍໃນການລະລາຍທອງແດງບໍລິສຸດ.
ເຖິງແມ່ນວ່າການທົດລອງໃນປະຈຸບັນໄດ້ຖືກປະຕິບັດກ່ຽວກັບໂລຫະປະສົມພື້ນຖານສະເພາະແລະອົງປະກອບ melt, ພວກເຮົາຄາດຫວັງວ່າຜົນໄດ້ຮັບຂອງການວິເຄາະຂອງການທົດລອງເຫຼົ່ານີ້ຈະຊ່ວຍໃຫ້ໄດ້ຮັບສົມຜົນ.(2) ການນໍາໃຊ້ຢ່າງກວ້າງຂວາງກັບລະບົບ doping LMD ອື່ນໆແລະວິທີການທີ່ກ່ຽວຂ້ອງອື່ນໆເຊັ່ນ: Solid State Impurity Removal (SSD).ຈົນກ່ວາໃນປັດຈຸບັນ, ອິດທິພົນຂອງການຮົ່ວໄຫລຂອງອົງປະກອບ immiscible ກ່ຽວກັບໂຄງສ້າງ LMD ໄດ້ຖືກລະເລີຍຢ່າງສົມບູນ.ນີ້ແມ່ນສ່ວນໃຫຍ່ແມ່ນຍ້ອນຄວາມຈິງທີ່ວ່າຜົນກະທົບນີ້ບໍ່ສໍາຄັນໃນ ECDD, ແລະມາຮອດປັດຈຸບັນມັນໄດ້ຖືກສົມມຸດຕິຖານຢ່າງໂງ່ຈ້າວ່າ NMD ແມ່ນຄ້າຍຄືກັນກັບ REC.ເຖິງຢ່າງໃດກໍ່ຕາມ, ຄວາມແຕກຕ່າງທີ່ ສຳ ຄັນລະຫວ່າງ ECD ແລະ LMD ແມ່ນວ່າໃນ LMD ການລະລາຍຂອງອົງປະກອບທີ່ບໍ່ມີຕົວຕົນໃນຂອງແຫຼວແມ່ນເພີ່ມຂື້ນຢ່າງຫຼວງຫຼາຍເນື່ອງຈາກຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນສູງຂອງອົງປະກອບ miscible ຢູ່ດ້ານຂອງແຫຼວຂອງການໂຕ້ຕອບ (\({c}_{Ti} ^{. l}\)), ເຊິ່ງເຮັດໃຫ້ຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງອົງປະກອບທີ່ບໍ່ເຂົ້າກັນໄດ້ເພີ່ມຂຶ້ນ (\({c}_{Ta}^{l}\)) ໃນດ້ານຂອງແຫຼວຂອງສ່ວນຕິດຕໍ່ ແລະຫຼຸດລົງສ່ວນປະລິມານທີ່ຄາດຄະເນໂດຍສົມຜົນສະຖານະແຂງ. .(2) ການປັບປຸງນີ້ແມ່ນເນື່ອງມາຈາກຄວາມຈິງທີ່ວ່າການໂຕ້ຕອບຂອງທາດແຫຼວໃນ LMD ແມ່ນຢູ່ໃນຄວາມສົມດຸນຂອງອຸນຫະພູມທ້ອງຖິ່ນ, ດັ່ງນັ້ນຈຶ່ງສູງ \({c}_{Ti}^{l}\) ຈະຊ່ວຍປັບປຸງ \({c} _ {Ta} ^{l}\ ເຊັ່ນດຽວກັນ, ສູງ \({c}_{Ti}^{s}\) ອະນຸຍາດໃຫ້ Cu ເຂົ້າໄປໃນສານຜູກແຂງ, ແລະຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ Cu ແຂງໃນຕົວຍຶດເຫຼົ່ານີ້ແຕກຕ່າງກັນປະມານ 10% ຄ່ອຍໆ. ການຫຼຸດລົງຂອງຄ່າແມ່ນມີຄວາມລະເລີຍຢູ່ໃນຂອບຂອງຊັ້ນທີ່ຖືກມອບຫມາຍຂະຫນາດນ້ອຍ (ຮູບເພີ່ມເຕີມ 6). ໃນທາງກົງກັນຂ້າມ, ການໂຍກຍ້າຍທາງເຄມີຂອງ Ag ອອກຈາກໂລຫະປະສົມ AgAu ໂດຍ ECD ແມ່ນປະຕິກິລິຍາທີ່ບໍ່ສົມດຸນທີ່ບໍ່ເພີ່ມການລະລາຍຂອງ Au ໃນ. electrolyte.ນອກຈາກ LMD, ພວກເຮົາຍັງຫວັງວ່າຜົນໄດ້ຮັບຂອງພວກເຮົາແມ່ນໃຊ້ໄດ້ກັບ drives ຂອງລັດແຂງ, ບ່ອນທີ່ເຂດແດນແຂງຄາດວ່າຈະຮັກສາຄວາມສົມດຸນຂອງ thermodynamic ທ້ອງຖິ່ນໃນລະຫວ່າງການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມ. ຄວາມຄາດຫວັງນີ້ແມ່ນສະຫນັບສະຫນູນໂດຍຄວາມຈິງທີ່ວ່າການປ່ຽນແປງສ່ວນຫນຶ່ງຂອງປະລິມານ. ຂອງແຂງຢູ່ໃນຊັ້ນທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍຂອງໂຄງສ້າງ SSD ໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນ, ຫມາຍຄວາມວ່າຂ້າພະເຈົ້າ, ວ່າໃນລະຫວ່າງການມອບຫມາຍມີການລະລາຍຂອງ ligament ແຂງ, ທີ່ກ່ຽວຂ້ອງກັບການຮົ່ວໄຫລຂອງອົງປະກອບ immiscible.
