Сканирующая зондовая микроскопия диссертация
.pdfдеградационных процессах фактора электронного строения и проводимости. Как известно, исследовавшаяся керамика (как и большинство материалов на основе диоксида олова), представляет собой полупроводник n-типа. С ростом температуры количество носителей заряда в полупроводнике увеличивается, происходит его вырождение. Напротив, снижение температуры расплава приводит к усилению полупроводниковых свойств керамики, что, согласно полученным результатам, сопровождается резким увеличением скорости межзеренной коррозии. Значительный рост тафелевского наклона кислородной реакции и перенапряжения процесса на аноде также могут быть связан с резким изменением числа носителей заряда в материале при снижении температуры. Снижение скоростей процессов внутренней деградации и вымывания меди с увеличением однородности керамики указывает на то, что перераспределение допирующих компонентов (катионов меди и сурьмы) происходящее на этапе спекания заготовки также оказывает значительное влияние на коррозию материала.
Таким образом, полученные электрохимические результаты однозначно свидетельствуют, что определяющую роль в деградации керамики на основе диоксида олова, допированного оксидами меди и сурьмы, играет микроструктура материала, его полупроводниковые свойства и особенности локальной проводимости межзеренных границ. Поэтому следующей ступенью к пониманию природы деградационных процессов в материале стало исследование особенностей объемной проводимости керамики и ее изменения при деградации.
3.1.7. Изменение объемной проводимости керамики после анодной поляризации
Керамику на основе диоксида олова, допированную различными элементами, в первую очередь кобальтом, рассматривают как потенциальный материал для изготовления варисторов, то есть элементов с нелинейным сопротивлением, зависящим от приложенного напряжения (см., например, [680–682]). Возникновение нелинейного сопротивления связано с формированием на границе зерен керамики двойного барьера Шоттки при сегрегации допирующих компонентов. В результате если приложенное к межзеренной границе напряжение больше высоты барьера, сквозь него начинает протекать ток, и происходит резкое снижение сопротивления материала. Как правило, для получения материалов с такими свойствами в состав керамики вводят: спекающую добавку, преимущественно сегрегирующуюся на межзеренных границах (обычно CoO); добавку, обеспечивающую высокую проводимость зерен диоксида олова (обычно Nb2O5, Ta2O5); в некоторых случаях — также небольшие добавки дополнительных компонентов, таких как Cr2O3, усиливающих нелинейный характер сопротивления при сегрегации [680–682]. Замена ниобия и тантала на сурьму, особенно при ее большом со-
201
держании в материале, приводит к ослаблению нелинейности сопротивления [676, 696], тем не менее, высота барьера Шоттки остается значительной и составляет обычно 0.25– 0.35 эВ. Допирование диоксида олова оксидом меди вместо оксида кобальта в некоторых случаях приводит даже к усилению нелинейности сопротивления керамики [697, 698]. Существенные барьеры Шоттки на межзеренных границах наблюдаются и для керамики, допированной медью и сурьмой, при содержании последней менее 0.25 ат.% [675]. При высоком содержании сурьмы наблюдается хорошая проводимость материала без признаков нелинейности. Однако в условиях электролиза протекают процессы селективного вымывания компонентов, и строение межзеренных границ может существенно изменяться. В случае появления в области межзеренных контактов барьеров Шоттки и дополнительных скачков потенциала можно ожидать существенного увеличения локальной неоднородности распределения плотности тока в области границ между зернами, что может являться причиной развития внутренней деградации керамики при ее анодной поляризации.
Измерения вольтамперных характеристик керамики в поверхностном слое при комнатной температуре производилось на фрагментах анода толщиной 1–3 мм и размером около 15х15 мм в двухэлектродной конфигурации с параллельными медными прижимными контактами большой площади. Регистрация кривых выполнялась на Autolab PGSTAT30 в режиме линейной развертки напряжения со скоростью 1–50 В/с. Для улучшения электрического контакта на образец с обеих сторон наносился тонкий слой серебряного токопроводящего клея. Сравнительные измерения в присутствии и в отсутствие серебряного клея показали, что строение области контакта с токоподводами не вносит существенных изменений в нелинейный характер регистрируемых зависимостей.
Высокотемпературные измерения производились на аналогичных образцах керамики в кварцевой ячейке с платиновыми прижимными контактами площадью 0.2 см2. В этом случае ток измерялся с помощью прецизионного резистора и цифрового мультиметра Keithly 199, а напряжение — с помощью цифрового мультиметра HP3478А. Ток в цепи задавался с помощью источника питания HP3610А. Оба способа регистрации ВАХ дают сходные результаты в случае измерений при комнатной температуре. При высоких температурах не исключено искажение экспериментальных кривых вследствие нестабильности контактов. Однако качественное согласие формы регистрируемых зависимостей при комнатной и повышенных температурах указывает на то, что вклад этого эффекта несущественен.
