Ядра зі спіном 0 і 1/2 мають сферично симетричну форму і їхній електричний квадрупольний момент дорівнює нулю. У ядер зі спіном J > l/2 (для 57Fe у збудженому стані J = 3/2 і квадрупольний момент θ = 0,285), що знаходяться в полі з аксіально симетричним градієнтом eq, взаємодія квадрупольного момента з градієнтом електричного поля приводить до розщеплення рівня ядра на підрівні.
У цьому випадку повне розщеплення ядерного рівня зі спіном J = 3/2 визначається виразом:
, (2.5)
де (1 – g¥) – фактор екранування, що дозволяє врахувати вплив частково заповнених оболонок мессбауерівського атома на градієнт електричного поля eq';
- константа квадрупольної взаємодії компонент надтонкої структури ядра.
Градієнт електричного поля, обумовлений навколишніми біля мессбауерівського атому зарядами іонів, не дорівнює нулю, якщо симетрія оточення атома нижче кубічної. При значному розщепленні рівня (ЕQ >> Г) спектр поглинання являє собою добре розділений дублет.
Оскільки градієнт електричного поля знижується із зменшенням відстані пропорційно 1/R3, найбільший вплив на його значення роблять іони найближчого оточення.
Взаємодія магнітного моменту ядра m з магнітним полем на ядрі, створюваним електронами атома, призводить до зняття виродження атомних рівнів як основного, так і збудженого станів. Розщеплення і правила добору для магнітних дипольних переходів у випадку 57Fe (Dm=0, ±1) призводять до виникнення в мессбауерівських спектрах магнітно-впорядкованих речовин шести окремих ліній поглинання (ядерний ефект Зеємана).
Експерименти проводилися на мессбауерівському спектрометрі фірми "Wissel" з набором на багатоканальному аналізаторі. Джерелом g-квантів служив 57Со у матриці Сr. Як детектор конверсійних електронів використовувався плоскопараллельный газорозрядний лавинний детектор, одним з електродів якого був досліджуваний зразок. Обробка спектрів проводилася за спеціальною програмою "Sіrіus" [100,101].
2.3.3. Доплерівське уширення анігіляційного піка. Дослідження дефектної структури зразків проводилося з використанням методу анігіляції повільних позитронів. Проводилися виміри залежності S-параметра доплерівського уширення аннігіляційного піка (ДУАП) від енергії позитронів [102].
В наших експериментах досліджуваний зразок опромінюється позитронами, які з'являються в результаті b+ - розпаду від радіоактивного джерела 58Со у матриці хрому. За час порядку 10-12 с позитрон термалізується, оскільки анігіляція швидкого позитрона досить малоймовірна, а потім, при зустрічі з електроном аннігілює з утворенням двох гама-квантів, (поскільки більша кількість гама-квантів утворюється рідко).
Оскільки при анігіляції виконуються закони збереження, характеристики анігіляційного випромінювання залежать від імпульсного розподілу електронів, а враховуючи, що електрони підкоряються статистиці Фермі-Дірака, то і від їхньої густини в місці аннігіляції.
Імпульс електрон-позитронної пари цілком визначається імпульсом електрона, а оскільки теплова енергія позитронів на порядок менша у порівнянні з енергією електрона, відбувається зсув частоти випромінених гама-квантів у відповідності з ефектом Допплера. Зі збільшенням імпульсу розширюється енергетичний діапазон гама-квантів. При сумарному імпульсі, рівному нулю, гама-кванти мали б енергію в 511 кеВ. Час життя позитрона після термалізації складає 10-10с, і він дифундує в речовині та ефективно захоплюється структурними дефектами (вакансії, дивакансії, дислокації, кластери і пори).
Слід зазначити, що імпульсний розподіл електронів у структурно-досконалих ділянках і в області дефектів різні. Підвищення дефектності кристалу призводить до звуження енергетичного розподілу анігіляційних фотонів.
Відношення кількості позитронів, що аннігілюють зі слабо зв'язаними електронами, до загальної кількості анігільованих електронів визначає S-параметр.
S-параметр розраховується як відношення сумарної інтенсивності в деякому фіксованому числі каналів в області піка до повної інтенсивності в спектрі.