ແລະສົມຜົນ.(2) ເພື່ອຄາດຄະເນການຫຼຸດລົງຢ່າງຫຼວງຫຼາຍຂອງຊິ້ນສ່ວນແຂງຢູ່ດ້ານຫນ້າການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມເນື່ອງຈາກການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta, ມັນຍັງຈໍາເປັນຕ້ອງໄດ້ຄໍານຶງເຖິງການຂົນສົ່ງ Ta ໃນພາກພື້ນການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມເພື່ອເຂົ້າໃຈການແຜ່ກະຈາຍຂອງຊິ້ນສ່ວນແຂງໃນທັງຫມົດ. ຊັ້ນການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມ, ເຊິ່ງສອດຄ່ອງກັບທອງແດງບໍລິສຸດແລະ Cu70Ag30 melt.ສໍາລັບ Cu70Ag30 melt (ເສັ້ນສີແດງໃນຮູບ 5c), ρ(d) ມີຕໍາ່ສຸດທີ່ປະມານເຄິ່ງຫນຶ່ງຂອງຊັ້ນທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍ.ຕໍາ່ສຸດທີ່ນີ້ແມ່ນເນື່ອງມາຈາກຄວາມຈິງທີ່ວ່າຈໍານວນທັງຫມົດຂອງ Ta ບັນຈຸຢູ່ໃນ binder ແຂງຢູ່ໃກ້ກັບຂອບຂອງຊັ້ນທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍແມ່ນຫຼາຍກ່ວາໃນໂລຫະປະສົມພື້ນຖານ.ນັ້ນແມ່ນ, ສໍາລັບ d ≈ 230 μm \({S}_{s}(d){c}_{Ta}^{s}(d)\, > \,{S}_{t}{c} _ { Ta}^{0}\), ຫຼືທຽບເທົ່າທັງໝົດ, ρ(d) = Ss(d)/St ≈ 0.35 ແມ່ນໃຫຍ່ກວ່າສົມຜົນທີ່ຄາດໄວ້.(1) ບໍ່ມີການຮົ່ວໄຫຼ\({c}_{Ta}^{0}/{c}_{Ta}^{s}(d)\approx. 0.2\).ນີ້ຫມາຍຄວາມວ່າສ່ວນຫນຶ່ງຂອງ Ta escaping ໄດ້ຖືກຂົນສົ່ງຈາກທາງຫນ້າແຍກໄປສູ່ພາກພື້ນທີ່ຫ່າງໄກຈາກດ້ານຫນ້ານີ້, ກະຈາຍຢູ່ໃນຂອງແຫຼວແລະຕາມການໂຕ້ຕອບຂອງແຫຼວແຂງ, ບ່ອນທີ່ມັນຖືກໂອນຄືນ.
ການປ່ຽນແທນນີ້ມີຜົນກະທົບກົງກັນຂ້າມກັບການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta ເພື່ອເສີມສ້າງຕົວຍຶດແຂງຂອງ Ta, ແລະການແຈກຢາຍຊິ້ນສ່ວນທີ່ແຂງສາມາດອະທິບາຍໄດ້ຢ່າງມີຄຸນນະພາບເປັນການດຸ່ນດ່ຽງຂອງການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta ແລະການປ່ຽນແທນ.ສໍາລັບການລະລາຍຂອງ Cu70Ag30, ຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Ag ໃນຂອງແຫຼວເພີ່ມຂຶ້ນດ້ວຍການເພີ່ມ d (ເສັ້ນຈຸດສີນ້ໍາຕານໃນຮູບ 5b) ເພື່ອຫຼຸດຜ່ອນການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta ໂດຍການລະລາຍຂອງ Ta ຫຼຸດລົງ, ເຊິ່ງນໍາໄປສູ່ການເພີ່ມຂຶ້ນຂອງ ρ(d) ດ້ວຍການເພີ່ມຂຶ້ນ d ຫຼັງຈາກເຖິງຂັ້ນຕ່ໍາ. .ນີ້ຮັກສາສ່ວນແຂງຂະຫນາດໃຫຍ່ພຽງພໍທີ່ຈະປ້ອງກັນບໍ່ໃຫ້ fragmentation ເນື່ອງຈາກ detachment ຂອງພັນທະບັດແຂງ, ເຊິ່ງອະທິບາຍວ່າເປັນຫຍັງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍໃນ Cu70Ag30 melts ຮັກສາຄວາມສົມບູນຂອງໂຄງສ້າງຫຼັງຈາກການ etching.ໃນທາງກົງກັນຂ້າມ, ສໍາລັບການລະລາຍທອງແດງບໍລິສຸດ, ການຮົ່ວໄຫຼແລະການປ່ຽນໃຫມ່ເກືອບຈະຍົກເລີກເຊິ່ງກັນແລະກັນ, ເຊິ່ງກໍ່ໃຫ້ເກີດການຫຼຸດລົງຊ້າໆຂອງທາດແຂງຕ່ໍາກວ່າຂອບເຂດການແຕກແຍກຂອງຊັ້ນທີ່ຖືກມອບຫມາຍ, ຊຶ່ງເຮັດໃຫ້ພຽງແຕ່ຊັ້ນບາງໆທີ່ຮັກສາຄວາມສົມບູນຂອງໂຄງສ້າງຢູ່ໃກ້ກັບຂອບເຂດຂອງ. ຊັ້ນທີ່ມອບໝາຍ.(ຮູບ 4b, ຕາຕະລາງ 1).
