Структурно-фазовые состояния поверхностных слоев никеля при ионной имплантации

Объектами исследований, проведенных авторами, являлись технически чистые поликристаллический никель. Согласно оптической микроскопии, образцы в исходном состоянии имели следующий средний размер зерен: 25 мкм (Ni). Формирование интерметаллидных фаз в поверхностных слоях образцов никеля осуществлялось посредством высокоинтенсивной имплантации ионов алюминия и титана. Обработка образцов производилась на экспериментальной установке, оснащенной источником ускоренных ионов на основе непрерывного вакуумнодугового разряда «Радуга-5».

Условия ионной имплантации отличались ускоряющим напряжением U и соответственно средней энергией ионов Е = ZeU (где Z - средняя зарядность ионов в пучке, е - заряд электрона), а также частотой следования импульсов ускоряющего напряжения, определявшей динамику нагрева и температуру образцов и временем обработки. Соответственно режимы имплантации отличались ускоряющим напряжением, расстоянием от источника ионов до образцов, температурой имплантации и дозой облучения. Внедрение ионов в никелевые образцы в условиях высокоинтенсивной имплантации осуществлялось при следующих параметрах источника «Радуга-5»: частоте следования импульсов ускоряющего напряжения 170 имп./с; длительности импульса 400 мкс; плотности потока ионов 1,2-3,5 мА/см2; ускоряющем напряжении 20-40 кВ; средней энергии иона до 70 кэВ и флюэнсе (дозе облучения) до 119 ион/см2. В некоторых режимах средняя сила ионного пучка достигала 5 кВт. В зависимости от режима обработки, температура подложки изменялась от 450 до 1450. Основные условия ионной имплантации образца приведены в таблице 2.1.

Условия имплантации и основные характеристики поверхностных слоев никеля имплантированных на источнике «Радуга 5» таблица 2.1.

2.1 Влияние имплантации ионов титана на элементнофазовый состав и структурное состояние поверхностных слоев никеля

Согласно результатам, полученным методом электронной оже-спектроскопии (ЭОС) (рис. 2.2), с ростом температуры и дозы облучения образцов никеля ионами титана наблюдалось увеличение толщины имплантированных слоев от 600 нм (режим Ni - Ti-I) до 1600 нм (режим Ni - Ti-II). Принято, что граница ионно легированного слоя находится в области, где концентрация внедренных ионов титана не превышает 1 ат. %. В образце никеля, модифицированного при дозе 0,81018 ион/см2, максимальная концентрация титана в поверхностном слое составила ~70 ат. % и приходилась на глубину от 100 до 350 нм от облученной поверхности (рис.2.2, а).

Рис.2.2 Концентрационные профили поверхностных слоев никеля, имплантированных ионами титана по режиму Ni - Ti-I (а) и Ni - Ti-II (б).

На расстоянии более 500 нм от поверхности концентрация Ti не превышала 5 ат. %. Образец никеля, ионно-легированный с дозой 2,91018 ион/см2, характеризовался смещением максимальной концентрации титана (60 ат. %) в область глубин 200-600 нм (рис.2.2, б). На расстояниях от поверхности более 600 нм наблюдалось плавное снижение профиля концентрации титана, в сравнении с первым режимом, что свидетельствовало об активных диффузионных процессах (рис. 2.2).

В поверхностных имплантированных слоях никеля кроме легирующих атомов титана присутствовали примеси кислорода и углерода, адсорбированные из остаточной атмосферы вакуумной камеры и распространившиеся по глубине мишени в результате радиационно- стимулированных и термодиффузионных процессов (рис.2.2). В имплантированном по режиму Ni -- Ti-I образце никеля концентрация углерода в поверхностных слоях составляла ~ 20 ат. %, а содержание кислорода не превышало 10 ат. %.

Образец никеля, облученный с дозой 2,91018 ион/см2, характеризовался содержанием кислорода и углерода ~10 ат. % по всей глубине ионно-легированного слоя мишени.

Достаточно высокие значения концентрации внесенных примесей, температуры процесса и энтальпии образования оксидных и карбидных фаз способствовали их синтезу в условиях ионного облучения.

Методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и рентгенофазовым анализом (РФА) (рис. 2.3 и 2.4) обнаружено формирование оксидов титана различной стехиометрии: Ti20, TiO, Ti02, Ti305 и карбида титана TiC.

Наряду с указанными оксидными и карбидными фазами для образца никеля, имплантированного по режиму Ni - Ti-I, наблюдается формирование тройных фаз , ).

Соотношение и химический состав формируемых соединений определяются режимом облучения.

Необходимо отметить, что в случае первого режима доминирующими являются тройные фазы и оксиды титана

Рис.2.3. ПЭМ-изображения поверхностных слоев никеля, имплантированного титаном при дозе 0,81018 ион/см2 (а, б, в) и 2,91018 ион/см2 (г, д, е); светлопольные изображения (а, г); микродифракционные картины (б, д); темнопольные изображения фаз в рефлексах, указанных стрелками на микродифракционных картинах (в, е)

Штрихрентгенограммы образцов никеля, имплантированных ионами титана по режиму Ni - Ti-II: никелиды титана (а); оксиды титана (б)

Согласно результатам механических испытаний микротвердость ионно легированного никеля в ~2 раза превышает микротвердость исходного никеля на соответствующих глубинах (рис. 2.5 а). Диаграмма изменения величины износа в зависимости от температуры образцов представлена на рис. 2.5 б. Из рисунка видно, что при температуре 300 К для ионно-легированного и исходного никеля не наблюдается существенного отличия в величине трибологического износа. Увеличение температуры образцов приводит к заметному росту интенсивности изнашивания только для исходного никеля. При температуре 700 К наблюдается увеличение изнашивания исходного титана в 1,5 раза по сравнению с ионно-легированным образцом (рис. 2.5 б).

Рис. 2.5. Изменение микротвердости (а) и износа (б) ионно-легированного образца никеля в сравнении с исходным материалом.

Ионная имплантация Ti в Ni приводит к формированию в поверхностном слое мишени нанокристаллических фаз Ti , NiTi, Ni и твердого раствора титана в никеле. Полученные поверхностные ионно-легированные слои никеля обладают существенно лучшими физико-механическими характеристиками по сравнению с исходным материалом мишени.

Формирование наноструктурных фаз при имплантации ионов алюминия в никель

При имплантации ионов алюминия в никель, согласно исследованиям методом резерфордовского обратного рассеяния (POP), в поверхностном слое образца Ni - A1-I максимум концентрации алюминия (35 ат. %) приходится на глубину 30 нм от облученной поверхности, в то время как для остальных режимов максимум концентрации Al локализован на самой поверхности образцов (55 ат. % для режима Ni - A1-II, 77 ат. % - для режима Ni - A1-III). На расстояниях, превышающих 150-200 нм, концентрация легирующего А1 составила 5 ат. % (рис. 2.6).

Рис. 2.6 Концентрационные профили внедренных ионов, полученные методом POP в поверхностных ионно-легированных слоях никеля

Доза облучения ионами А1, ион/см2: а-41017; б-21018; в- 19. Указаны области локализации формируемых фаз.

Соответственно в образце никеля, имплантированного ионами алюминия с дозой облучения 41017 ион/см2 (режим Ni-Al-I), толщина ионно-легированного слоя составила 280 нм (рис. 2.6, а). С ростом дозы облучения наблюдается увеличение толщины ионно-легированных слоев до 350 (режим Ni-II) и 400 нм (режим Ni - A1-III) (рис. 2.6, б, в, табл. 2.1). Кроме алюминия в поверхностных слоях образцов никеля, имплантированных по всем трем режимам, присутствует примесь кислорода, адсорбированная из остаточной атмосферы вакуумной камеры и перемешанная ионным пучком в поверхностном слое. Максимальная концентрация кислорода (30 ат. %) зафиксирована на поверхности образца, имплантированного по режиму Ni - A1-I (рис. 2.6, а). Для остальных материалов концентрация кислорода не превышает 5-10 ат. % по всей глубине слоев (рис. 2.6, б, в). В концентрационных POP профилях Ni - A1-II образца обнаружена также примесь углерода с концентрацией не более 5 ат. % (рис. 2.6, б).