Измерения удельной электропроводности материала проводили на образцах керамики размером 20х15х1–3 мм по четырехэлектродной схеме. Использовалась само-
202
дельная установка с кварцевой ячейкой и платиновыми прижимными контактами. Расчет удельной проводимости материала выполнялся согласно [699].
Измерения проводимости при комнатной температуре для образцов керамики после ресурсных испытаний показали, что в результате электролиза происходит существенное уменьшение удельного сопротивления материала (как правило, на 2–3 порядка). Этот эффект наиболее выражен для поверхностных слоев анода (до 0,001–0,07 Ом/м)1. В глубине керамического анода изменение проводимости несколько меньше (до 0,05– 0,20 Ом/м). Найдено также значительное снижение энергии активации проводимости до 0.035–0.084 эВ — по сравнению с 0,53–1.18 эВ для исходного материала. Испытания в бестоковом режиме показали, что даже простой экспозиции фрагмента керамики в расплаве в течение 30 минут достаточно, чтобы произошло существенное снижение ее удельного сопротивления. Это явление позволяет объяснить плавное снижение напряжения на ячейке на начальном этапе ресурсных испытаний, которое наблюдалось в большинстве экспериментов (рис. 159). С другой стороны, само снижение сопротивления вряд ли можно объяснить изменением степени допирования диоксида олова при взаимодействии с расплавом (например, дополнительным допированием фтором), так как за столь короткое время расплав не успевает проникнуть на всю глубину анода.
U, В
6.50
6.25увеличение
проводимости
керамики
6.00
5.75
5.50
5.25
0 |
1 |
2 |
3 |
4 |
|
|
t, ч |
|
|
Рис. 159. Типичная зависимость напряжения на ячейке в ходе ресурсных испытаний керамического анода 97 мас.% SnO2 + 1.5 мас.% CuO + 1.5 мас.% Sb2O3 (6.1 г/см3) в расплаве с КО 1.8, насыщенном по глинозему.
Исходная керамика 97 мас.% SnO2 + 1.5 мас.% CuO + 1.5 мас.% Sb2O3, как и следовало ожидать [675], характеризуется при комнатной температуре линейной (омической) вольтамперной характеристикой (ВАХ) (рис. 160). В то же время, на ВАХ образ-
1 Удельное сопротивление исходного материала при комнатной температуре составляет 3–17 Ом/м.
203
цов керамики, включающих продеградировавший слой, наблюдается не только ярко выраженная нелинейность, но и существенная асимметрия кривых (рис. 160). Для различных образцов степень асимметрии и нелинейности может изменяться в достаточно широких пределах, однако, обе особенности наблюдаются практически всегда. Удаление (сошлифовывание) слоя толщиной около 100 мкм с поверхности, контактировавшей с расплавом, толщиной приводит к полному исчезновению асимметрии на кривых, а признаки нелинейности ВАХ сохраняются. Слабовыраженные признаки нелинейности проводимости сохраняются и для центральной части анодов. Таким образом, изменения в строении материала, приводящие к появлению асимметрии ВАХ, затрагивают именно тонкий поверхностный продеградировавший слой.
|
2.0 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
1.5 |
|
|
после испытаний |
|
|
|
|
|
||
|
|
|
до испытаний |
|
|
|
|
|
|
||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
|
1.0 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
. |
0.5 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
у.е |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
I, |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
0.0 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
-0.5 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
-1.0 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
-5 |
-4 |
-3 |
-2 |
-1 |
0 |
1 |
2 |
3 |
4 |
5 |
U, В/см
Рис. 160. Вольтамперная характеристика исходной керамики (6.1 г/см3) и керамики после 6-часового электролиза в расплаве. Измерения в режиме циклирования напряжения
С учетом полупроводникового характера проводимости керамики, появление ассиметрии на ВАХ эквивалентно формированию в продеградировавшем слое выпрямляющего гетероперехода (например, np-перехода). Полярность этого перехода такова, что при работе керамики в качестве анода формирующийся диод находится в запертом состоянии (отрицательные напряжения на рис. 160). В результате в поверхностном слое формируется дополнительный скачок потенциала, отвечающего напряжению пробоя этого гетероперехода. Оксид меди является полупроводником p-типа, однако трудно предположить, что для керамики, допированной 1.5 мас.% Cu2O между зернами диоксида олова будет формироваться прослойка из фазы оксида меди. Тем не менее, предположения о том, что в результате сегрегации допанта на межзеренных границах может
204
происходить возникновение в этой области np-перехода, делались ранее на основании изучения сенсорных свойств материалов на основе SnO2, допированных медью [700, 701]. Материалы на основе диоксида олова также, как правило, представляют собой полупроводники n-типа. Получение материалов на основе SnO2 с p-типом проводимости представляет существенные трудности, хотя такие примеры известны [702–704]. Поэтому наиболее реалистичным является предположение, что в ходе электролиза в поверхностном слое анода формируется изотипный гетеропереход, образованный двумя полупроводниками n-типа со значительно различающимися концентрациями носителей заряда [705]. На это указывает и форма вольтамперной зависимости: с ростом обратного напряжения наблюдается плавный рост тока, менее быстрый, чем в случае поляризации в прямом направлении.
