Диссертация (1024881), страница 15
Текст из файла (страница 15)
Этой задаче посвящено большое количество расчетных иэкспериментальных работ. Благодаря высокой энергии сродства к позитронутаких выделений и существенным отличиям в угловых спектрах, происходящихиз-за различий в заселенности d-оболочки атомов железа и меди, метод УРАФпозволяет выявлять такие выделения при небольших концентрациях. На Рисунке903.2 приведены спектры чистых железа и меди и их отношение в сравнении срасчетной работой [101].15000Fe13000Cu3.53от ношение расчет110002.5от ношение эксп.9000270001.55000130000.51000-1000 051015202535 030Рисунок 3.2.
Спектры УРАФ чистых и отожженных образцов железа и медиВ Таблице 10 приведены относительные вероятности аннигиляциипозитронов в железе и меди по трем основным каналам – на коровых, валентныхи d-электронах. Вероятности получены с использованием скоростей аннигиляциииз [103], пересчитанные с учетом диапазона измерений установки УРАФ ИТЭФ,т.к. ограниченный диапазон измерений по углу завышает долю узкойсоставляющей, соответствующей валентным электронам, и занижает вероятностьаннигиляции на коровых и d-электронах.Таблица 10.ОбластьаннигиляцииFe ваксvd0.6%82.0%17.4%Cu вак.0.77%64.2%35.5%Fe об1.4%71.6%27%Сu об.1.2%51.1%47.7%91Следует заметить, что вариант разложения на составляющие спектра УРАФ,приведенныйвраспределениеТаблицеразличных9,необолочекединственнотольковозможный.Импульсноеприблизительноописываетсяфункциями, заложенными в программу.
Однако сравнение с расчетнымиработами показывает, что спектр оболочек может подгоняться суммой гауссиановс приемлемой точностью. Подгонка вклада d-оболочек, проведенная при помощипрограммы ACARFIT, возможна при разложении на три гауссиана (см. Таблицу11).Таблица 11.Образец1 гауссиан2 гауссиан3 гауссианпримечаниеTiПШПВ[мрад]4.90Инт.[%]-1.6ПШПВ[мрад]12.0Инт.[%]93.0ПШПВ[мрад]21.3Инт.[%]8.6Fe5.5-4.713.790.415.733.12[106]Cu7.9-10.614.2388.222.622.4[106][101]3.2. Исследование аморфных металлических сплавов3.2.1.
Исследование АМС методом позитронно-аннигиляционнойспектроскопииВ настоящей работе исследовались два аморфных сплава FeCr18B15FeCu1Nb3Si13.5B9,полученныеметодомспиннингования–иразливкойрасплавленного металла на быстро вращающийся массивный медный барабан.Перед разливкой барабан подогревали до 40о - 80оС, в тигель загружалсянеобходимый состав и нагревался на 100о – 150оС выше температуры плавлениясоответствующего сплава. Процесс производился при избыточном давленииаргона до 50 кПа, расплав подавался из сопла при давлении 30 кПа. В результатеиз расплава после охлаждения формировались ленты шириной 8мм и толщинойоколо 25 мкм.
Исследования проводились на стороне сплава внешней поотношению к подложке. Состояние сплавов контролировалось при помощирентгендифрактометра. Результаты приведены на Рисунке 3.3 [131].92Рисунок 3.3. Рентгеновский спектр аморфного образца Fe Cr18B15Сплав FeCu1Nb3Si13.5B9 также облучали в ионном ускорителе ионами Ar+ сэнергией 30 кэВ и плотностью тока 50 мкА/см2 , (расчетная скорость созданиясмещений составила 1014сна/см2с) до дозы 1.5.1018 ион/см2 при 5000С.93Контрольные образцы отжигали в вакууме при 10-4 Па в течение 1 часа приразличной температуре.
Время отжига соответствовало времени нахождения вускорителе при выбранной температуре.Проводилась рентгендифрактометрия образцов для контроля состояниясплавов. Использовался прибор ДРОН-2.0Исходные образцы находились в рентгенаморфном состоянии, после отжигапри 500○С и выше появлялись дифракционные максимумы на фоне гало.Идентификация пиков в сплаве FeCrB показала, что они имеют фазовый составсистемыFe-Cr; Также наблюдались пики фазы борида Fe3B.