Микродифракционный анализ ионно-легированных образцов никеля показал, что в результате ионной обработки по всем трем режимам в поверхностных слоях формируются следующие фазы системы Ni - Al -фаза (твердый раствор А1 в Ni), '-фаза (интерметаллид Ni3Al со сверхструктурой LI2) и -фаза (интерметаллид NiAl со сверхструктурой B2). Кроме того, обнаружено формирование оксида алюминия в следовых количествах вследствие присутствия примесей кислорода. На рис. 2.7 приведены электронно-микроскопические изображения микроструктуры поверхностных ионно-модифицированных слоев никелевых образцов. На микродифракционной картине ионно-легированного слоя образца Ni - A1-I (рис. 2.7, а) присутствуют рефлексы, относящиеся как к матрице никеля с ориентацией зерен (111), так и к интерметаллидным фазам, атомная структура которых характеризуется высокой степенью дальнего порядка. Об этом свидетельствует высокая интенсивность сверхструктурных рефлексов (100) и (110) для структуры LI2 (А1) и сверхструктурных рефлексов (100) и (111) для В2 (NiAl) (рис. 2.7, а). Оценка степени дальнего порядка по отношению интенсивностей сверхструктурных рефлексов и структурных рефлексов на микродифракционных картинах дает следующие величины: 0,8 для NiAl и 1,0 для Ni3Al. Формирующаяся в ходе ионной имплантации -фаза имеет нестехиометрический состав, что следует из параметра кристаллической решетки -фазы, определенного по межплоскостным расстояниям и составляющего 0,286 нм (в случае стехиометрического состава параметр равен 0,288 нм). Твердый раствор алюминия в никеле (-фаза) имеет переменный по глубине состав. Параметр решетки -фазы, измеренный по межплоскостным расстояниям, изменяется в пределах 0,352-0,354 нм, что соответствует концентрации алюминия в никеле 0-10 ат. %, согласно диаграмме состояния системы Ni-Al.

Рис. 2.7 ПЭМ-изображения (а, б, г, д, ж, з) и гистограммы распределений зерен по размерам формирующихся фаз (в, е, и) в поверхностных слоях никеля, имплантированного алюминием: микродифракционные картины (а, г, ж); темнопольные изображения фаз в рефлексах, указанных стрелками на микродифракционных картинах (б, д, з)

На рис. 2.8 приведены электронно-микроскопические изображения и микродифракционная картина поверхностного ионно-легированного слоя никеля (Ni-Al-III). Темнопольные изображения получены в рефлексах, показанных на микродифракционной картине стрелками. На электронно-микроскопических изображениях и микродифракционной картине присутствуют изображения и рефлексы не только всех фаз, образующихся в легированном поверхностном слое, но и нижележащей подложки - чистого никеля. Так, на микродифракционной картине (рис. 2.8, ё) хорошо видны матричные рефлексы. Схема расшифрровки матричных рефлексов на микродифракционной картине приведена на рис. 2.8, в. Ось зоны матричного зерна (116). На микродифракционной картине рефлексы от сформированных в процессе ионной имплантации фаз представлены дебаевскими кольцами. В дебаевких кольцах вблизи матричных рефлексов наблюдается усиление интенсивности, связанное с текстурой сформированных фаз. Кроме того, имеются дебаевские кольца, накладывающиеся на матричные рефлексы типа 220 и 400; они соответствуют -фазе (твердому раствору алюминия в никеле) и имеют радиальное уширение. Это связано с тем, что в поверхностном ионнолегированном слое формируется твердый раствор, состав которого меняется от поверхности в глубь мишени. Соответственно кристаллическая решетка твердого раствора имеет переменный параметр в зависимости от концентрации алюминия, то есть образуются твердые растворы переменного состава. Параметр решетки -фазы изменяется от 3523 (чистый Ni) до 0,3548 нм а концентрация твердого раствора А1 простирается в интервале 0-12 ат. %. Вследствие близких межплоскостных расстояний матрицы (никеля), -твердого раствора и '-фазы (интерметаллид Ni3Al) и неоднородности концентрации твердого раствора наблюдается перекрытие рефлексов от этих фаз. Формируемая - фаза имеет нестехиометрический состав. Это следует из параметра кристаллической решетки, соответствующего концентрации А1 39-45 ат. % -фазы, определенного по межплоскостным расстояниям и составляющего 0,286 нм. Формирование -фазы термодинамически выгодно. Все формируемые фазы равновесны и соответствуют диаграмме Ni - Al.