Для проведення експерименту застосовували джерело позитронів 58Со з активністю джерела 1,1∙109 Бк. Енергія позитронів змінювалася від 200 еВ до 30 кеВ, при цьому за рахунок регулювання глибини їхнього проникнення в α-Fe поверхневий шар був досліджений до глибини 1,2 мкм. При реєстрації гама-квантів використовувався германієвий детектор з роздільною здатністю 1,5 кеВ на лінії 511 кеВ. Спектр набирався на багатоканальному аналізаторі, у якому кожному каналові відповідає визначена енергія.
2.3.4. Метод резонансних ядерних реакцій. Аналіз профілів розподілу імплантованих іонів О, A1, С в a-Fe здійснювався за допомогою неруйнівного методу резонансних ядерних реакцій [98, 103, 104]. У даному методі інформація про глибинний профіль концентрації домішки визначається з виміру виходу реакції, як функції енергії скануючого пучка з постійним кроком ∆Е. Прискорений до певної енергії пучок іонів падає на мішень, що містить атоми досліджуваних елементів. Пройшовши деякий шлях у мішені, пучок досягає енергії резонансу Е , втративши при цьому частину своєї енергії [98, 103].
∆Е = S(E) x, (2.6)
де S(E) = dЕ/dx – гальмові здібності мішені, що залежать від складу мішені, сорту використовуваних іонів і їхньої енергії.
Вторинні частинки, що виникають в результаті реакції реєструються детектором і одержується крива виходу.
Експериментально визначений вихід реакції Y(E) в залежності від середньої енергії має вигляд [104]:
, (2.7)
де I – струм пучка іонів;
К – постійна для даних умов експерименту величина;
C(x) – необхідний розподіл домішки за глибиною;
q(x, Еі) – імовірність збудження іоном розглянутої ядерної реакції на глибині x.
2.3.5. Дифракційний метод. Фазовий склад плівкових покриттів досліджувався на електронному мікроскопі ЕММА-4. Оскільки метод дозволяє одержувати інформацію про будову речовини на глибинах, набагато менших товщини зразка, фольги для електронно-мікроскопічних до сліджень на просвіт були приготовлені з вихідних та опромінених нами зразків методом хімічного, електрохімічного та іонного потоншення. Аналізувалася поверхня та приповерхневі шари, розташовані на 100 нм, 300 нм та 500 нм від поверхні.
В основу аналізу покладені рівняння Вульфа-Брегга та кубічні форми [98, 105]:
, (2.8)
, (кубічна сингонія), (2.9)
, (гексоганальна сингонія) (2.10),
де d – міжплощинна відстань;
θ – кут ковзання;
(hkl) – індекси Міллера.
При розшифровці електронограм використовувався еталон у вигляді відпаленої плівки Аl товщиною dAl~20-30 нм. Оскільки постійна приладу (C) може бути виражена або через довжину хвилі електрона (l) і відстань (L), або через діаметр кільця (D) і відповідну його міжплощинну відстань [106]:
C = 2lL = dD, (2.11)
то, вимірявши діаметри кілець від невідомої фази, можна розрахувати міжплощинні відстані за співвідношенням 
, де х – індекс невідомої фази.
Для знаходження типу решітки при кубічній сінгонії використовувалася квадратична форма у вигляді:
(2.12)
Знайшовши міжплощинні відстані та визначивши типи решітки параметр решітки за різними лініями визначаємо за співвідношенням:
, (2.13)
При розрахунку електронограми гексагональних і більш складних сингоній використовувалися рекомендації і дані робіт [98, 105-114].
2.3.6. Методи дослідження морфології поверхні. Морфологія поверхні досліджувалася методами растрової електронної (РЕМ) і атомно-силової мікроскопії (АСМ).
РЕМ дозволяє досліджувати загальний характер структури всієї поверхні об'єкта при відносно малих збільшеннях і детально вивчити будь-яку ділянку при великих збільшеннях [115-117]. Можливість нахилу зразка на кут до 60° дозволяє досліджувати характер руйнування (наприклад, розмір ямок) після травлення, а також вивчати бічні поверхні підтравлених фаз і здійснювати зйомку ділянок поверхонь під різними кутами для одержання стереопар.
Підготовка зразків для дослідження в растровому електронному мікроскопі досить проста. Розмір зразків обмежений розміром змінних об’єктоутримувачів. У більшості растрових мікроскопів максимальний діаметр об’єктоутримувача складає 20 мм, висота не більше 10 мм.
Досліджувані зразки можуть бути менших розмірів, у тому числі мати розмір менше 1 мм (мікронний провід, стрічка й ін.). Дослідження проводилися на мікроскопі РЕМ-102Е при збільшенні від 200 до 1000.
