Беграмбеков Л.Б. Процессы в твердом теле под действием ионного и плазменного облучения

Подождите немного. Документ загружается.

151

Рис. 6.7. Структура однородного поверхностного слоя на разных

глубинах : а — однородный слой на глубине 5 микрон - началь-

ный этап кристаллизации; б — однородный слой на глубине 2

микрона - аморфная структура

152

Видно, что многие волокна CFC, располагавшиеся перпен-

дикулярно поверхности, исчезли (рис. 6.8). Вместо них появились

новые образования, призматическая форма которых свидетельству-

ет об их кристаллической природе. Линейчатый рельеф их боковых

граней подобен слоистому рельефу на изломе однородного поверх-

ностного слоя и на окружающих фрагментах матрицы (рис. 6.9).

Эти наблюдения показывают, что разрушение CFC и формирова-

ние слоистой стру

ктуры распространялось намного глубже нижней

границы сплошного слоя. Чаще всего, по-видимому, трансформи-

ровались участки матрицы с прилегающими периферийными час-

тями нитей. Центральные области нитей в процессе трансформации

структуры CFC исчезали. Вместо них оставались уходящие вглубь

пустые каналы. Зачастую вместо исчезнувших волокон появлялись

новые призматические кристаллы, также имеющие сл

оистую

структуру модифицированного слоя. На периферийной части раз-

рушенного участка можно было наблюдать верхнюю часть пере-

ходного слоя. Концентрация призматических колон и модифициро-

ванных фрагментов матрицы здесь была выше. Они имели скруг-

ленные вершины, диаметр которых часто больше поперечных раз-

меров "пьедесталов". Вершины сливались друг с другом и присое-

динялись к ниж

нему краю однородного поверхностного слоя

(рис. 6.10).

Все вышесказанное позволяет заключить, что в условиях

описываемых экспериментов структура CFC оказывается неустой-

чивой. Релаксационные процессы, реализуемые за счет диффузии,

дислокационного транспорта и т.п., не могут обеспечить ее сохран-

ность. Происходит разрушение структуры CFC вплоть до достиже-

ния очень высокой степени аморфизации поверхностного слоя. Об

это

м говорят приведенные выше данные его анализа. На это же

косвенно указывает то обстоятельство, что в облучаемом поверх-

ностном слое CFC проявляется та же тенденция к образованию пи-

ролитической структуры, что и при структуризации напыленных

углеродных слоев, аморфных, непосредственно после напыления.

153

Рис. 6.8. Различные участки разрушенной потоком “убегающих» электронов

области CFC под однородным поверхностным слоем: а и б.

Видны разрушенные ("распушенные") нити CFC

и вновь сформировавшиеся призматические колонны [64]

154

Рис.6.9. Призматические колонны со слоистой структурой,

сформировавшиеся вместо исчезнувших нитей CFC [63] (а, б, в).

155

Аморфное состояние поверхностной части однородного слоя

на CFC-тайлах токамака Тор Супра, по-видимому, есть результат

того, что скорость рекристаллизационных процессов на поверхно-

сти тайлов в условиях интенсивного дефектообразования облу-

чающим плазменным потоком оказалось не достаточно высокой.

Препятствовать образованию пиролитических слоев в приповерх-

ностной зоне CFC-тайлов мог также имплантированный водород,

Рис.6.10. Различные участки верхней части переходного слоя. Видны

призматические колонны и модифицированные фрагменты матрицы

[64] (а, б).

156

содержание которого в графите может достигать десятков процен-

тов.

В более глубоких слоях CFC-тайлов рекристаллизация, по-

видимому, инициируется потоком радиационных дефектов из зоны

внедрения и энергией, выделяющейся при модификации поверхно-

сти. Меньшая скорость дефектообразования уже не препятствует

кристаллизации и, в результате, в этой зоне образуется пиролити-

ческая структура. Области с трансформированной структурой и

напряжения, возникающие между ними и еще не модифицирован-

ными слоями, выступают, по-видимому, катализаторами процесса.

При модификации CFC участки матрицы, обладающие более

дефектной структурой, трансформируются быстрее. Области с пе-

рестроенной структурой растут, присоединяя к себе материал ни-

тей. При этом образование новой, более плотной структуры сопро-

вождается появлением пустот (пор), которые локализуются в при

осевых областях бывших нитей.

6.2. Распыление и модификация сплавов и соединений при

высоких температурах

Рассмотренные выше ионно-стимулированные процессы в

твердом теле приводят к различным модификациям сплавов и со-

единений в зависимости от их состава, кристаллической структуры

и т.п. В этом разделе рассматриваются изменения, происходящие

под влиянием ионной бомбардировки в однофазных сплавах (на

примере медно-никелевых сплавов), двухфазных сплавах (на при-

мере медно-железных сплавов) и в модифицированных графитах.

6.2.1. ОДНОФАЗНЫЕ СПЛАВЫ МЕДЬ-НИКЕЛЬ

В разделе 3.2 было показано, что на поверхности металла

развивается структура остроконечных выступов, если во время

ионной бомбардировки на нее поступают атомы более тугоплавкой

примеси. Такая примесь стимулирует появление в приповерхност-

ных слоях под действием облучения сжимающих напряжений, дос-

157

таточно больших для стимуляции процессов роста на облучаемой

поверхности [65, 66].