Применение темнопольной методики позволило оценить размеры образующихся интерметаллидных фаз. Фазы, формирующиеся в поверхностных слоях мишеней при ионной имплантации, имеют высокую дисперсность. Это хорошо видно на темнопольных изображениях легированного слоя мишени. Средний размер частиц формирующихся фаз составляет 73 нм для '-фазы и 50 нм для -фазы. Как видно на темнопольных изображениях (рис. 2.7 и 2.8), фазы, образующиеся в поверхностных слоях никелевой мишени для всех режимов ионной имплантации, являются наноразмерными.

На основании данных, полученных методами POP и ПЭМ, а также их сопоставления с равновесной диаграммой состояния системы Ni - Al были выявлены области локализации формирующихся при ионной имплантации фаз. Области локализации формируемых при ионной имплантации фаз показаны на рис. 2.6. Образование твердого раствора А1 в Ni переменного состава имеет место по всей толщине поверхностных слоев, т.е. в поверхностном слое толщиной 280 нм для Ni - A1-I, 350 нм для Ni - A1-II и 400 нм для Ni - A1-III. При имплантации по режиму Ni-Al-I на расстоянии 10 нм от ионно-имплантированной поверхности и вплоть до 50 нм концентрация алюминия соответствует -фазе (табл. 2.1). Смесь - и '-фаз локализована при меньших концентрациях алюминия, в области с толщиной ~ 90 нм от облученной поверхности (рис. 2.6 а). В случае режима Ni - A1-II, начиная от ионно-легированной поверхности и вплоть до ~ 70 нм, концентрация алюминия соответствует -фазе, в то время как '-фаза, соответствующая меньшей концентрации алюминия, локализована в поверхностной области толщиной до 150 нм (табл. 2.1, рис. 2.6, б). При третьем режиме имплантации (Ni -- A1-III) области существования -фазы и '-фазы несколько уже по сравнению с режимом Ni - A1-II и соответственно равны ~ 50 и ~ 120 нм (см. табл. 2.1, рис. 2.6, в).

Рис. 2.8. ПЭМ-изображения поверхностных слоев никеля, имплантированного алюминием (режим Ni - A1-III)

светлопольное изображение (а); микродифракционная картина (е, в); темнопольные изображения фаз в рефлексах, указанных стрелками на микродифракционной картине (б, г, д, ж, з, и, к)

Структурно-фазовое изучение ионно-легированных слоев никеля показало, что при всех режимах имплантации в его поверхностных слоях формируются интерметаллидные фазы Ni3Al и NiAl. Имплантированный слой не является аморфным и содержит нанокристаллические фазы NiAl и Ni3Al. Формирование этих фаз вызвано динамическим равновесием между аморфной системой и новыми формируемыми соединениями. Реакции, приводящие к образованию этих фаз, являются экзотермическими (см. рис.2.9).

С увеличением концентрации алюминия наблюдается уменьшение энтальпии образования. Формирование системы, содержащей -фазу NiAl, термодинамически выгодно, так как приводит к уменьшению энергии системы (рис. 2.9).

Распределение внедренных атомов в решетке кристалла зависит от ряда факторов, таких, как влияние диффузионных процессов на стадии остывания каскада замещающих столкновений, захват точечных дефектов примесными атомами и др. Если облучение проводят при температуре, когда междоузельные атомы и вакансии подвижны, то система стремится к термодинамическому равновесию. В этом случае выделение фаз происходит в соответствии с диаграммами состояний, а дефекты структуры отжигаются. При высокой температуре средняя диффузионная длина за время облучения превышает величину постоянной решетки, так что происходит значительная диффузия атомов, а имплантируемая система находится в квазиравновесном состоянии и формирование фаз осуществляется согласно равновесной диаграмме (рис. 2.9).

