Автореферат (1105445), страница 4
Текст из файла (страница 4)
На вставке – увеличенноеизображение центральной части графика.12на дифракционных картинах наблюдается равномерное распределение интенсивности.Отчетливо видно, что данное направление остается постоянным (± 0,2°) в пределаходного зерна Al подложки (рис. 11б), а переход через межзеренную границу приводит кего значительному изменению на 1-2 градуса.Таким образом, полученные экспериментальные данные свидетельствуют, чтоориентация системы пор АОА в плоскости образца, а также продольное направлениероста каналов зависят от кристаллографической ориентацией зерен металла. Для выяснения природы наблюдаемой взаимосвязи в работе проанализирована структура АОА,сформированного на сингулярных и вицинальных гранях монокристаллов алюминия.Формирование анодного оксида алюминия на сингулярных гранях монокристалловТипичные дифракционные картины для пленок АОА, сформированных видентичных условиях эксперимента на поверхности различных сингулярных гранеймонокристаллов Al, представлены на рисунке 12.
Использование подложки Al(100)приводит к рассеянию в виде концентрических окружностей с равномернымазимутальным распределением интенсивности, что свидетельствует об отсутствииориентационного порядка в структуре АОА. В случае пористой пленки на подложкеAl(110) по кольцу наблюдаются широкие перекрывающиеся дифракционныемаксимумы, характерные для структур с большой мозаичностью. Дифракционнаякартина для оксидной пленки на подложке Al(111) имеет шесть ярко выраженныхмаксимумов 1, 2 и 3-го порядков.
Подобное распределение интенсивности свидетельствует о наличии дальнего ориентационного порядка на облучаемой области.Рис. 12. Дифракционные картины для пленок АОА (0,3 М H2SO4, U = 25 В), полученныхна монокристаллах с различной ориентацией: (а) – Al(100), (б) – Al(110) и (в) – Al(111).Аналогичные распределения для рядов пор по углу ориентации в плоскостиобразца можно получить путем обработки изображений РЭМ по алгоритму цветовойкодировки (рис. 13а). В случае пористой пленки на подложке Al(100) следует отметитьналичие двух максимумов, разориентированных на угол 30°. Подобный видраспределения соответствует сосуществованию в структуре АОА двух взаимноперпендикулярных направлений ориентации рядов пор в плоскости образца.
При этомна распределении каналов по доменам различного размера (рис. 13б) наблюдаетсяувеличение доли пор, образующих домены с линейным размером ~ 1 мкм, а упорядоченные области большой площади (более 5 мкм) в структуре данного образцапрактически не встречаются. В случае сингулярных граней (110) и (111) доля пор,входящих в состав крупных доменов, достигает 10 %, тогда как количество мелкихдоменов несколько сокращается. Таким образом, монокристаллы алюминия сориентацией (111) обладают большим потенциалом для формирования монодоменных13а)б)Доля пор, %Относительноеколичество точекAl(100)Al(110)Al(111)Al(100)Al(110)Al(111)50403020100060120180240300Азимутальный угол ()3601253756258751125 1375 1625 1875Количество пор в домене, штРис.
13. (а) Распределение рядов пор по углу ориентации в плоскости образца.(б) Гистограмма распределение пор по доменам различного размера. Данные полученыпутем статистической обработки изображений РЭМ.структур на большой площади в процессе продолжительного анодного окисления.Напротив, образование крупных доменов на поверхности Al(100) затруднено ввидуналичия двух равнозначных направлений ориентации рядов пор.Согласно данным АСМ, поверхность алюминия после удаления оксидной пленкиможно представить в виде гексагональной сетки из полусферических углублений ивыступов в виде трехгранных пирамид между ними (рис. 14а).
Каждое углублениесоответствует основанию поры и окружено шестью выступами.Природа процессов, протекающих на границе металл/оксид в ходе анодирования,в работе рассмотрена в терминах теории химического травления кристаллическихвеществ, которая предсказывает огранкукристаллов сингулярными гранями. В данномслучае логично предположить, что с энергетической точки зрения наиболее выгодноформирование граней пирамидальных выступов на поверхности металла плоскостями{111} и {100} элементарной ячейки алюминия.Это приводит к перестроению пористойструктуры путем поворота и/или перемещениявыступов в соответствующую позицию.
Какследствие, гексагональная решетка ориентируется вдоль направлений в структуре алюминия, зависящих от взаимного расположениясингулярных граней.Средний угол наклона боковой поверхности трехгранной пирамиды относительногоризонтальной плоскости составляет около53° (рис. 14б). Данное значение близко к углу Рис. 14. (а) Морфология поверхностимежду плоскостями (111) и (100) элементар- алюминия после анодирования в 0,3 Мной ячейки алюминия, который равен 54,7°.