Метод атомно-силової мікроскопії (АСМ) застосовують для діагностики будь-яких речовин завдяки силам міжатомної взаємодії, притягання або відштовхування (у залежності від розміру щілини) порядку () Н. Дані сили представляють собою сили взаємодії Ван-дер-Ваальса між атомами [118, 119], які виникають в атомно-силовому мікроскопі між поверхнею та зондуючим вістрям [120]. Ці сили піддаються вимірюванню макроскопічним інструментом і змінюються з відстанню досить швидко. Атомно-силова мікроскопія – це поєднання оптичної та скануючої зондової мікроскопії. Вона відкриває нові можливості для якісного аналізу поверхні.
Для дослідження шорсткості поверхні монокристалу нержавіючої сталі Fe54Cr20Ni16Мn10, імплантованого іонами W, використовувався атомно-силовий мікроскоп "Нанотоп-201" з параметрами: розділення по х, y, z < 1 нм: діапазон сканування в горизонтальній площині 20·20 мкм; вертикальний діапазон сканування до 2 мкм.
2.3.7. Дослідження механічних характеристик. Тест на мікротвердість дуже часто використовують на практиці. За величиною твердості можна робити висновки про властивості зразків без їх руйнування.
Вимірювання мікротвердості проводилося на приладі ПМТ-3 з алмазною чотиригранною пірамідкою з кутом при вершині 136° при навантаженні 100 г, час вдавлювання 5 с. Для кожного зразка проводилося по 10 вимірів. Значення мікротвердості за Віккерсом визначали за формулою [121]:
, (2.14)
де F – прикладене навантаження, Н;
d- довжина діагоналей відбитка, мкм.
Вимірювання мікротвердості Al, імплантованого Ta і Cu з одночасним осадженням, виконували за допомогою метода Кнупа, який дає можливість вимірювати твердість тонких шарів. За індентор використовували алмазну пірамідку, яка має ромбічний переріз. Мікротвердість за Кнупом розраховували як відношення діючої на індентор сили до розміру проекції відбитка за формулою [122,123]:
, (2.15)
де F – прикладене навантаження, Н;
d – довжина великої діагоналі відбитка, мкм.
Ступінь зношення в залежності від стану матеріалу можна визначити за втратою маси матеріалу, його деформацією, зміною властивостей і перенесенням матеріалу. За видом руху розрізняють зношення, зумовлене ковзанням, коченням і обертанням. Основною метою проведення досліджень на зношення є кількісне визначення характеристик процесу зношення, під якими розуміють чисельні дані про зміну конфігурації або маси тіла, що зношується [124].
Схема "кулька на диску" використовувалася для дослідження коефіцієнта тертя і зношення [125-127]. Кулька переміщалася відносно зразка і була виготовлена з інструментальної сталі 100 Cr 6 (AISI 52100). Вимір коефіцієнта тертя (частота руху кульки 2 Гц) і зношування (частота руху кульки 7 Гц) проводилося на повітрі без змащення при кімнатній температурі при навантаженні 2,2 Н. Оскільки похибка вимірів складала 28 %, то значення об'ємного віднесення матеріалу усереднювали по трьох проходах (як для кульки, так і для диска).
Для аналізу шорсткості проводилося зняття профілограм на профілометрі 205 у режимі ВУ·2000 і ТУ-100.
Дослідження корозійної стійкості зразків проводилося в кислому середовищі.
Системи дослідження були вибрані, виходячи з таких міркувань:
- Fe та Al широко застосовуються в техніці як конструкційні матеріали. Збільшуються жаростійкі фази;
- Cu зменшує розчинність вуглецю в Ti, що позитивно впливає на стійкість проти зношення, а також має значну технологічну значущість;
- Та і Cu з Al утворюють мало проміжних фаз, що дозволяє їх легко розпізнати при проведенні структурно – фазових досліджень. Поліпшуються корозійні властивості;
- Cr, Ni, Mn є одними з основних легуючих елементів для даного роду сплавів і, з іншого боку рівноважним характером сплавів;
- іони W мають значну атомну масу, що дозволяє легше їх ідентифікувати в поверхневому шарі (РЗР), а також такий вибір імплантованого елемента дозволяє створювати значну кількість дефектів при невеликих концентраціях (1%).