AI, ат. %

Рис. 2.9. Изменение теплоты образования фаз в системе Ni - Al в зависимости от содержания алюминия

Указаны области существования различных фаз при 298 К

Интересным для практических целей является то, что в процессе ионной имплантации было зафиксировано образование упорядоченной фазы Ni3Al. В этом алюминиде атомы двух компонент не перемешаны беспорядоченно, а образуют кристаллическую решетку, в которой две подрешетки проникают друг в друга. В результате получается чрезвычайно стабильный материал, устойчивый к коррозии и окислению и обладающий прочностью при высоких температурах.

Электронно-микроскопические исследования в темномпольном режиме позволили установить, что все формируемые фазы являются нанок- ристаллическими. В процессе ионной имплантации существенное влияние на структуру создаваемых имплантированных систем оказывают каскадные и диффузионные процессы, термохимические характеристики (соотношение атомных радиусов, теплот образования соединений).

Хорошо известно, что бомбардировка кристалла ускоренными тяжелыми ионами с энергией в интервале от единиц килоэлектронвольт до единиц мегаэлектронвольт производит в кристаллической решетке мишени области решеточного разупорядочения. Так, имплантируемый ион, внедряясь в твердое тело с первоначальной кинетической энергией 100 кэВ, останавливается в результате электронных и ядерных столкновений за 10-13 с. Во время торможений до полной остановки он претерпевает большое число столкновений с атомами решетки. При этих столкновениях большая часть энергии иона расходуется на смещения атомов из положений равновесия. Решеточные атомы, смещенные падающим ионом, называются первично выбитыми атомами. Первично выбитые атомы могут, в свою очередь, смещать другие атомы, вторично выбитые атомы и т.д. Этот процесс создает каскад атомных столкновений, который часто называют как каскад столкновений или смещений. Каскады столкновений приводят к распределению вакансий, междо-узельных атомов и других типов решеточного разупорядочения в области вокруг ионного трека. При увеличении числа ионов, падающих на кристалл, индивидуальные разупорядоченные области начинают перекрываться. В некоторый момент образуется сильно искаженный слой. Суммарное разупорядочение решетки и распределение повреждаемости по глубине зависят от типа ионов, температуры мишени, энергии и суммарной дозы ионов.

Для выяснения роли каждого необходимо проведение облучений и структурных исследований in situ в широком интервале температур. Можно предположить, что при внедрении ионов алюминия появляется аморфная фаза, объем которой увеличивается с ростом концентрации внедряемого алюминия. При внедрении А1 вплоть до концентрации 25-33 ат. % формируется аморфный сплав и фаза А1. Дальнейшее облучение приводит к фазовому переходу А1 в NiAl. В аморфном состоянии свободная энергия может оказаться выше, чем разупорядоченного кристалла, и тогда аморфная фаза может спонтанно перейти в кристаллическую. Этому может способствовать повышение температуры. В данных исследованиях повышение температуры (500-1500 К) может ускорить процесс кристаллизации

На основании полученных результатов был предложен следующий механизм реакций фазообразования и твердофазных фазовых переходов, протекающих в поверхностных слоях никеля в процессе ионной имплантации:

Диффузные и каскадные процессы проникновения имплантируемых ионов в объем мишени. Формирование аморфного состояния и твердого раствора алюминия в никеле. Положительные заряженные ионы алюминия вытягивают электроны из глубины образца, связываясь с ними. Внутри возникают дефекты. Кислород поступает вовнутрь, чтобы заполнить эти дефекты.

Выделение кристаллических фаз Ni3Al и NiAl:

Фазовый переход

Процессы адсорбции ионов кислорода и алюминия на поверхности, которые предшествуют внедрению:

Наличие ступеней и других неровностей на поверхности образцов никеля будет оказывать важную роль на процессы адсорбции и соответственно внедрения кислорода при ионной имплантации. При интенсивных условиях имплантации и высоких температурах эта стадия будет протекать с высокими скоростями. Все вышеперечисленные процессы могут протекать с разными соотношениями скоростей в зависимости от исходной ориентации зерен мишени, однородности потока ионов, дозы ионов и температуры процесса.