При определенных концентрациях компонентов сплавов и

соединений более тугоплавкий из них выполняет роль примеси,

стимулирующей процессы роста. На поверхности однофазных

сплавов Cu-Ni и двухфазных Cu-Fe рельеф, состоящий из кониче-

ских выступов, интенсивно развивался в диапазоне концентраций

тугоплавких компонент от 2 до 50 ат %. Так же, как на поверхности

чистых металлов, конусы росли в области температур (0.3÷0.4)

пл

. < Т < (0.7÷0.8) Т

пл

, где Т

пл

— температура плавления легкоплав-

кого компонента — меди.

Одновременно с развитием рельефа происходило снижение

коэффициента распыления в процессе облучения. Зависимость

коэффициентов распыления от предварительно набранной дозы для

сплавов Cu-Ni с различным содержанием компонентов

представлена на рис. 6.11. Видно, что коэффициенты распыления

сплавов с содержанием никеля 2,5, 5 и 20 ат % выходят на

стационарное значение при наборе больших доз. Время изменения

коэффициента распыления до стационарного значения для сплава

Рис. 6.11. Зависимость полного коэффициента распыления ионами Ar

сплавов

Cu-Ni различной

концентрации от предварительно набранной дозы облучения

[65] : Т = 500

С; E = 600 эВ; 1 — 2 ат % Ni; 2 — 5 ат % Ni; 3 — 20 ат % Ni; 4

—

50 ат % Ni

158

Cu-Ni (50 ат %) было меньше, чем длительность первого цикла

облучения (Ф=2,2

ион/см

, t= 0,5 ч).

На рис. 6.12 приведены стационарные значения полного

коэффициента распыления для всех использованных в

экспериментах Cu-Ni сплавов и для различных энергий ионов.

Видно, что минимум на кривых S(C

) при 500

С достигается в

диапазоне концентраций никеля C

≈ 5−20 ат %. Конусы на

облучаемой поверхности на начальной стадии облучения

располагались отдельными группами (рис. 6.13). К моменту

установления стационарного значения S на поверхности

исследуемого образца вырабатывалась структура расположенных

вплотную друг к другу конических микровыступов, плоские

участки поверхности при этом практически исчезали (рис. 6.14). В

диапазоне концентраций никеля в сплаве от 5 до 20 ат %

Рис. 6.12. Зависимость полного стационарного коэффициента распыления различных

сплавов ионами аргона от концентрации компонентов [66]: однофазный сплав Cu-Ni:

1 — E = 600 эВ; T=500

C; 2 — 250 эВ; 500

C; 3 — 600 эВ; 100

C; 4 — 250 эВ; 100

5 — двухфазный сплав Cu-Fe: 600 эВ; 500

159

характерный размер образовавшихся выступов и угол θ между

склонами выступов были минимальными и составляли,

соответственно, 1-3 мкм и 15-20

. Крутизна склонов, по-видимому,

являлась основной причиной достижения минимума коэффициента

распыления при этих концентрациях никеля в сплавах. В случае

сплавов с C

= 2 и 50 ат % средний размер конусов возрастал до 10

мкм, а угол θ увеличивался до 20-30

. К моменту установления

стационарного значения S облучаемый участок приобретал

коричневый цвет и бархатистую структуру. При дальнейшем

облучении поверхность еще более темнела, становясь темно-

коричневой, а в случае сплава Cu-Ni(20 ат %) — почти черной.

Характерный размер неровностей и величина коэффициента

распыления при этом практически не изменялись, однако формы

поверхностных структур становились разнообразнее. Наряду с

остроконечными выступами, имеющими коническую форму,

появлялись выросты направление которых не соответствовали

направлению бомбардировки, полости, чье происхождение нельзя

было отнести за счет распыляющего действия ионного пучка,

многочисленные выросты в виде изогнутых гребней с выделенной

ориентацией расположения. Все эти особенности

сформировавшегося рельефа свидетельствовали об активно

действующих в этих условиях процессах роста.

В процессе развития конического рельефа меняется

распределение компонентов в приповерхностном слое.

Стимулированные ионной бомбардировкой диффузионные потоки

по склонам "выносят" в вершины конусов более легко

диффундирующий легкоплавкий компонент. Поэтому им

обогащаются вершинные области, дающие наибольший вклад в

распыление, и вместе с тем, в углубленных участках, распыление

которых затруднено, повышается концентрация второй, более

тугоплавкой компоненты. В результате, в распыленном потоке

увеличивается концентрация легкоплавкого компонента — меди, а

поверхность в целом обогащается тугоплавким компонентом —

никелем.

160

Рис. 6.13. Рельеф поверхности сплава Cu-Ni (20 ат % Ni) после облучения ио

нами аргона [65] (E

= 600 эВ; T = 500

C, Φ = 5,6

ион/см

)

Рис. 6.14. Рельеф поверхности сплава Cu-Ni 20 ат % Ni после облучения

ионами аргона [65] (E = 600 эВ; T = 500

C, Φ = 5,0

ион/см

)