H2C2O4 при U = 40 В по данным АСМ.Таким образом, в случае Al(111) реализуется Выполнена реконструкция реальнойповерхностипутемнаиболее выгодная с энергетической точки морфологиистандартного процесса деконволюции.зрения конфигурация поверхности. Стороны (б) Высотный профиль образца.14половины выступов образованы плоскостями {100}, тогда как другие плоскостями{221}. Последние обладают атомарной упаковкой близкой к {111}, но имеют сдвиг наодин атом в направлении [ 114 ] в каждом четвертом ряду атомов. Таким образом,металлические выступы на подложке Al(111) огранены кристаллографическими плоскостями с высокой плотностью упаковки атомов.
Это приводит к стабильной конфигурации, определяющей однозначное расположение рядов пор в плоскости образца.Следствием является минимальная мозаичность системы пор на данной подложке.В случае Al(100) наличие в структуре сингулярной грани оси симметрии четвертого порядка приводит к появлению двух эквивалентных возможностей упорядочениярядов пор – вдоль кристаллографических направлений [010] и [001]. Результатомявляется сосуществование двух семейств доменов, разориентированных на 90° вплоскости образца.
На азимутальном распределении по данным РЭМ это выражается вдвойном максимуме внутри каждого сектора с раствором 60° (см. рис. 13а).Формирование анодного оксида алюминия на вицинальных гранях монокристаллаДля установления природы взаимосвязи направления роста каналов с микроструктурой металла в работе исследованы пористые пленки, полученные анодированием вицинальных граней монокристалла алюминия в 0,3 М H2C2O4, при U = 40 В(рис. 15). Определение направления роста каналов проводили путем построения кривых качания методом МУРД.
Полученные зависимости для сингулярной грани имеют характерныйвид для системы параллельных каналов с малым углом разориентации – узкий максимум с ширинойβ ≈ 0,4° и резкое затухание интенсивности по мере отклонения продольной оси пор от направления Рис. 15. Монокристалл алюминия с сингулярнойгранью (100) и вицинальными гранями, отклоненныевдоль прямого пучка (см. рис. 6).При переходе на вицинальные от нее на малые углы (указаны на карте справа).грани форма кривых качания и общий вид дифрактограмм существенно изменяются.
Вчастности, на кривых качания (ω скан) для левой грани монокристалла различимы двасимметричных максимума (рис. 16а), интерпретированные как два семейства каналов сразличными направлениями роста, которые поочередно ориентируются вдоль прямогопучка. Однако дифракционные картины при углах поворота ω = ± 1° по-прежнемувырождаются в два точечных рефлекса, так как вышеуказанные семейства лежат вплоскости (001). Напротив, при повороте образца вокруг горизонтальной оси (ψ скан)двойные максимумы на изображениях (рис. 16б) соответствуют рассеянию рентгеновского излучения на двух дифракционных решетках, разориентированныхотносительно плоскости (010).Все вышеописанные закономерности воспроизводятся на верхней грани с учетомповорота на 90° в плоскости образца (рис.
16в, г) – два максимума на кривых качаниявидны в случае ψ скана, а двойной максимум на дифракционных картинах при углахповорота ± 1° характерен для ω скана. Диагональная грань представляет собой суперпозицию левой и верхней областей: для нее кривые качания имеют по два максимумакак на ω скане, так и на ψ скане (рис. 16д, е).15д)в)а)-5,3-4,8-4,3-3,8Угол поворота ( ),о-1,0-3,3-0,50,00,5Угол поворота ( ),г)б)-1,1-0,6-0,10,4Угол поворота ( ),о0,92,31,0о2,83,33,8Угол поворота ( ),4,3ое)-5,8-5,3-4,8-4,3Угол поворота ( ),-3,8о2,22,73,23,7Угол поворота ( ),4,2оРис.
16. Кривые качания для дифракционных максимумов первого порядка вокруг вертикальной (ω скан) и горизонтальной (ψ скан) осей, расположенных в плоскости образца.Оксидная пленка сформирована на вицинальных гранях монокристалла с базиснойориентацией (100). Наклоненные грани пересекают базисную плоскость монокристаллавдоль направлений: (а, б) [001]; (в, г) [010]; (д, е) [011]. Приведены дифракционныекартины для углов поворота ± 1° относительно положения нормали к поверхности пленки.Положение максимумов на кривых качания несет информацию о направлениироста пор на вицинальных гранях. Зная наклон данных граней, можно найти отклонение продольной оси каналов от нормали к поверхности подложки. На левой гранинаправление роста пор на ψ скане практически совпадает с центральной областьюподложки.
В плоскости, перпендикулярной вицинальной грани, кроме наличия двухсемейств каналов наблюдается также их отклонение от нормали к поверхности на 0,40°и 0,74° для двух наблюдаемых направлений роста. При этом оба семейства каналовотклоняются в сторону от центральной области, то есть придерживаются направлениявдоль кристаллографической плоскости (010) в структуре металла.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