ມາຮອດປະຈຸ, ການວິເຄາະຂອງພວກເຮົາສ່ວນໃຫຍ່ແມ່ນສຸມໃສ່ການອະທິບາຍອິດທິພົນທີ່ເຂັ້ມແຂງຂອງການຮົ່ວໄຫລຂອງອົງປະກອບ miscible ໃນຂະຫນາດກາງ dislocating ກ່ຽວກັບແຕ່ສ່ວນແຂງແລະ topology ຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍ.ຕອນນີ້ໃຫ້ພວກເຮົາຫັນໄປສູ່ຜົນກະທົບຂອງການຮົ່ວໄຫຼນີ້ຕໍ່ການຫຍາບຄາຍຂອງໂຄງສ້າງ bicontinuum ພາຍໃນຊັ້ນທີ່ຖືກມອບຫມາຍ, ເຊິ່ງມັກຈະເກີດຂື້ນໃນລະຫວ່າງ LMD ເນື່ອງຈາກອຸນຫະພູມການປຸງແຕ່ງສູງ.ນີ້ແມ່ນແຕກຕ່າງຈາກ ECD ທີ່ການຫຍາບແມ່ນເກືອບບໍ່ມີຢູ່ໃນລະຫວ່າງການໂຍກຍ້າຍຂອງໂລຫະປະສົມ, ແຕ່ສາມາດເກີດຈາກການຫມຸນຢູ່ໃນອຸນຫະພູມທີ່ສູງຂຶ້ນຫຼັງຈາກການໂຍກຍ້າຍຂອງໂລຫະປະສົມ.ມາຮອດປະຈຸ, ການຫຍາບຄາຍລະຫວ່າງ LMD ໄດ້ຖືກສ້າງແບບຈໍາລອງພາຍໃຕ້ການສົມມຸດຕິຖານວ່າມັນເກີດຂື້ນຍ້ອນການແຜ່ກະຈາຍຂອງອົງປະກອບທີ່ບໍ່ມີຕົວຕົນຕາມສ່ວນຕິດຕໍ່ຂອງແຫຼວທີ່ແຂງ, ຄ້າຍຄືກັບການແຜ່ກະຈາຍຂອງພື້ນຜິວຂອງໂຄງສ້າງ ECD nanoporous annealed.ດັ່ງນັ້ນ, ຂະຫນາດພັນທະບັດໄດ້ຖືກສ້າງແບບຈໍາລອງໂດຍນໍາໃຊ້ມາດຕະຖານມາດຕະຖານຂອງກົດຫມາຍວ່າດ້ວຍການຂະຫຍາຍ capillary.
ບ່ອນທີ່ tc ແມ່ນເວລາຫຍາບຄາຍ, ກໍານົດເປັນເວລາທີ່ຜ່ານໄປຫຼັງຈາກທາງຫນ້າຂອງ delamination ຢູ່ທີ່ຄວາມເລິກ xi ພາຍໃນຊັ້ນ delamination (ບ່ອນທີ່ λ ມີມູນຄ່າເບື້ອງຕົ້ນ λ00) ຈົນກ່ວາໃນຕອນທ້າຍຂອງການທົດລອງ delamination, ແລະດັດຊະນີຂະຫນາດ n = 4 ກະຈາຍພື້ນຜິວ.Eq ຄວນຖືກນໍາໃຊ້ຢ່າງລະມັດລະວັງ.(3) ແປການວັດແທກຂອງ λ ແລະໄລຍະຫ່າງ d ສໍາລັບໂຄງສ້າງສຸດທ້າຍໂດຍບໍ່ມີການ impurities ໃນຕອນທ້າຍຂອງການທົດລອງ.ນີ້ແມ່ນເນື່ອງມາຈາກຄວາມຈິງທີ່ວ່າພາກພື້ນທີ່ຢູ່ໃກ້ກັບຂອບຂອງຊັ້ນທີ່ຖືກມອບຫມາຍໃຊ້ເວລາດົນກວ່າທີ່ຈະຂະຫຍາຍກວ້າງກວ່າພາກພື້ນທີ່ຢູ່ໃກ້ກັບດ້ານຫນ້າ.ນີ້ສາມາດເຮັດໄດ້ດ້ວຍສົມຜົນເພີ່ມເຕີມ.(3) ການສື່ສານກັບ tc ແລະ d.ຄວາມສໍາພັນນີ້ສາມາດໄດ້ຮັບໄດ້ຢ່າງງ່າຍດາຍໂດຍການຄາດເດົາຄວາມເລິກຂອງການໂຍກຍ້າຍຂອງໂລຫະປະສົມເປັນຫນ້າທີ່ຂອງເວລາ, \({x}_{i}(t)=\sqrt{4p{D}_{l}t}\), ເຊິ່ງໃຫ້ tc(d) = te − tf(d), ເຊິ່ງ te ແມ່ນໄລຍະເວລາຂອງການທົດລອງທັງໝົດ, \({t}_{f}(d)={(\sqrt{4p{D}_{l} {t}_{ e } }-d)}^{2}/(4p{D}_{l})\) ແມ່ນເວລາຂອງໜ້າ delamination ເຖິງຄວາມເລິກເທົ່າກັບຄວາມເລິກ delamination ສຸດທ້າຍ ລົບ d.ສຽບການສະແດງອອກນີ້ສໍາລັບ tc(d) ເຂົ້າໄປໃນສົມຜົນ.(3) ຄາດຄະເນ λ(d) (ເບິ່ງຂໍ້ 5 ເພີ່ມເຕີມ).
ເພື່ອທົດສອບການຄາດຄະເນນີ້, ພວກເຮົາໄດ້ປະຕິບັດການວັດແທກຄວາມກວ້າງແລະໄລຍະຫ່າງລະຫວ່າງມັດໃນສ່ວນຂ້າມເຕັມຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍທີ່ສະແດງຢູ່ໃນຮູບເສີມ 9 ສໍາລັບ Cu70Ag30 ບໍລິສຸດແລະ Cu70Ag30 melts.ຈາກການສະແກນເສັ້ນຕັ້ງຂວາງກັບທິດທາງ delamination ໃນໄລຍະຫ່າງທີ່ແຕກຕ່າງກັນ d ຈາກດ້ານຫນ້າ delamination, ພວກເຮົາໄດ້ຮັບຄວາມກວ້າງສະເລ່ຍ λw(d) ຂອງມັດ Ta-rich ແລະໄລຍະຫ່າງສະເລ່ຍ λs(d) ລະຫວ່າງມັດ.ການວັດແທກເຫຼົ່ານີ້ແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນຮູບ.5d ແລະປຽບທຽບກັບການຄາດຄະເນຂອງສົມຜົນ.(3) ໃນຮູບການເສີມ 10 ສໍາລັບຄ່າທີ່ແຕກຕ່າງກັນຂອງ n.ການປຽບທຽບສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າດັດຊະນີການແຜ່ກະຈາຍຂອງຫນ້າດິນຂອງ n = 4 ເຮັດໃຫ້ການຄາດຄະເນທີ່ບໍ່ດີ.ການຄາດຄະເນນີ້ບໍ່ໄດ້ຮັບການປັບປຸງຢ່າງຫຼວງຫຼາຍໂດຍການເລືອກ n = 3 ສໍາລັບການແຜ່ກະຈາຍຂອງ capillary coarsening ສ່ວນໃຫຍ່, ເຊິ່ງຄົນເຮົາອາດຈະຄາດຫວັງວ່າຈະໃຫ້ຄວາມເຫມາະສົມທີ່ດີກວ່າເນື່ອງຈາກ Ta ຮົ່ວເຂົ້າໄປໃນຂອງແຫຼວ.