Результатыисследования образцов сплава FeCu1Nb3Si13.5B9 были аналогичными. Послеотжига при температуре выше 500○С появлялись дифракционные рефлексы,свидетельствующие о начале кристаллизации. При облучении кристаллизацияпроисходит при более низкой температуре.Дляизмерениятермоэлектродвижущейсилыобразцовбылосконструировано приспособление на основе микротвердомера, что позволялоконтролировать усилие контакта. Пирамидка была заменена вольфрамовой иглой.Игла подогревалась до выбранной температуры при помощи резистивногонагрева.
Образцы исследовались в пределах температур от50о до250оС.Контактная разность потенциалов измерялась схемой измерения с ошибкой нехуже ±0.01 мВ. Приспособление было отъюстировано по чистым металлам [132].Результаты измерения ТЭДС приведены на Рисунках 3.4 - 3.5.Проводились измерения спектров ВРАФ и УРАФ в образцах. Позитрон вметалле за время порядка 10-12 сек. теряет энергию до тепловой [133]. Т.к.характерное время аннигиляции на два порядка больше, то спектр УРАФ даетпредставление об импульсе электронов в области аннигиляции позитрона.Аннигиляция позитронов в основном происходит на валентных электронах иэлектронах верхних оболочек. Вследствие положительного заряда позитронавозможен захват позитрона ловушками – дефектами и примесями.
Спектры УРАФдемонстрируют несколько составляющих, дающих представление о вероятностианнигиляции по разным каналам. В данном сплаве по данным рентгеновских94исследований кристаллизация происходит в несколько стадий в интервалеотжигов 400ºС - 600ºС. Происходит образование зародышей твердого растворажелеза и последующий их рост.050-0,2100150200-0,4E [mV]-0,6-0,8-1-1,2-1,4-1,6-1,8-2T[C]glassann_450ann_500ann_600ann_700Рисунок 3.4. ТЭДС сплава FeCu1Nb3Si13.5B90.5glass0E [mV]050100150200250ann_400-0.5ann_450-1ann_500ann_550-1.5ann_600-2ann_700-2.5T[C]ann_650Рисунок 3.5. ТЭДС сплава FeCrB.Спектры УРАФ снимались в традиционной параллельно-щелевой схеме сразрешением 1 мрад, счетом в максимуме до 104 событий и обрабатывались при95помощи компьютера для выделения составляющих спектра.
Спектры УРАФсплава FeCuNbSiB, нормализованные по площади исследований, приведены наРисунке 3.6. Спектры УРАФ сплава FeCrB, отожженного при температуре 450,500 и 600ºС, и облученного ионами аргона, приведены на Рисунке 3.7. Такжеприведено изменение параметра S/D, качественно характеризующего изменениеплощади под центральной и высокомоментными частями спектра. Для сравненияприведены параметры спектров железа, хрома.СпектрыаппроксимировалисьприпомощипрограммыACARFIT.Выделялись парабола и несколько гауссианов. Количество и тип составляющихспектров допускает некоторый произвол – при близком параметре хи-квадратможно получить разный набор компонент. Результаты представлены в Таблицах12 и 13. В сплаве Fe-Cu-Nb-Si-B не удалось выделить параболу. В сплаве Fe-Cr-Bвыделяется парабола в части образцов, свернутая (уширенная) с гауссианомшириной 3.6 - 5.5 мрад.
Для гауссианов указаны полная ширина на полувысоте(ПШПВ).Int14000FeCuNbSiB12000FeCuNbSiB_45010000FeCuNbSiB_5008000FeCuNbSiB_6006000FeCuNbSiB_irr40002000mrad0-30-20-1001020Рисунок 3.6. Спектры УРАФ сплава Fe-Cu-Nb-Si-B3096Рисунок 3.7. Спектры УРАФ сплава Fe-Cr-BТаблица 12.Результаты разложения спектров УРАФ FeCuNbSi-BОбразецПШПВ 1[мрад]Инт.[%]FeCu1Nb3Si13.5B9FeCu1Nb3Si13.5B9-отжиг 450FeCu1Nb3Si13.5B9- отжиг 500FeCu1Nb3Si13.5B9- отжиг 600FeCu1Nb3Si13.5B9-отжиг 700FeCu1Nb3Si13.5B9- облученныйПШПВ 2[мрад]Инт.[%]ПШПВ 3[мрад]Инт.