Висновки до розділу 2
1. Для дослідження масоперенесення в металічних системах після опромінення імпульсними та інтенсивними іонними пучками методи були вибрані таким чином, щоб висвітлити питання зміни морфології поверхні, елементного складу і структурно – фазових перетворень.
2. Удосконалено методику дослідження процесів перемішування при імплантації та осадженні іонів Cu + і Ta+ на підкладку із Al.
3. Досконало обґрунтована і розроблена методика аналізу профілів розподілу елементів в металічних системах при імпульсному та інтенсивному опроміненні іонами.
4. Одержання зразків і дослідження фізичних властивостей необхідно проводити у вакуумі. Досить перспективним методом модифікації є опромінення зразків імпульсними та інтенсивними пучками іонів, що дозволяє змінювати два параметри – тривалість імпульсу і густину струму.
5. Досить ефективним методом вивчення дифузійних процесів може бути вторинно – іонна мас – спектометрія, а процесів фазоутворення – електронографія та електронна мікроскопія. Освоєна методика вимірювання механічних характеристик та адгезії в імплантованих системах нанесених на металічну підкладку.
6. Для дослідження процесів сегрегації Al в α – Fe досить ефективним методом є мікропучок протонів (ПІРВ, РЗР).
Розділ 3
Масоперенесення і сегрегація при високоінтенсивній імплантації і спільному осадженні тонких плівок
3.1. Імплантація іонів Ta+ в мідний монокристал з орієнтацією (100), (111)
Імплантація іонів Ta+ здійснювалася на імплантері “Diane-2”. Параметри імплантації іонів представлені в табл. 3.1.
Таблиця 3.1
Параметри іонного опромінення
Параметри джерела іонів | Величина |
Іони | Ta+ |
Енергія іонів | 40 кеВ |
Частота імпульсів | 50 Гц |
Тривалість імпульсу | 200 мкс |
Струм іонного пучка | 10 мА |
Діаметр іонного пучка | 200 мм |
Доза імплантації | 1017 см-2 |
Залишковий тиск | 10-3 Пa |
Підкладка на яку кріпились зразки охолоджувалась водою. Температура поверхні зразків протягом імплантації не перевищувала 473 К.
Склад елементів і їх розподіл за глибиною були проаналізовані за допомогою спектрометрії РЗР протонів з енергією 1745 кеВ. Кут між пучком іонів і мішенню становив φ = 600, а кут сканування θ – 1700. Концентраційний профіль елементів за глибиною одержали за допомогою спеціальної комп’ютерної програми.
Зміну морфології поверхні зразків одержали за допомогою електронного мікроскопа РЕМ-102Е.
Імплантація іонів приводить до певних змін в морфології поверхні кристалів. Поверхні зразка до і після імплантації показані на рис. 3.1. Ми спостерігаємо краплі металу (рис. 3.1.в), що є типовим для високодозної імплантації іонів в площині (111).
Результати опромінення в площині (100) представлені на рис. 3.1.б. На цьому рисунку на поверхні мідного монокристала після високодозної імплантації ми бачимо численні кристаліти з розмірами (50-80) мкм, що пов’язано із залежністю глибини проникнення імплантованих іонів від площини орієнтації.
На рис. 3.2 показані спектри енергії зворотньо розсіяних протонів для зразків Cu (100) і (111) імплантованих іонами Ta+ з дозою 1017 см-2. Є два піки на обох спектрах. Перший знаходиться в районі 590 каналу, що відповідає виходу протонів, розсіяних на вуглецевих іонах. Другий знаходиться в районі 830 каналу і відповідає виходу резонансу H+ розсіяного на імплантованих атомах Ta. Також на обох спектрах ми бачимо „поличку” в районі 640 каналу. Ця „поличка” – знак кисневих атомів, присутніх в приповерхневому шарі [98,128].
Імплантація іонів супроводжувалася обвуглюванням і окисленням поверхонь зразків за рахунок недостатнього вакууму (10-3 Па) [1,14,129,130].
На рис. 3.3 представлені концентраційні профілі елементів в приповерхневому шарі, одержані зі спектрів РЗР. Як видно, максимум концентрації атомів Ta спостерігається на поверхні, а не в глибині зразка. Цей факт свідчить про процеси розпилення мішені, що відбуваються протягом імплантації іонів.
Атомний номер Ta рівне 73, тоді як атомний номер міді дорівнює 29. Іони танталу мають значно більшу атомну масу і відносно більший атомний розмір.