ຄວາມແຕກຕ່າງທາງດ້ານປະລິມານລະຫວ່າງທິດສະດີແລະການທົດລອງແມ່ນບໍ່ແປກໃຈ, ນັບຕັ້ງແຕ່ Eq.(3) ອະທິບາຍການຫົດຕົວຂອງ capillary coarsening ຢູ່ທີ່ສ່ວນຫນຶ່ງຂອງປະລິມານຄົງທີ່ ρ, ໃນຂະນະທີ່ຢູ່ LMD ສ່ວນຂອງແຂງ ρ ແມ່ນບໍ່ຄົງທີ່.ρ ມີການປ່ຽນແປງທາງດ້ານພື້ນທີ່ພາຍໃນຊັ້ນທີ່ຖືກໂຍກຍ້າຍໃນຕອນທ້າຍຂອງການໂຍກຍ້າຍໂລຫະປະສົມ, ດັ່ງທີ່ສະແດງຢູ່ໃນຮູບ.5 ຄ.ρຍັງມີການປ່ຽນແປງກັບເວລາໃນລະຫວ່າງການໂຍກຍ້າຍຂອງ impurities ຢູ່ໃນຄວາມເລິກການໂຍກຍ້າຍຄົງທີ່, ຈາກມູນຄ່າຂອງຫນ້າການໂຍກຍ້າຍ (ເຊິ່ງປະມານຄົງທີ່ໃນເວລາແລະດັ່ງນັ້ນເອກະລາດຂອງ tf ແລະ d) ກັບຄ່າວັດແທກຂອງρ(d) ສະແດງໃຫ້ເຫັນໃນຮູບ. 5c ກົງກັບເວລາສຸດທ້າຍ.ຈາກຮູບ.3d, ມັນສາມາດຄາດຄະເນໄດ້ວ່າຄ່າທາງຫນ້າ decay ແມ່ນປະມານ 0.4 ແລະ 0.35 ສໍາລັບ AgCu ແລະບໍລິສຸດ Cu melts, ຕາມລໍາດັບ, ເຊິ່ງໃນທຸກກໍລະນີແມ່ນສູງກ່ວາມູນຄ່າສຸດທ້າຍຂອງρໃນເວລາ te.ມັນເປັນສິ່ງສໍາຄັນທີ່ຈະສັງເກດວ່າການຫຼຸດລົງຂອງρກັບເວລາທີ່ຄົງທີ່ d ແມ່ນຜົນສະທ້ອນໂດຍກົງຂອງການປະກົດຕົວຂອງຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ gradient ຂອງອົງປະກອບ miscible (Ti) ໃນຂອງແຫຼວ.ເນື່ອງຈາກຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Ti ໃນຂອງແຫຼວຫຼຸດລົງດ້ວຍການເພີ່ມຂຶ້ນ d, ຄວາມສົມດຸນຂອງຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ Ti ໃນຂອງແຂງຍັງເປັນຫນ້າທີ່ຫຼຸດລົງຂອງ d, ເຊິ່ງນໍາໄປສູ່ການລະລາຍຂອງ Ti ຈາກສານຜູກແຂງແລະການຫຼຸດລົງຂອງຊິ້ນສ່ວນແຂງຕາມເວລາ.ການປ່ຽນແປງຊົ່ວຄາວໃນρຍັງໄດ້ຮັບຜົນກະທົບຈາກການຮົ່ວໄຫຼແລະການປ່ຽນແທນຂອງ Ta.ດັ່ງນັ້ນ, ເນື່ອງຈາກຜົນກະທົບເພີ່ມເຕີມຂອງການລະລາຍແລະການ reprecipitation, ພວກເຮົາຄາດຫວັງວ່າການຫຍາບຕົວໃນລະຫວ່າງ LMD, ຕາມກົດລະບຽບ, ເກີດຂື້ນໃນສ່ວນຂອງປະລິມານທີ່ບໍ່ຄົງທີ່, ເຊິ່ງຈະນໍາໄປສູ່ການວິວັດທະນາໂຄງສ້າງນອກເຫນືອຈາກການຫຍາບຂອງ capillary, ແຕ່ຍັງເປັນການແຜ່ກະຈາຍໃນ. ທາດແຫຼວ ແລະບໍ່ພຽງແຕ່ຢູ່ຕາມຊາຍແດນຂອງທາດແຂງ-ຂອງແຫຼວ.