Измерения, выполненные при различных температурах (рис. 161), показали, что с ростом температуры диодность вольтамперной характеристики сначала значительно усиливается (до 400оС), а затем снижается. Тем не менее, нелинейность ВАХ сохраняется даже при 700 оС. Отметим, что в использовавшейся симметричной измерительной схеме неомические контакты в области токоподводов могут в принципе приводить к некоторой нелинейности ВАХ, однако они не могут приводить к появлению асимметрии на кривых. На температурной зависимости электропроводности для свежеприготовленного образца наблюдается минимум при температурах около 400 оС, который может быть связан с изменением состава образца или его поверхности (окислительно-восстановительные превращения). Этот эффект в первом цикле вряд ли следует обсуждать в связи с формированием барьерного слоя при электролизе в расплаве, поскольку парциальное давление кислорода при измерениях значительно меньше. При дальнейшем термоциклировании температурная зависимость проводимости существенно не изменяется.
|
0.20 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
0.15 |
|
700 oC |
|
|
|
|
a |
0.15 |
|
|
|
|
|
|
б |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
|
0.10 |
|
400 oC |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
первоначальный нагрев |
|
||
|
0.05 |
|
20 oC |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
повторный нагрев |
|
|
|
2 |
|
|
|
|
|
|
|
0.10 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
A/см |
0.00 |
|
|
|
|
|
|
|
Oм |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
I, |
-0.05 |
|
|
|
|
|
|
|
R, |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
-0.10 |
|
|
|
|
|
|
|
0.05 |
|
|
|
|
|
|
|
|
-0.15 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
-0.20 |
|
|
|
|
|
|
|
0.00 |
|
|
|
|
|
|
|
|
-40 |
-30 |
-20 |
-10 |
0 |
10 |
20 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
0 |
100 |
200 |
300 |
400 |
500 |
600 |
700 |
|||||||
|
|
|
|
U, В/см |
|
|
|
|
|
|
|
|
0 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
T, C |
|
|
|
Рис. 161. Вольтамперные характеристики (измеренные в режиме фиксированного тока) внешнего слоя керамики (6.1 г/см3) после 100 часовых ресурсных испытаний при разных температурах (а) и температурная зависимость сопротивления керамики после испытаний (б). Точками указаны сопротивления, рассчитанные из ВАХ.
205
Выраженная нелинейность вольтамперных характеристик керамики, наблюдающаяся даже в отсутствии выраженной асимметрии, свидетельствует о формировании на межзеренных границах барьеров Шоттки. Транспорт заряда в этих условиях определяется [593], как правило, либо надбарьерной термоэмиссией электронов (механизм Шоттки), либо термическим возбуждением электрона проводимости с примесного уровня, под действием электрического поля (механизм Френкеля-Пула). Для механизма Шоттки ток в системе определяется выражением:
|
|
|
−qφb |
|
( |
|
m ) |
|
|
|
|
|||
|
I = AT 2 exp |
exp |
|
β |
E |
|
|
|
(64) |
|||||
|
|
|
|
|
|
|||||||||
|
|
|
kT |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
|
|
4πem k2 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
где |
A= |
t |
— постоянная Ричардсона, q — заряд носителя тока, φb |
— высота |
||||||||||
h3 |
|
|||||||||||||
потенциального барьера при нулевом напряжении, β= |
e |
i |
e |
, E =U |
— напря- |
|||||||||
|
|
|||||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
kT |
4πεε0 |
m |
d |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
женность электрического поля, d — толщина барьера. То есть в этом случае I ~ exp(Em½). Нужно отметить, что в случае большей концентрации носителей в полупроводнике, когда не происходит полного обеднения в области барьера, выражение для Em записывается значительно сложнее и в этих условиях I ~ exp(Em¼).