3. Внутренние напряжения в ионно-имплантированном слое

При ионно-лучевой обработке мишени в последней формируются механические напряжения, являющиеся одним из определяющих факторов генерации дислокаций и образования дислокационной структуры за пределами тонкого поверхностного ионно-легируемого слоя. Следует различать напряжения, инициируемые в образце непосредственно в момент ионной имплантации, и напряжения, сохраняющиеся в ионно- имплантированном образце после формирования дефектной структуры. Второй тип напряжений - это остаточные напряжения. Они существенно ниже напряжений, инициируемых в образце в процессе ионной имплантации. Это связано с различными релаксационными процессами, протекающими в образце как в момент ионной имплантации, так и после ионной обработки.

В соответствии с механизмами образования механические напряжения, инициируемые в процессе ионной имплантации, могут быть статическими и динамическими. Именно эти напряжения и определяют динамику генерации и движения дислокаций при ионной имплантации и ряд других процессов. Статические напряжения обусловлены изменением объема тонкого поверхностного слоя мишени, легируемого при ионной имплантации. Динамические напряжения связаны с генерацией и суперпозицией упругих волн от каскадов смещений, возникающих при внедрении ионов в мишень.

Рассмотрим механизмы формирования напряжений обоих типов при ионной имплантации, а также результаты их теоретических оценок и экспериментальных измерений. При экспериментальном измерении напряжений необходимо иметь в виду, что все методики классифицированы на две группы. К первой группе относятся методики, позволяющие измерять напряжения непосредственно во время того или иного воздействия на образец. Такие методики позволяют измерять и оценивать нерелаксированные напряжения. Ко второй группе относятся методы измерения напряжений в образце после завершения воздействия на образец. Это, в первую очередь, электронно-микроскопические и рентгеноструктурные методы.

В случае электронно-микроскопических методов величину напряжений оценивают по радиусу изгиба сегмента дислокации в поле напряжений, экстинкционным контурам, тяжам рефлексов на микродифракционных картинах и т.д. Рентгенографический метод основан на измерении межплоскостных расстояний образца по положению брэгговского рефлекса. Эти методы позволяют измерять или оценивать уже релаксированные остаточные напряжения.

Остаточные внутренние напряжения являются одной из основных причин разрушения покрытий, полученных плазменными методами. Опубликован ряд работ, например, посвященных разработке методов определения остаточных напряжений и изучению природы их формирования в конструкционных материалах под воздействием различного вида воздействий. Однако из-за многообразия причин, влияющих на возникновение остаточных напряжений, и сложности их математического описания число публикаций не уменьшается. Кроме того, многие аспекты прогнозирования и регулирования значений и характера напряжений остаются актуальными, особенно при получении покрытий плазменными методами. В механике под напряжением или распределенной нагрузкой понимается механическая характеристика, численно равная отношению приложенной нагрузки к площади поверхности, к которой приложена нагрузка. Под действием внешней нагрузки тело претерпевает упругую деформацию в некоторых частичных объемах или целиком. При превышении некоторого критического значения внешней нагрузки тело деформируется пластически. Внутренние напряжения возникают в теле как результат реакции материале тела на приложение внешней нагрузки. Внутренние напряжения направлены противоположно внешней нагрузке и, в случае упругой деформации, стремятся вернуть материал в недеформированное состояние.

Внутренние напряжения в покрытиях (их характер, величина, распределение) оказывают существенное влияние, иногда определяющее, на эксплутационные характеристики покрытий. По этой причине исследование остаточных напряжений в материале покрытия и подложки представляет большой практический интерес. Внутренние напряжения в материалах характеризуются величиной напряжений, характером или знаком и распределением напряжений по сечению образца или изделия. По характеру внутренние напряжения могут быть растягивающими или сжимающими. Сжимающим внутренним напряжениям при математическом описании присваивается отрицательный знак, растягивающим - положительный.

Как правило, в покрытиях формируются сжимающие внутренние напряжения, т. е. - отрицательные. Сжимающие внутренние напряжения оказывают благоприятное влияние на такие свойства покрытий, как твердость и износостойкость. Однако величина сжимающих внутренних напряжений может превышать адгезию покрытия и приводить к отслоениям от подложки.

3.1 Имплантация ионов углерода в поверхностные слои никеля и последующие изохорные отжиги

Одним из наиболее важных факторов, влияющих на фазово-структурное состояние металлов и сплавов, является давление. Как и в случае равновесных сплавов, влияние давления на процессы фазообразования в ионноимллантированных слоях мало изучено. При прохождении каскадов атом-атомных соударений в материале могут возникать высокие давления. Уровень напряжений в имплантированных металлах достигает значений порядка . Причиной возникновения этих напряжений являются также нерастворимые имплантированные примеси, вводимые дефекты (вакансии, междоузельные атомы, дислокационные петли) и т.д.