ຂໍ້ເທັດຈິງສົມຜົນ.(3) ການວັດແທກຄວາມກວ້າງຂອງພັນທະບັດແລະຊ່ອງຫວ່າງສໍາລັບ 3 ≤ n ≤ 4 ບໍ່ໄດ້ເປັນປະລິມານ (ຕື່ມ Fig. 10), ແນະນໍາວ່າການລະລາຍແລະການປ່ຽນແທນບໍ່ແມ່ນຍ້ອນການຫຼຸດຜ່ອນການໂຕ້ຕອບມີບົດບາດສໍາຄັນໃນການທົດລອງໃນປະຈຸບັນ.ສໍາລັບ capillary coarsening, λw ແລະ λs ຄາດວ່າຈະມີການເອື່ອຍອີງດຽວກັນກັບ d, ໃນຂະນະທີ່ຮູບ 5d ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າ λs ເພີ່ມຂຶ້ນດ້ວຍ d ຫຼາຍໄວກວ່າ λw ສໍາລັບ Cu70Ag30 melts ບໍລິສຸດ.ໃນຂະນະທີ່ທິດສະດີການຫຍາບຄາຍທີ່ຄໍານຶງເຖິງການລະລາຍແລະການປ່ຽນແທນຕ້ອງໄດ້ຮັບການພິຈາລະນາເພື່ອອະທິບາຍການວັດແທກເຫຼົ່ານີ້ໃນປະລິມານ, ຄວາມແຕກຕ່າງນີ້ຄາດວ່າຈະມີຄຸນນະພາບ, ນັບຕັ້ງແຕ່ການລະລາຍຂອງພັນທະບັດຂະຫນາດນ້ອຍຢ່າງສົມບູນປະກອບສ່ວນກັບການເພີ່ມຂຶ້ນຂອງໄລຍະຫ່າງລະຫວ່າງພັນທະບັດ.ນອກຈາກນັ້ນ, λs ຂອງ Cu70Ag30 melt ເຖິງມູນຄ່າສູງສຸດຂອງມັນຢູ່ໃນຂອບຂອງຊັ້ນທີ່ບໍ່ມີໂລຫະປະສົມ, ແຕ່ຄວາມຈິງທີ່ວ່າ λs ຂອງການລະລາຍທອງແດງບໍລິສຸດຍັງສືບຕໍ່ເພີ່ມຂຶ້ນ monotonically ສາມາດອະທິບາຍໄດ້ໂດຍການເພີ່ມຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ Ag ໃນຂອງແຫຼວ, ບ່ອນທີ່. d ຖືກນໍາໃຊ້ເພື່ອອະທິບາຍ ρ(d) ໃນຮູບ 5c ພຶດຕິກໍາທີ່ບໍ່ແມ່ນ monotonic.ການເພີ່ມຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ Ag ດ້ວຍການເພີ່ມ d ສະກັດກັ້ນການຮົ່ວໄຫຼຂອງ Ta ແລະການລະລາຍຂອງສານຜູກມັດ, ເຊິ່ງເຮັດໃຫ້ການຫຼຸດລົງຂອງ λs ຫຼັງຈາກເຖິງມູນຄ່າສູງສຸດ.
ສຸດທ້າຍ, ໃຫ້ສັງເກດວ່າການສຶກສາຄອມພິວເຕີຂອງ capillary coarsening ໃນສ່ວນປະລິມານຄົງທີ່ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າໃນເວລາທີ່ສ່ວນຫນຶ່ງຂອງປະລິມານຫຼຸດລົງຕໍ່າກວ່າເກນຂອງປະມານ 0.329.30, ຊິ້ນໂຄງສ້າງໃນລະຫວ່າງການຫຍາບ.ໃນທາງປະຕິບັດ, ເກນນີ້ອາດຈະຕໍ່າກວ່າເລັກນ້ອຍເນື່ອງຈາກການແຕກແຍກແລະການຫຼຸດຜ່ອນສະກຸນປະສົມກັນເກີດຂຶ້ນຕາມຂະໜາດເວລາທຽບກັບ ຫຼືຫຼາຍກວ່າເວລາການຖອດໂລຫະປະສົມທັງໝົດໃນການທົດລອງນີ້.ຄວາມຈິງທີ່ວ່າໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍໃນ Cu70Ag30 melts ຮັກສາຄວາມສົມບູນຂອງໂຄງສ້າງຂອງພວກເຂົາເຖິງແມ່ນວ່າ ρ(d) ຕ່ໍາກວ່າ 0.3 ເລັກນ້ອຍໃນລະດັບ d ສະເລ່ຍຊີ້ໃຫ້ເຫັນວ່າການແຕກແຍກ, ຖ້າມີ, ເກີດຂື້ນພຽງແຕ່ບາງສ່ວນ.ເກນສ່ວນສ່ວນຂອງປະລິມານສຳລັບການແຕກແຍກອາດຈະຂຶ້ນກັບການລະລາຍ ແລະ ການເກັບຄືນ.
ການສຶກສານີ້ດຶງເອົາສອງບົດສະຫຼຸບຕົ້ນຕໍ.ຫນ້າທໍາອິດ, ແລະຫຼາຍກວ່າການປະຕິບັດ, topology ຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍທີ່ຜະລິດໂດຍ LMD ສາມາດຄວບຄຸມໄດ້ໂດຍການເລືອກ melt ໄດ້.ໂດຍການເລືອກການລະລາຍເພື່ອຫຼຸດຜ່ອນການລະລາຍຂອງອົງປະກອບ immiscible A ຂອງໂລຫະປະສົມພື້ນຖານ AXB1-X ໃນການລະລາຍ, ເຖິງແມ່ນວ່າມີຈໍາກັດ, ໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍສູງສາມາດຖືກສ້າງຂື້ນທີ່ຮັກສາຄວາມສອດຄ່ອງຂອງມັນເຖິງແມ່ນວ່າຢູ່ໃນຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຕ່ໍາຂອງອົງປະກອບຊັ້ນ X ແລະຄວາມສົມບູນຂອງໂຄງສ້າງ. .ມັນເປັນທີ່ຮູ້ຈັກກ່ອນຫນ້ານີ້ວ່ານີ້ແມ່ນເປັນໄປໄດ້ສໍາລັບ ECD25, ແຕ່ບໍ່ແມ່ນສໍາລັບ LMD.ຂໍ້ສະຫຼຸບທີສອງ, ເຊິ່ງເປັນພື້ນຖານຫຼາຍກວ່າ, ແມ່ນເຫດຜົນທີ່ວ່າໃນ LMD ສາມາດຮັກສາຄວາມສົມບູນຂອງໂຄງສ້າງໄດ້ໂດຍການດັດແປງຂະຫນາດກາງຂອງຕົວແທນ, ເຊິ່ງຫນ້າສົນໃຈໃນຕົວມັນເອງແລະສາມາດອະທິບາຍການສັງເກດການຂອງໂລຫະປະສົມ TaTi ຂອງພວກເຮົາໃນ CuAg ບໍລິສຸດແລະ CuAg melts ໃນ, ແຕ່ຍັງຢູ່ໃນ. ໂດຍທົ່ວໄປແລ້ວເພື່ອຊີ້ແຈງຄວາມແຕກຕ່າງທີ່ ສຳ ຄັນ, ຄາດຄະເນລ່ວງ ໜ້າ ຕໍ່າກວ່າລະຫວ່າງ ECD ແລະ LMD.