Оскільки розпилення відбувається в умовах далеких від рівноважних, то в результаті цього неможливо одержати високу концентрацію імплантованого елементу в поверхневому шарі кристалів міді. Максимальна концентрація танталу спостерігалася для монокристалічного Cu (100). Це значення становить 4,81 ат. %. Для іншої площини імплантації Cu (111) максимальна концентрація танталу досягає тільки 1,59 ат. %. Глибини проникнення іонів Ta+ для обох площин були також різні. Для Cu (100) це складає 7,8 нм і для Cu (111) – 13,1 нм.
|
|
|
Рис. 3.1. Морфологія поверхні мідного монокристала до та після опромінення іонами Та+: а – вихідна поверхня; б – Cu (100); в – Cu (111)
Рис. 3.2. Спектри РЗР протонів для монокристала міді, імплантованого іонами Та+ в площинах: а – (100); б – (111)
Рис. 3.3. Концентраційні профілі в мідних монокристалах, імплантованих іонами Та+ в площинах: а – (100); б – (111)
Згідно зі спектрами РЗР відбувалося значне обвуглювання і окислення поверхонь зразків. Розповсюдження за глибиною кисню дуже подібні один одному для обох даних зразків Cu (100), Cu (111). Отже, можливо, зробити тут ’висновок (припущення), що процес окислення не залежить від площини поверхні (див. рис. 3.3 а, б). Поверхнева концентрація О становить 12 ат. % для обох площин.
Інша ситуація спостерігається для концентраційних профілів за глибиною для вуглецю. З рис. 3.3 видно, що максимальна кількість вуглецевих атомів відповідає зразку Cu (111). Його атомна концентрація складає 56.45 ат.%. Для Cu (100) цей показник набагато менший – 35,44 ат.%. Однак для площини (100) глибина проникнення для атомів C більша, ніж для площини (111): 191,5 та 106,5 нм відповідно.
Одержані залежність концентраційних профілів і глибина проникнення, можна пояснити, як буде вказано нижче, тим, що мідь має гранецентровану кубічну решітку. Площина (111) – це площина найщільнішої упаковки. Отже проникнення іонів танталу в кристалічній поверхні в цьому напрямі важче ніж для площини (100). Внаслідок цього факту приповерхнева концентрація атомів Ta для площини (100) більша ніж для площини (111). Місце танталу в приповерхневому шарі зразка Cu (111) знаходиться між атомами вуглецю. Отже, атомна концентрація вуглецю для цієї площини більша, ніж для зразка Cu (100).
Згідно концентраційних профілів розподілу за глибиною, одержаних з використанням спектрів РЗР, концентрація танталу в цьому зразку є ≈ 5 ат. %. Отже, можемо припустити, що спостережувані кристаліти складаються з атомів Cu в комбінації з атомами Ta (рис. 3.3).
Вимірювання мікротвердості проводили з використанням нано-індентера ПМТ-3 з чотиригранною алмазною пірамідою. Навантаження на піраміді складало 7 г. Мікротвердість була виміряна для імплантованих і вихідних поверхонь монокристала, що дало можливість визначити деяке зростання поверхневої твердості в результаті імплантації іонів.
Результати випробувань мікротвердості показані в табл. 3.2. Як видно, збільшення мікротвердості спостерігалося для обох імплантованих зразків. Для площин (100) і (111) збільшення мікротвердості складає відповідно 33% і 29%.
Поверхнева мікротвердість імплантованих іонами зразків приводить до утворення однорідного шару в матеріалі. Можна припустити, що збільшення мікротвердості відбувається завдяки радіаційному пошкодженню, що приводить до утворення і накопичення великої кількості дислокацій.
Таблиця 3.2
Мікротвердість виміряна для монокристалів міді (100), (111) вихідного та імплантованих іонами Та+
Стан зразка | Значення мікротвердості, МПа |
Вихідна поверхня Cu | 339 |
Cu (100) після імплантації | 449 |
Cu (111) після імплантації | 437 |
Випробування корозійної стійкості здійснювалися за допомогою дослідження імплантованих і вихідних зразків в 2 M розчині H2SO4. Кристали витримувались в агресивному середовищі протягом чотирьох годин. Потім масовий коефіцієнт корозії обчислили як для імплантованого так і вихідного зразків з використанням наступного виразу:
, (3.1)
де mB – маса перед корозійним випробуванням;
mA – маса після корозійного випробовування;
S – площа поверхні зразка;
t – час корозійного випробовування.