Внутренние напряжения приводят к образованию фаз высокого давления, искажению решетки, фазовым превращениям мартенсигного типа и др. Для оценки возникающих механических напряжений и температуры их релаксации, исследовалась кинетика фазовых превращений в никеле, облученном ионами углерода с энергией 45 кэВ, рентгеновским и дифракционными методами. Эксперимент проводился на дифрактометре ДРОН-2 с комплексом регистрации рентгеновского излучения РКД-1, включающим пропорциональный позиционно-чувствительный детектор с угловым разрешением 0,006° по шкале 2, многоканальный анализатор: МК-1-01 и ЭВМ. Специально разработанные программы позволяли оперативно обрабатывать результаты экспериментов.

Измерения проводились в монохроматизированном -излучении. Использование графитового монохроматора на первичном пучке при достаточно большом коэффициенте отражения ( =0,3) существенно снизить отношение интенсивности дифракционной линии к интенсивности фона. В качестве держателя образцов использовалось гониометрическая приставка ГП-2. Одновременное вращение образцов при съемке вокруг оси гониометра (со скоростью 0,002 град/с) и оси приставки исключало искажение профиля дифракционных линий при съемке достаточно крупнозернистых образцов никеля, отожженных при температуре 600°С в течение 2ч до облучения. Фазовый анализ поверхностных слоев никеля проводился после облучения, а также после отжигов при температурах 200, 400, 600°С в течение 0,5ч. Регистрировался диапазон углов дифракции в интервале 2 = 39-45°, в который входят линии никеля (111) и линия карбида никеля (002). На рис. 3.1 приведены участки дифрактограмм в указанном диапазоне углов в зависимости от дозы имплантированных ионов углерода.

Рис. 3.1. Дифрактогаммы образцов никеля, облученных ионами углерода

По оси ординат отложены относительные интенсивности дифракционных линии:

А-доза ,пунктирная линия соответствует необлученному образцу ;

Б-

В-

Как показывают экспериментальные данные, наблюдается следующая картина изменения состояния никеля с увеличением дозы облучения. Влияние внедренных в решетку никеля ионов углерода рентгеновский метод начинает фиксировать при дозе (появление асимметрии наиболее интенсивной линии (111) никеля со стороны малых углов дифракции). Повышение дозы до значения увеличивает асимметрию линии никеля до появления на ней характерного «горба». Необходимо отметить, что в указанных образцах, кроме наблюдаемой асимметрии, не обнаруживаются следы карбидной фазы никеля даже при съемке скользящим пучком. Доза в этом смысле является критической так как съемка образцов, облученных более высокой дозой( ), показало наличие карбидной фазы

Таким образом, в процессе имплантации никеля ионами углерода можно выделить следующие стадии. Первая - внедрение углерода в решетку никеля и образование твердого раствора. Наблюдающаяся при этом асимметрия матричного пика свидетельствует о монотонном изменении параметр решетки. Анализируя дифрактограммы образцов, можно оценить диапазон изменений параметра решетки от а = 0,35238 нм для чистого никеля до а=0,36915 нм для твердого раствора. Подобные изменения дифракционного профиля наблюдались при исследовании фазовых превращений в стареющих аустенитных сталях. Вторая стадия начинается после облучения дозами, превышающими значение , и характеризуется появлением фазы карбида никеля .

С целью исследования термической стабильности имплантированного никеля образцы последовательно отжигались в вакууме при 200°С и 300°С в течение 1ч. На рис. 3.2 представлены результаты проведенных исследований. Видно, что отжиг при 200°С и 300°С заметно уменьшает асимметрию пика (111) образца никеля, облученного дозой ионов углерода . При отжигах выше 400°С дифракционная картина полностью восстанавливается. Для образца, облученного дозой , отжиг при 200°С не вызывает существенных изменений дифрактограммы, а отжиг при 300°С приводит к распаду карбидной фазы. Таким образом, исследование термической стабильности состояния, полученного в результате имплантации, показало, что диффузионные процессы при температуре 200°С проходят заметно активнее в образце с меньшей дозой облучения ионами углерода (), чем в образце с большей дозой (). С точки зрения внутренних напряжений этот результат можно трактовать следующим образом. С увеличением дозы внедренных в никель ионов углерода последние увеличивают параметр решетки никеля и приводят к возникновению сжимающих напряжений.