ໃນ ECD, ຄວາມສອດຄ່ອງຂອງໂຄງສ້າງແມ່ນຮັກສາໄວ້ໂດຍການຮັກສາອັດຕາການກໍາຈັດ impurity ຢູ່ໃນລະດັບຕ່ໍາ X, ເຊິ່ງຍັງຄົງຄົງທີ່ໃນໄລຍະເວລາສໍາລັບການຂັບຂີ່ຄົງທີ່, ຂະຫນາດນ້ອຍພຽງພໍທີ່ຈະຮັກສາອົງປະກອບ miscible ພຽງພໍ B ໃນ binder ແຂງໃນລະຫວ່າງການກໍາຈັດ impurity ເພື່ອຮັກສາ. ປະລິມານຂອງແຂງ.ສ່ວນ ρ ແມ່ນໃຫຍ່ພໍທີ່ຈະປ້ອງກັນບໍ່ໃຫ້ fragmentation25.ໃນ LMD, ອັດຕາການກໍາຈັດໂລຫະປະສົມ \(d{x}_{i}(t)/dt=\sqrt{p{D}_{l}/t}\) ຫຼຸດລົງຕາມເວລາເນື່ອງຈາກການແຜ່ກະຈາຍຂອງ kinetics ຈໍາກັດ.ດັ່ງນັ້ນ, ໂດຍບໍ່ຄໍານຶງເຖິງປະເພດຂອງອົງປະກອບ melt ທີ່ມີຜົນກະທົບພຽງແຕ່ຈໍານວນ Peclet, ອັດຕາການ delamination ຢ່າງໄວວາບັນລຸມູນຄ່າຂະຫນາດນ້ອຍພຽງພໍທີ່ຈະຮັກສາຈໍານວນພຽງພໍຂອງ B ໃນ binder ແຂງ, ເຊິ່ງສະທ້ອນໃຫ້ເຫັນໂດຍກົງໃນຄວາມຈິງທີ່ວ່າ ρ ທີ່ delamination. ດ້ານໜ້າແມ່ນຄົງທີ່ຕາມເວລາ.ຄວາມ​ຈິງ​ແລະ​ຢູ່​ຂ້າງ​ເທິງ​ລະ​ດັບ​ການ fragmentation​.ດັ່ງທີ່ສະແດງໃຫ້ເຫັນໂດຍການຈໍາລອງພາກສະຫນາມໄລຍະ, ອັດຕາການປອກເປືອກຍັງໄວເຖິງມູນຄ່າຂະຫນາດນ້ອຍພຽງພໍທີ່ຈະ destabilize ການຂະຫຍາຍຕົວຂອງພັນທະບັດ eutectic, ດັ່ງນັ້ນການອໍານວຍຄວາມສະດວກຂອງການສ້າງໂຄງສ້າງພັນທະບັດ topologically ເນື່ອງຈາກການເຄື່ອນໄຫວ rocking ຂ້າງຂອງ lamellae ໄດ້.ດັ່ງນັ້ນ, ຄວາມແຕກຕ່າງພື້ນຖານຕົ້ນຕໍລະຫວ່າງ ECD ແລະ LMD ແມ່ນຢູ່ໃນວິວັດທະນາການຂອງຫນ້າ delamination ຜ່ານໂຄງສ້າງພາຍໃນຂອງຊັ້ນຫຼັງຈາກການແບ່ງປັນແລະρ, ແທນທີ່ຈະເປັນອັດຕາ delamination.
ໃນ ECD, ρແລະການເຊື່ອມຕໍ່ຄົງທີ່ຕະຫຼອດຊັ້ນຫ່າງໄກສອກຫຼີກ.ໃນ LMD, ໃນທາງກົງກັນຂ້າມ, ທັງສອງແຕກຕ່າງກັນພາຍໃນຊັ້ນຫນຶ່ງ, ເຊິ່ງສະແດງໃຫ້ເຫັນຢ່າງຊັດເຈນໃນການສຶກສານີ້, ເຊິ່ງແຜນທີ່ຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງປະລໍາມະນູແລະການແຜ່ກະຈາຍຂອງ ρ ຕະຫຼອດຄວາມເລິກຂອງໂຄງສ້າງທີ່ຖືກມອບຫມາຍທີ່ສ້າງຂຶ້ນໂດຍ LMD.ມີສອງເຫດຜົນສໍາລັບການປ່ຽນແປງນີ້.ຫນ້າທໍາອິດ, ເຖິງແມ່ນວ່າຢູ່ໃນຂອບເຂດຈໍາກັດການລະລາຍສູນ A, ລະດັບຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນ B ໃນຂອງແຫຼວ, ທີ່ບໍ່ມີຢູ່ໃນ DZE, ເຮັດໃຫ້ເກີດຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ gradient A ໃນຕົວຍຶດແຂງ, ເຊິ່ງຢູ່ໃນຄວາມສົມດຸນທາງເຄມີກັບຂອງແຫຼວ.ການ gradient A, ໃນທາງກັບກັນ, induces gradient ρ ພາຍໃນຊັ້ນໂດຍບໍ່ມີການ impurities.ອັນທີສອງ, ການຮົ່ວໄຫຼຂອງ A ເຂົ້າໄປໃນຂອງແຫຼວເນື່ອງຈາກການລະລາຍທີ່ບໍ່ແມ່ນສູນເຮັດໃຫ້ການປ່ຽນແປງທາງກວ້າງຂອງ ρ ພາຍໃນຊັ້ນນີ້, ການລະລາຍທີ່ຫຼຸດລົງຊ່ວຍໃຫ້ ρ ສູງຂຶ້ນແລະມີຄວາມເປັນເອກະພາບກັນເພື່ອຮັກສາການເຊື່ອມຕໍ່.
