Беграмбеков Процессы в твердом теле под действием 2008

а

б

Рис. 6.7. Структура однородного поверхностного слоя на разных глубинах : а — однородный слой на глубине 5 микрон - начальный этап кристаллизации; б — однородный слой на глубине 2 микрона - аморфная структура

151

Видно, что многие волокна CFC, располагавшиеся перпендикулярно поверхности, исчезли (рис. 6.8). Вместо них появились новые образования, призматическая форма которых свидетельствует об их кристаллической природе. Линейчатый рельеф их боковых граней подобен слоистому рельефу на изломе однородного поверхностного слоя и на окружающих фрагментах матрицы (рис. 6.9). Эти наблюдения показывают, что разрушение CFC и формирование слоистой структуры распространялось намного глубже нижней границы сплошного слоя. Чаще всего, по-видимому, трансформировались участки матрицы с прилегающими периферийными частями 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 слоистую структуру модифицированного слоя. На периферийной части разрушенного участка можно было наблюдать верхнюю часть переходного слоя. Концентрация призматических колон и модифицированных фрагментов матрицы здесь была выше. Они имели скругленные вершины, диаметр которых часто больше поперечных размеров "пьедесталов". Вершины сливались друг с другом и присоединялись к нижнему краю однородного поверхностного слоя

(рис. 6.10).

Все вышесказанное позволяет заключить, что в условиях описываемых экспериментов структура CFC оказывается неустойчивой. Релаксационные процессы, реализуемые за счет диффузии, дислокационного транспорта и т.п., не могут обеспечить ее сохранность. Происходит разрушение структуры CFC вплоть до достижения очень высокой степени аморфизации поверхностного слоя. Об этом говорят приведенные выше данные его анализа. На это же косвенно указывает то обстоятельство, что в облучаемом поверхностном слое CFC проявляется та же тенденция к образованию пиролитической структуры, что и при структуризации напыленных углеродных слоев, аморфных, непосредственно после напыления.

152

а

б

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]

153

а

б

в

Рис.6.9. Призматические колонны со слоистой структурой, сформировавшиеся вместо исчезнувших нитей CFC [63] (а, б, в).

154

а

б

Рис.6.10. Различные участки верхней части переходного слоя. Видны призматические колонны и модифицированные фрагменты матрицы [64] (а, б).

Аморфное состояние поверхностной части однородного слоя на CFC-тайлах токамака Тор Супра, по-видимому, есть результат того, что скорость рекристаллизационных процессов на поверхности тайлов в условиях интенсивного дефектообразования облучающим плазменным потоком оказалось не достаточно высокой. Препятствовать образованию пиролитических слоев в приповерхностной зоне CFC-тайлов мог также имплантированный водород,

155

содержание которого в графите может достигать десятков процентов.

В более глубоких слоях CFC-тайлов рекристаллизация, повидимому, инициируется потоком радиационных дефектов из зоны внедрения и энергией, выделяющейся при модификации поверхности. Меньшая скорость дефектообразования уже не препятствует кристаллизации и, в результате, в этой зоне образуется пиролитическая структура. Области с трансформированной структурой и напряжения, возникающие между ними и еще не модифицированными слоями, выступают, по-видимому, катализаторами процесса.

При модификации CFC участки матрицы, обладающие более дефектной структурой, трансформируются быстрее. Области с перестроенной структурой растут, присоединяя к себе материал нитей. При этом образование новой, более плотной структуры сопровождается 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 соединений 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 примере медно-железных сплавов) и в модифицированных графитах.

6.2.1.ОДНОФАЗНЫЕ СПЛАВЫ МЕДЬ-НИКЕЛЬ

Вразделе 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 приповерхностных слоях под действием облучения сжимающих напряжений, дос-

156

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 конических 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) Тпл. < Т < (0.7÷0.8) Тпл, где Тпл — температура плавления легкоплавкого 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 оС; E = 600 эВ; 1 — 2 ат % Ni; 2 — 5 ат % Ni; 3 — 20 ат % Ni; 4

— 50 ат % Ni

157

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 oC; 2 — 250 эВ; 500 oC; 3 — 600 эВ; 100 oC; 4 — 250 эВ; 100 oC;

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

Cu-Ni (50 ат %) было меньше, чем длительность первого цикла облучения (Ф=2,2.1019 ион/см2, 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(CNi) при 500 оС достигается в диапазоне концентраций никеля CNi≈ 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 %

158

характерный размер образовавшихся выступов и угол θ между склонами выступов были минимальными и составляли, соответственно, 1-3 мкм и 15-20о. Крутизна склонов, по-видимому, являлась основной причиной достижения минимума коэффициента распыления при этих концентрациях никеля в сплавах. В случае сплавов с CNi= 2 и 50 ат % средний размер конусов возрастал до 10

мкм, а угол θ увеличивался до 20-30о. К моменту установления стационарного значения S облучаемый участок приобретал коричневый цвет и бархатистую структуру. При дальнейшем облучении поверхность еще более темнела, становясь темнокоричневой, 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.

159

Рис. 6.13. Рельеф поверхности сплава Cu-Ni (20 ат % Ni) после облучения ио нами аргона [65] (Ei = 600 эВ; T = 500 oC, Φ = 5,6.1019 ион/см2)

Рис. 6.14. Рельеф поверхности сплава Cu-Ni 20 ат % Ni после облучения ионами аргона [65] (E = 600 эВ; T = 500 oC, Φ = 5,0.1020 ион/см2)

160