[%]9.4±0.274±217.4±0.526±22.3±42.4±29.2±0.577.6±216.4±0.320±1.52.15±1.51.7±1.59.4±0.281.9±218.1±1.514±32.3±12.2±29.5±0.779.8±216.6±0.518±22.5±0.53±19.15±0.379.0±215.8±118±12.4±22±58.6±0.576±215.7±0.722±1.597Таблица 13.Результаты разложения спектров УРАФ сплава Fe-Cr-B1 гауссианОбразецFeCrBammFeCrB450FeCrB500FeCrB600FeCrB7002 гауссианпарабола3 гауссианПШПВ[мрад]Инт.[%]ПШПВ[мрад]Инт.[%]Отсечка[мрад]Уширение[мрад]3±0.82±310.8±0.568±55.8±0.43.7±1 13.7±0.83.1±25±29.8±0.472±36.6±0.24.1±0.49.7±0.517.2±0.4 12.8±1.53.2±13.5±1.510.7±0.773±46.1±0.72.1±0.69.5±0.717.8±0.52.9±1.54.5±210.1±0.469±25.4±0.54.9±0.99.3±0.918.2±0.3 11.5±0.73.4±23.2±0.510.4±0.976±25.4±0.94.8±1.57.5±0.717.9±0.8Инт.[%]ПШПВ[мрад]Инт.[%]17.7±0.716±113.6±113.2±1На Рисунках 3.8 и 3.9 [134] показаны результаты измерения времени жизнипозитрона в сплавах Fe-Cr-B и Fe-Cu-Nb-Si-B в аморфном состоянии,отожженном и облученном.Спектры обрабатывались на ЭВМ методом наименьших квадратов c учетомфункции разрешения, определенной в предварительных экспериментах накалибровочных образцах – кремний, лавсан, молибден и медь.
Также находилсявклад источника. Функция разрешения и спектр источника приведены в Таблицах7 и 8. Результаты обработки спектров времени жизни приведены в Таблицах 14, 15.100000счет в каналеFe-Cr-B_amorphnFe-Cr-B ann 700100001000100800100012001400160018002000номер канала( 10 пс/канал)Рисунок 3.8. Спектр времени жизни позитрона в аморфном и отожженномсплаве FeCrB98100000Fe-Cu-Nb-Si-BFe-Cu-Nb-Si-B_450Fe-Cu-Nb-Si-B_600Fe-Cu-Nb-Si-B_700Fe-Cu-Nb-Si-B_irrсчет в канале10000100010010номер канала(цена канала 10 пс)18001300180023002800Рисунок 3.9. Спектр времени жизни позитрона в сплаве FeCuNbSiBТаблица 14.Результаты обработки спектра времени жизни сплава FeCuNbSiBОбразецFe-Cu-Nb-Si-BаморфныйFe-Cu-Nb-Si-B отжиг 450Fe-Cu-Nb-Si-B отжиг 500Fe-Cu-Nb-Si-B отжиг 600Fe-Cu-Nb-Si-B облученныйτ1[пс]Инт.1[%]τ2[пс]Инт.2[%]χ2136±583±5188±1317±31.45108±2252±9230±1248±91.08106±2753±7234±947±40.99110±1641±3229±2259±51.12105±1865±5281±1835±31.09Таблица 15.Результаты обработки спектра времени жизни сплава FeСrB.Инт.1[%]59±3τ2[пс]219±29Инт.2[%]41±5τ3[пс]Инт.3[%]FeCrB ammτ1[пс]147±9FeCrB - 70077.5±517±4175±1880±8265±383±2Образец99В спектре времени жизни позитрона в сплаве FeCu1Nb3Si13.5B9 выделяетсядве компоненты.
В аморфном сплаве это τ1 = 136 пс (это время совпадает слитературнымиданнымидляметаллическихстекол).Частьпозитронованнигилирует со временем жизни 188 пс, что соответствует полости размером,аналогичным дивакансии, по литературным данным. При отжиге скоростьаннигиляции в объеме увеличивается и образуется крупные поры с размеромоколо 7 – 8 атомов. Следует заметить, что образование пор и захват в нихпозитронов приводит к изменению не только скоростей аннигиляции, но иотношения вероятностей.
Согласно расчетам [103], при аннигиляции в объемеотношение скоростей аннигиляции на валентных и d-электронах λv/ λd = 2.4, а прианнигиляции в моновакансии - λv/ λd = 5.35. В нашем случае эта тенденция должнаусилится из-за большего размера пор. Учитывая то, что приблизительно половинапозитронов аннигилирует в дефектах, можно оценить изменение скоростианнигиляции на d-электронах вследствие захвата дефектами. Этот эффект долженбыть порядка 60% при захвате в моновакансии и даже больше при захвате в порыбольшего размера. В нашем случае изменение интенсивности широкого гауссианавдвое меньше. Это можно объяснить перераспределением электронного заряда.Можно предположить, что при отжиге увеличивается количество d-электронов наатоме железа.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