ສຸດທ້າຍ, ການວິວັດທະນາການຂອງຂະຫນາດພັນທະບັດແລະການເຊື່ອມຕໍ່ພາຍໃນຊັ້ນທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍໃນລະຫວ່າງ LMD ແມ່ນມີຄວາມຊັບຊ້ອນຫຼາຍກ່ວາການແຜ່ກະຈາຍຂອງ capillary coarsening ຈໍາກັດດ້ານໃນອັດຕາສ່ວນປະລິມານຄົງທີ່, ດັ່ງທີ່ເຄີຍຄິດໄວ້ໂດຍການປຽບທຽບກັບການຫຍາບຂອງໂຄງສ້າງ ECD nanoporous annealed.ດັ່ງທີ່ສະແດງຢູ່ນີ້, ການຫຍາບຄາຍໃນ LMD ເກີດຂື້ນໃນສ່ວນຂອງແຂງທີ່ມີຄວາມແຕກຕ່າງກັນໃນ spatiotemporally ແລະໂດຍທົ່ວໄປແມ່ນອິດທິພົນໂດຍການແຜ່ກະຈາຍຂອງ A ແລະ B ໃນສະພາບຂອງແຫຼວຈາກດ້ານຫນ້າ delamination ໄປຫາຂອບຂອງຊັ້ນ disjointed.ກົດໝາຍການປັບຂະໜາດສຳລັບການຫົດຕົວຂອງເສັ້ນເລືອດຝອຍທີ່ຈຳກັດໂດຍພື້ນຜິວ ຫຼື ການແຜ່ກະຈາຍເປັນຈຳນວນຫຼາຍບໍ່ສາມາດປະເມີນການປ່ຽນແປງຂອງຄວາມກວ້າງ ແລະ ໄລຍະຫ່າງລະຫວ່າງມັດພາຍໃນຊັ້ນທີ່ຖືກມອບໝາຍໄດ້, ໂດຍສົມມຸດວ່າການຂົນສົ່ງ A ແລະ B ທີ່ກ່ຽວຂ້ອງກັບການກະຈາຍຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງນ້ຳມີບົດບາດເທົ່າທຽມກັນ ຫຼື ຄືກັນ.ມີຄວາມສໍາຄັນຫຼາຍກ່ວາການຫຼຸດຜ່ອນພື້ນທີ່ຂອງການໂຕ້ຕອບ.ການພັດທະນາທິດສະດີທີ່ຄໍານຶງເຖິງອິດທິພົນຕ່າງໆເຫຼົ່ານີ້ແມ່ນຄວາມສົດໃສດ້ານທີ່ສໍາຄັນສໍາລັບອະນາຄົດ.
ໂລຫະປະສົມ Titanium-tantalum ໄດ້ຖືກຊື້ຈາກ Arcast, Inc (Oxford, Maine) ໂດຍໃຊ້ການສະຫນອງພະລັງງານ induction Ambrell Ekoheat ES 45 kW ແລະ crucible ທອງແດງທີ່ເຮັດດ້ວຍນ້ໍາເຢັນ.ຫຼັງຈາກຄວາມຮ້ອນຫຼາຍຄັ້ງ, ໂລຫະປະສົມແຕ່ລະອັນໄດ້ຖືກຫມຸນເປັນເວລາ 8 ຊົ່ວໂມງທີ່ອຸນຫະພູມພາຍໃນ 200 ° C. ຂອງຈຸດລະລາຍເພື່ອບັນລຸຄວາມເປັນເອກະພາບແລະການເຕີບໃຫຍ່ຂອງເມັດພືດ.ຕົວຢ່າງທີ່ຕັດອອກຈາກແມ່ບົດນີ້ໄດ້ຖືກເຊື່ອມໃສ່ກັບສາຍ Ta ແລະຖືກໂຈະຈາກແຂນຫຸ່ນຍົນ.ອາບນ້ໍາໂລຫະໄດ້ຖືກກະກຽມໂດຍການໃຫ້ຄວາມຮ້ອນປະສົມຂອງ 40 g Cu (McMaster Carr, 99.99%) ກັບ Ag (Kurt J. Lesker, 99.95%) ຫຼື Ti particles ທີ່ມີພະລັງງານສູງໂດຍໃຊ້ລະບົບຄວາມຮ້ອນ induction Ameritherm Easyheat 4 kW ຈົນກ່ວາການລະລາຍຢ່າງສົມບູນ.ອາບນໍ້າ.melt ຄວາມຮ້ອນຢ່າງເຕັມສ່ວນ.ຫຼຸດພະລັງງານແລະປ່ອຍໃຫ້ອາບນ້ໍາ stir ແລະສົມດຸນສໍາລັບເຄິ່ງຊົ່ວໂມງໃນອຸນຫະພູມຕິກິຣິຍາຂອງ 1240 ° C.ຫຼັງຈາກນັ້ນ, ແຂນຫຸ່ນຍົນໄດ້ຖືກຫຼຸດລົງ, ຕົວຢ່າງແມ່ນ immersed ໃນອາບນ້ໍາສໍາລັບການກໍານົດໄວ້ລ່ວງຫນ້າແລະເອົາອອກສໍາລັບການເຮັດຄວາມເຢັນ.ຄວາມຮ້ອນທັງຫມົດຂອງແຜ່ນໂລຫະປະສົມແລະ LMD ໄດ້ຖືກປະຕິບັດໃນບັນຍາກາດຂອງ argon ຄວາມບໍລິສຸດສູງ (99.999%).ຫຼັງຈາກຖອດໂລຫະປະສົມອອກ, ພາກສ່ວນຂ້າມຂອງຕົວຢ່າງໄດ້ຖືກຂັດແລະກວດສອບໂດຍໃຊ້ກ້ອງຈຸລະທັດທາງ optical ແລະກ້ອງຈຸລະທັດເອເລັກໂຕຣນິກສະແກນ (SEM, JEOL JSM-6700F).ການວິເຄາະອົງປະກອບໄດ້ຖືກປະຕິບັດໂດຍການກະຈາຍພະລັງງານ X-ray spectroscopy (EDS) ໃນ SEM.ໂຄງສ້າງຈຸລະພາກສາມມິຕິຂອງຕົວຢ່າງທີ່ໄດ້ຮັບມອບຫມາຍໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນໂດຍການລະລາຍໄລຍະທີ່ອຸດົມສົມບູນຂອງທອງແດງທີ່ແຂງຢູ່ໃນການແກ້ໄຂອາຊິດ nitric 35% (ຊັ້ນວິເຄາະ, Fluka).