Табл. 3.3 відображає результати досліджень корозійної стійкості для монокристалів міді (111).
Ми також встановили, що імплантація іонів Та+ супроводжується збільшенням корозійної стійкості монокристалів міді. Масовий коефіцієнт корозії для імплантованого зразка – в 3 рази нижчий, ніж для вихідного (табл. 3.3). Це збільшення відбувалося за рахунок осадження вуглецю і товстого шару оксиду на поверхні опроміненого зразка.
Присутність такого шару видно з рис. 3.3, де представлені концентраційні профілі елементів. Цей шар захищає приповерхневий шар від хімічного впливу.
Таким чином, дослідження імплантації іонів танталу в мідний монокристал (100), (111) показує, що спостерігається залежність розподілу елементів від напряму імплантації. Слід також відзначити, що в площині орієнтації (100) утворюється значно більше міжвузлових дефектів. Найвища концентрація Ta+ була для мідного монокристалу (100). Постільки площина (111) – площина найщільнішої упаковки, то проникнення іонів Ta+ в цьому напрямі є найважчим.
Таблиця 3.3
Результат досліджень корозійної стійкості монокристала Сu (111) в 2 М розчині кислоти H2SO4
Параметри зразків | Вихідний | Імплантований |
Площа корозійної обробки, мм2 | 46,33 | 150,44 |
Маса перед випробовуванням, г | 0,99231 | 1,59569 |
Маса після випробовування, г | 0,80412 | 1,40455 |
Втрата маси, г | 0,18819 | 0,19114 |
Масовий коефіцієнт корозії, г/мм2год | 1,0·10-3 | 3,2·10-4 |
3.2. Імплантація іонів Cu і Ta і одночасне осадження цих же іонів в Al
Як відомо, основним недоліком іонної імплантації є відносно мала продуктивність, що характеризується швидкістю набору дози імплантованих іонів (1016 см-2 за хвилину на площі близько 300 см-2 [131, 132]), і малою концентрацією домішки при імплантації іонів з великим масовим числом через посилення процесу розпилення. З іншого боку, іонна імплантація іонами віддачі або іонне перемішування, засноване на проникненні атомів домішки з поверхневого шару при передачі їм кінетичної енергії первинного пучка, мають великі перспективи для одержання нових структур і сполук із заданими властивостями [132-134]. Тому одним зі шляхів усунення цих недоліків є сполучення в одній вакуумній камері плазмового дугового джерела для осадження покриття й іншого джерела для іонної імплантації, причому цей процес можна проводити одночасно чи послідовно з двох окремих джерел [134]. При такому процесі відбувається взаємна дифузія атомів осаджуваного покриття і підкладки, за допомогою атомного чи балістичного перемішування, при цьому зникає різка границя розділу матеріалів, поліпшується адгезія, що дозволяє цілеспрямовано змінювати службові характеристики виробів і матеріалів. В зв’язку з цим в даному підрозділі представлені результати дослідження процесів іонного перемішування при одночасній імплантації й осадженні іонів Сu і Та на підкладку з Аl. Для досліджень використовувалися зразки Al (99,9% чистоти).
Імплантацію та осадження проводили на прискорювачі з тривалістю імпульсу імплантації близько 200 мкс і осадження з тривалістю імпульсу (0,8-1) мс, у вакуумі ~ 10-3 Па. Були використані спеціальні установки, що дозволяли вимірювати оже-спектри, вторинні іонні мас-спектри в статичному і динамічному режимі, а також енергетичний розподіл вторинних іонів, що, як було показано у роботі [135], посередньо може свідчити про фазовий склад. Більш детально методика описана в роботі [131]. Контролювалася доза імплантації, температура підкладки, частота імпульсів і швидкість осадження плівки. Для аналізу елементного складу використовували оже-електронну спектроскопію і вторинну іонну масс-спектрометрію. Для розпилення використовували пучок Ar+, (Е = 2 кеВ, j = 5·10-5 А/см2 ) у динамічному режимі розпилення і N+, (Е = 5 кеВ, j = 1·10-7 А/см2 ) у статичному режимі розпилення. Установка була оснащена енергоаналізатором і дозволяла вимірювати енергетичні спектри (ЕС) вторинних іонів (ВІМС). Використання декількох методів аналізу дозволило одержати більш реальну (достовірну) інформацію про процеси перемішування.
|
Из за большого объема этот материал размещен на нескольких страницах:
1 2 3 4 5 6 7 |
