Диссертация (1105446), страница 20

Просмтор этого файла доступен только зарегистрированным пользователям. Но у нас супер быстрая регистрация: достаточно только электронной почты!

Текст из файла (страница 20)

Исходя из полученного описания для каждого дифракционного пика былопределен набор параметров: положение (qhk), интегральная интенсивность (Ihk) ирадиальная ширина (δqhk). Для анализа и последующего обсуждения были использованыдифракционные максимумы с q < 0,3 нм-1, так как рефлексы более высоких порядковимеют малую интенсивность, в связи с чем оказываются чрезвычайно чувствительны кспособу вычитания фона.Наблюдаемыедифракционныемаксимумы(табл.4.2)соответствуютгексагональному упорядочению пор, а также позволяют с высокой точностью определитьпериодичность пористой структуры. Уточнение данного параметра приводит к среднемурасстоянию между соседними порами Dint = 103,6 ± 0,1 нм. Необходимо подчеркнуть, чтополученное значение хорошо согласуется с результатами исследований методомрастровой электронной микроскопии, а также литературными данными.96а)б)12,0Экспериментальные данныеАппроксимация суммой лоренцианов0,11,2S(q)F(q)/F(0)1,60,80,010,41E-31E-30,010,00,000,10,050,10-10,150,200,250,300,35-1q, нмq, нмРис.

4.18. Форм-фактор единичной поры (а) и структурный фактор радиальногораспределения интенсивности малоуглового рассеяния (б) для пористой пленки анодногооксида алюминия, полученной анодированием в 0,3 М щавелевой кислоте при 40 В.Таблица 4.2. Параметры описания структурного фактора радиального распределенияинтенсивности малоуглового рассеяния на рисунке 4.18б. Представлены положение (qhk),интегральная интенсивность (Ihk) и ширина на полувысоте – FWHM (δqhk) длядифракционных максимумов различных порядков.hkПоложение (qhk), нм-1Интегральнаяинтенсивность (Ihk), у.е.Ширина (δqhk), нм-1(10)0,06998 ± 0,000020,0125 ± 0,00010,00731 ± 0,00006(11)0,12179 ± 0,000030,0170 ± 0,00020,01153 ± 0,00011(20)0,14048 ± 0,000040,0182 ± 0,00020,01291 ± 0,00013(21)0,18683 ± 0,000030,0389 ± 0,00030,01714 ± 0,00009(30)0,21136 ± 0,000070,0154 ± 0,00040,01762 ± 0,00029(22)0,24626 ± 0,000520,0135 ± 0,00300,01901 ± 0,00078(31)0,25603 ± 0,000480,0191 ± 0,00340,01939 ± 0,00131(40)0,28399 ± 0,000500,0055 ± 0,00090,02643 ± 0,00267(32)0,31046 ± 0,000300,0071 ± 0,00330,01768 ± 0,00110(41)0,32243 ± 0,000280,0081 ± 0,00320,02502 ± 0,00306Для количественного анализа ширины дифракционных максимумов следуетоценить возможное инструментальное уширение рефлексов.

Для этого в работе былизмерен профиль прямого пучка, ширина которого составила Δ = 1,71•10-3 нм-1 (рис. 4.19).Для сравнения на рисунке также приведен радиальный профиль для рефлекса (10)исследуемого образца. Отчетливо видно, что инструментальное уширение, в качествекоторого в настоящей работе принимается ширина прямого пучка, оказывается намногоменьше δq для рефлексов. Следовательно, использованная техника малоугловой97рентгеновской дифракции позволяет регистрировать профиль линий с высокойточностью.независимыйПосколькувкладвинструментальноеуширениеэкспериментальнонаблюдаемуювносит(Δ)ширинустатистическидифракционныхмаксимумов (qэксп.), его можно учесть следующим образом: (qэксп.)2 = Δ2 + (qист.)2, гдеqист.

– истинная ширина рефлексов. В дальнейшем для проведения расчетов в качествеширины дифракционных максимумов выступает величина qист..Из радиального уширения рефлексов (10) было найдено, что позиционный порядоквисследуемойпористойструктуреявляетсякороткодействующим.Оннераспространяется далее m  q10 / q10  10 периодов структуры для пленок, полученных пометодике двухстадийного анодирования в 0,3 М щавелевой кислоте при напряжении 40 В.Нарушение позиционного порядка может происходить не только на границах доменов, нои внутри них на искажениях решетки различных типов (см. рис. 2.26). При этомматематическая обработка дифракционных картин позволяет разделить влияние двухвышеупомянутых видов дефектов на позиционный порядок структуры.

Границы доменовприводят к резкой потере позиционного порядка. Как следствие, все дифракционныерефлексы оказываются уширены на одну и ту же величину, обратно пропорциональнуюразмеру доменов. С другой стороны, деформации решетки (например, вызванныемикронапряжениями) приводят к монотонному спаду позиционного порядка. В результатедальние дифракционные рефлексы уширены сильнее, чем рефлексы в малоугловойобласти [96, 103, 122].Поскольку конечный размер кристаллитов (Λ) и микронапряжения (ε) являютсястатистически независимыми величинами, их вклад в уширение дифракционныхмаксимумов можно представить какqhk 2  q0 2  (kq) 2 ,(4.12)где k – константа, которая зависит от определения физического смысла микронапряжений.Здесь и далее под микронапряжениями будем понимать дисперсию межплоскостныхрасстояний в пористой структуре.Экспериментально наблюдаемая зависимость квадратов ширины дифракционныхмаксимумов от q2 хорошо описывается линейной функцией согласно уравнению (4.12) сосвободнымчленомδq02 = (1,31 ± 0,32) • 10−5нм-2итангенсомугланаклона(kε)2 = (7,71 ± 0,28) • 10−3 (рис.