Рис.3.2. Дифрактогаммы образцов никеля, имплантированного ионами углерода дозой

А-Б-; по оси ординат отложены относительные интенсивности дифракционных линии: кривая-1 исходный образец; 2 - отжиг при 200; 3 - отжиг при 300 время отжига 1 ч. Образование фазы приводит к релаксации внутренних напряжений, так как появление дифракционной линии фазы (см. рис. 3.1) сопровождается исчезновением асимметрии линии никеля. Активизацию диффузионных процессов в никеле, облученном дозой ионов углерода, можно объяснить действием сжимающих напряжений. Необходимо указать на особую роль углерода (углеводородов) в ионных технологиях. Практически все существующие имплантеры, напылительные и ионно-плазменные установки и т.д. имеют средства получения высокого вакуума, в которых используются масла на основе углерода. Поэтому было необходимо исследовать характерные температуры образования и термического распада карбидов никеля. Оказалось, что нагрев до 300°С и выдержка при этой температуре в течение времени порядка 1ч приводят к полному распаду карбидов и растворению углерода в матрице. Эксперименты показали, что релаксация механических напряжений происходит в том же температурном диапазоне, что и распад карбидов (< 300°С).

Заключение

Таким образом, входе выполнения работы я рассмотрел основные процессы происходящие при ионно-лучевой обработке, металлов и проанализировал экспериментальные работы, реализованный на источнике "Радуга-5" при легировании алюминием и титаном мишеней из никеля, и выяснилось, что ионная имплантация позволяет получать слои, толщина которых на порядки превышает величину проективного пробега ионов.

Рассмотрел зависимость роста толщины ионно-легированных слоев никеля от условий имплантации. При имплантации ионов алюминия и титана в никель, на формирование слоев оказывает большее влияние температура и доза облучения. Ионная имплантация алюминия и титана в никель позволяет формировать в поверхностных слоях мишеней нанокристаллические равновесные фазы интерметаллидов (NiAl, Al, Ti , NiTi, Ni;) и твердые растворы переменного по глубине состава, соответствующих диаграммам состояния систем Ni?Al, Ni-Ti.

Так же входе работы изучил влияния внутренних напряжении на фаза образования, при ионной имплантации. Для оценки возникающих механических напряжении была проанализирована экспериментальная работа, в котором имплантировали ионы углерода в никелевую мишень. При имплантации ионов углерода в никелевую мишень, дозами превышающие значение появляются фазы карбида никеля. Выявили температуру, при котором происходит релаксация механических напряжении.

1. На примере экспериментальных работ было показано, что распыление материала один из основных факторов, определяющих качественное изменение концентрационного профиля легирующей примеси.

2. При имплантации ионов алюминия и титана в никель, на формирование слоев оказывает большее влияние температура и доза облучения. Ионная имплантация алюминия и титана в никель позволяет формировать в поверхностных слоях мишеней нанокристаллические равновесные фазы интерметаллидов и твердые растворы

3. Было показано, что при увеличении дозы внедренных в никель ионов углерода, увеличивается параметр решетки от а = 0,35238 нм для чистого никеля до а=0,36915 нм для твердого раствора, и приводит к возникновения сжимающих напряжении.

Список литературы

1.Нанокристаллические интерметаллидные и нитридные структуры, формирующиеся при ионно-лучевом воздействии. Научное издание/ И.А. Курзина Э.В. Козлов, Ю.П. Шаркеев, С.В. Фортуна, Н.В. Конева, И.А. Божко, М.П Калашников.

2. Ионно-лучевая и ионно-плазменная модификация материалов. Научное издание/К.К. Кадыржанов, Комаров Ф.Ф. А.Д. Погребняк, В.С. Русаков, Т.Э. Туркебаев. Издательство МГУ 2005г.

Размещено на Allbest.ru