ການຈໍາລອງໄດ້ຖືກປະຕິບັດໂດຍໃຊ້ຮູບແບບທີ່ພັດທະນາກ່ອນຫນ້ານີ້ຂອງພາກສະຫນາມຂອງໄລຍະ decoupling ຂອງໂລຫະປະສົມ ternary15.ຮູບແບບກ່ຽວຂ້ອງກັບການວິວັດທະນາການຂອງພາກສະຫນາມໄລຍະϕ, ເຊິ່ງຈໍາແນກລະຫວ່າງໄລຍະແຂງແລະຂອງແຫຼວ, ກັບພາກສະຫນາມຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນ ci ຂອງອົງປະກອບໂລຫະປະສົມ.ພະລັງງານຟຣີທັງຫມົດຂອງລະບົບແມ່ນສະແດງອອກເປັນ
ບ່ອນທີ່ f(φ) ເປັນທ່າແຮງອຸປະສັກສອງເທົ່າທີ່ມີ minima ທີ່ φ = 1 ແລະ φ = 0 ທີ່ສອດຄ້ອງກັນກັບຂອງແຂງແລະຂອງແຫຼວ, ຕາມລໍາດັບ, ແລະ fc(φ, c1, c2, c3) ແມ່ນການປະກອບສ່ວນທາງເຄມີຕໍ່ເສລີພາບໃນປະລິມານທີ່ອະທິບາຍຄວາມຫນາແຫນ້ນຂອງພະລັງງານ. ຂອງໂລຫະປະສົມຄຸນສົມບັດ thermodynamic.ເພື່ອຈໍາລອງການ remelting ຂອງບໍລິສຸດ Cu ຫຼື CuTi melts ເຂົ້າໄປໃນໂລຫະປະສົມ TaTi, ພວກເຮົາໃຊ້ຮູບແບບດຽວກັນ fc (φ, c1, c2, c3) ແລະຕົວກໍານົດການໃນເອກະສານອ້າງອີງ.15. ເພື່ອເອົາໂລຫະປະສົມ TaTi ດ້ວຍການລະລາຍຂອງ CuAg, ພວກເຮົາໄດ້ປັບປຸງລະບົບ quaternary (CuAg)TaTi ໃຫ້ເປັນລະບົບ ternary ທີ່ມີປະສິດຕິພາບໂດຍມີພາລາມິເຕີທີ່ແຕກຕ່າງກັນຂຶ້ນກັບຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງ Ag, ດັ່ງທີ່ໄດ້ອະທິບາຍໄວ້ໃນຫມາຍເຫດເສີມ 2. ສົມຜົນການວິວັດທະນາການສໍາລັບພາກສະຫນາມໄລຍະແລະການ. ພາກສະຫນາມຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນໄດ້ຮັບໃນຮູບແບບ variant ໃນຮູບແບບ
ບ່ອນທີ່ \({M}_{ij}={M}_{l}(1-\phi){c}_{i}\left({\delta}_{ij}-{c}_{j} \right)\) ແມ່ນມາຕຣິກເບື້ອງການເຄື່ອນທີ່ຂອງປະລໍາມະນູ, ແລະ Lϕ ຄວບຄຸມ kinetics ຂອງການຕິດຢູ່ປະລໍາມະນູຢູ່ທີ່ການໂຕ້ຕອບຂອງແຂງ-ຂອງແຫຼວ.
ຂໍ້ມູນການທົດລອງທີ່ສະຫນັບສະຫນູນຜົນຂອງການສຶກສານີ້ສາມາດພົບໄດ້ໃນເອກະສານຂໍ້ມູນເສີມ.ຕົວກໍານົດການຈໍາລອງແມ່ນໃຫ້ຢູ່ໃນຂໍ້ມູນເພີ່ມເຕີມ.ຂໍ້ມູນທັງໝົດແມ່ນຍັງມີໃຫ້ຈາກຜູ້ຂຽນຕາມການຮ້ອງຂໍ.
Wittstock A., Zelasek W., Biner J., Friend SM ແລະ Baumer M. Nanoporous gold catalysts for low temperature selective gas-phase oxidative coupling of methanol.ວິທະຍາສາດ 327, 319–322 (2010).
Zugic, B. et al.ການສົມທົບແບບໄດນາມິກກຳນົດການເຄື່ອນໄຫວຂອງຕົວເລັ່ງຂອງທາດປະສົມຄຳ-ເງິນ nanoporous.ມໍຣະດົກແຫ່ງຊາດ.16, 558 (2017).
Zeis, R., Mathur, A., Fritz, G., Lee, J. 和 Erlebacher, J. Platinum-coated nanoporous gold: ເປັນ electrocatalyst ຕ່ໍາປະສິດທິພາບສໍາລັບຈຸລັງນໍ້າມັນເຊື້ອໄຟ PEM.ວາລະສານ #165, 65–72 (2007).
Snyder, J., Fujita, T., Chen, MW ແລະ Erlebacher, J. ການຫຼຸດຜ່ອນອົກຊີເຈນໃນ nanoporous metal-ion liquid composite electrocatalysts.ມໍຣະດົກແຫ່ງຊາດ.9, 904 (2010).
Lang, X., Hirata, A., Fujita, T. ແລະ Chen, M. Nanoporous hybrid metal/oxide electrodes ສໍາລັບ supercapacitors electrochemical.ນາ​ໂນ​ເຕັກ​ໂນ​ໂລ​ຊີ​ແຫ່ງ​ຊາດ​.6, 232 (2011).
Kim, JW et al.ການເພີ່ມປະສິດທິພາບຂອງ fusion ຂອງ niobium ກັບໂລຫະ melts ເພື່ອສ້າງໂຄງສ້າງ porous ສໍາລັບ capacitors electrolytic.ວາລະສານ.84, 497–505 (2015).
Bringa, EM ແລະອື່ນໆ. ວັດສະດຸ nanoporous ທົນທານຕໍ່ລັງສີບໍ?ນາໂນເລດ.12, 3351–3355 (2011).