4.19). Размер доменов пористой структуры можноопределить как Λ = 2πB/δq0, где B – константа порядка 1, которая зависит от формыдоменов. Принимая B = 1, можно получить Λ ≈ 2 мкм. Данная величина близка к среднемуразмеру доменов, который можно найти исходя из анализа данных растровой электронной98микроскопии (рис. 4.8). Однако следует отметить, что точное определение δq02 издифракционных данных затруднено в силу малости определяемой величины и ее высокойчувствительности даже к малому изменению параметров описания экспериментальныхданных. Напротив, вклад микронапряжений в уширение дифракционных рефлексовоказывается существенным даже для отражений низших порядков.

Таким образом,позиционный порядок в большей степени теряется внутри доменов, чем на их границах.8,0x10-47,0x10-46,0x10-45,0x10-44,0x10-43,0x10-42,0x10-41,0x10-42qист. , нм-2ИнтенсивностьРефлекс (10)Прямой пучок-0,03-0,02-0,010,000,010,022qист.= 1,31E-5 + 7,71E-3 * q0,00,000,032Экспериментальные данныеЛинейная аппроксимация0,020,042-10,060,08-2q , нмq, нмРис. 4.19. Радиальный профиль рефлекса(10) пористой структуры, полученнойанодированием Al в 0,3 М щавелевойкислоте при U = 40 В, и профиль прямогопучка (инструментальное уширение). Дляудобства сравнения центры пиков смещенык нулю.Рис. 4.20.

Квадрат радиального уширения(δqhk)2 дифракционных максимумов hk взависимости от квадрата вектора рассеянияq2.Таким образом, в данном разделе приведен пример количественного анализадифракционных картин малоуглового рассеяния рентгеновского излучения. В результатеполучен набор параметров, который позволяет характеризовать ориентационные,позиционные и продольные корреляции в системе пор анодного оксида алюминия.Представленная методика является универсальной и может быть использована дляанализа пористых пленок с различными параметрами структуры и различной степеньюупорядоченности.4.3. Формирование пористых оксидных пленок наполикристаллических фольгах алюминия4.3.1.

Микроструктура алюминиевой подложкиДифракционныеисследованияпленоканодногооксидаалюминиясвидетельствуют, что ориентационные корреляции в пористой структуре сохраняются надостаточно большой площади (~ 0,1 см2). Результаты предыдущих исследований [42], вкоторых показано влияние микроструктуры подложки на степень упорядоченности99системы пор (см. раздел 2.6.2), позволяют предположить, что в качестве основногофактора, ограничивающего распространение ориентационного порядка, выступаютграницы зерен алюминия.

Для проверки данной гипотезы в рамках настоящей работыпроведено детальное исследование взаимосвязи между ориентацией системы пор имикроструктурой алюминия, выступающего в качестве исходного материала.Послепроведениярекристаллизационногоотжига(см.раздел3.2.1)использованные в работе алюминиевые фольги состояли из крупных зерен, линейныйразмер которых составляет несколько миллиметров. По данным оптической микроскопиикарта расположения зерен идентична на обеих сторонах металлической пластины. Такимобразом,структуруразориентированныхалюминияможнокристаллитовпредставитьметалла,толщинакаксовокупностькоторыхравнавзаимнотолщинеиспользуемой фольги (около 0,5 мм).

Данный факт значительно упрощает исследованиекристаллической структуры подложки и позволяет задействовать для этой цели методыанализа поверхности.Для количественной аттестации текстуры алюминиевых подложек использовалиметод дифракции обратно рассеянных электронов (ДОРЭ). При проведении измерений сотшлифованной алюминиевой пластины наблюдаемые линии Кикучи оказываютсядостаточно плохо разрешены (рис. 4.21а). Возможной причиной этого являетсяаморфизация приповерхностного слоя алюминия при его механической полировке. Послетравления подложки в смеси кислот (см.

раздел 3.3.1) или электрохимической полировкиповерхности (см. раздел 3.2.1) линии Кикучи становятся более четкими и разрешенными(рис. 4.21б, в), и их индицирование значительно упрощается. Метод ДОРЭ позволилсоставить карту ориентации зерен металла на поверхности подложки с шагом 50 мкм (рис.4.22). По полученным данным размер зерен металла достигает 37 мм2.Рис. 4.21. Проиндицированные линии Кикучи, полученные в результате дифракцииобратно рассеянных электронов на исследуемом образце: (а) после механическойполировки, (б) после механической полировки и химического травления, (в) послемеханической и электрохимической полировки.100После аттестации микроструктуры металла алюминиевую подложку подвергалидвухстадийному анодному окислению в 0,3 М щавелевой кислоте при напряжении 40 В сцелью получения оксидной пленки с упорядоченной пористой структурой.Визуальные наблюдения свидетельствуют, что на поверхности пленки анодногооксида алюминия присутствует выраженный рельеф, повторяющий карту зерен исходногометалла (см.

вставку на рис. 4.22). Необходимо отметить, что перед экспериментомалюминий был тщательно отполирован, что позволяет связать наблюдаемые различия сморфологией пористого оксидного слоя. Для прецизионного исследования толщиныоксидной пленки была получена карта высотного профиля образца с использованиемоптического профилометра Wyko NT1100 (рис. 4.23а).

Характеристики

Список файлов диссертации