Для механизма Френкеля-Пула ток в системе определяется выражением:
I =σ |
E |
exp |
−Et |
exp |
( |
2β |
E |
m ) |
(65) |
|
|||||||||
0 |
m |
|
|
|
|
|
|||
|
|
kT |
|
|
|
|
|
|
где Et — энергия примесного уровня, σ0 — проводимость материала при нулевом поле.
Таким образом, в этом случае зависимость тока в полупроводнике от приложенного электрического поля: I/Em ~ exp(Em½).
Кроме того, для неоднородных полупроводниковых систем, к которым относится и исследуемая керамика, распределение примесей в материале носит статистический характер, что приводит к значительным флуктуациям потенциала. В этом случае, независимо от способа преодоления барьера, становится применима перколяционная модель Шкловского [706], для которой зависимость тока в полупроводнике от приложенного электрического поля:
I =σ E |
|
β |
s |
E |
m |
|
(66) |
exp |
|
|
|
||||
|
|
|
|
||||
0 m |
|
|
|
kT |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
где βs = 0.25eaV0 , V0 — амплитуда случайных колебаний потенциального рельефа,
a — характерный масштаб (период) колебаний, который для керамических материалов
206
может быть соотнесен с размером зерна керамики. Величина характерного масштаба может быть оценена из диапазона омичности ВАХ (из напряженности поля, при кото-
рой появляются отклонения от линейной зависимости, ER): |
a = |
kT |
. Очевидно, что в |
|
|||
|
|
eER |
эксперименте в случае реализации данной модели, зависимость тока I/Em ~ exp(Em½) идентична полученной в модели Френкеля-Пула. Различия между этими моделями заключаются в физическом смысле коэффициентов, входящих в полное уравнение для тока.
Анализ вольтамперных характеристик (как при наличии выраженной асимметрии, так и при ее отсутствии), показал, что экспериментальные зависимости и при комнатной и при повышенной температурах могут быть описаны моделями Френкеля-Пула или Шкловского (рис. 162, 163). Следует отметить, что именно моделью ФренкеляПула описывается поведение большинства варисторных керамик на основе диоксида олова [680–682]. Однозначный выбор между моделями Шкловского и Френкеля-Пула невозможен, так как обе они приводят к корректным и самосогласованным величинам параметров.
|
-1 |
|
|
|
|
|
|
|
|
-2 |
|
|
|
|
|
a |
-3.0 |
|
|
|
|
|
|
|
||
|
-3 |
|
|
|
|
|
-3.5 |
|
|
|
|
|
|
|
|
||
|
|
|
|
|
|
|
] |
|
] |
-4 |
|
|
|
|
|
см |
-4.0 |
2 |
|
|
|
|
|
|
|
|
[A/см |
-5 |
|
|
|
o |
|
[A / В |
|
|
|
|
|
20 C |
|
-4.5 |
||
I, |
|
|
|
|
|
), |
||
|
|
|
|
400 oC |
|
|
||
|
|
|
|
|
m |
|
||
ln |
-6 |
|
|
|
700oC |
|
ln(I/E |
-5.0 |
|
-7 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
-5.5 |
|
-8 |
|
|
|
|
|
|
|
|
0 |
1 |
2 |
3 |
4 |
5 |
6 |
-6.0 |
|
|
|||||||
|
|
|
|
Em1/2, B1/2/см1/2 |
|
|
|
|
|
|
|
|
20 oC |
б |
|
|
|
|
|
400 oC |
|
|
|
|
|
|
700 oC |
|
0 |
1 |
2 |
3 |
4 |
5 |
6 |
|
|
|
E 1/2, В1/2/см1/2 |
|
|
|
|
|
|
m |
|
|
|
Рис. 162. Вольтамперные характеристики внешнего слоя керамики (6.1 г/см3) после 100 часовых ресурсных испытаний в координатах уравнения Шоттки (а) и ФренкеляПула или Шкловского (б).
Таким образом, анализ объемной проводимости материала анодов подтвердил, что при деградации керамики 97 мас.% SnO2 + 1.5 мас.% CuO + 1.5 мас.% Sb2O3 при электролизе в криолит-глиноземном расплаве в области межзеренных границ происходит формирование барьеров, препятствующих протеканию электрического тока. Конечно, при высоких температурах падение напряжения на них невелико, однако даже незначительный перепад потенциала в несколько десятков милливольт может приводить к существенному изменению скорости электрохимического процесса. С ростом температуры можно предположить размывание барьеров на межзеренных границах из-
207
за увеличения фактора kT и роста числа носителей заряда в материале, что и приводит к столь существенному различию в скоростях деградации керамики при различных температурах.
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
-3 |
|
0.20 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
0.15 |
|
|
|
|
|
|
|
a |
|
-4 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
|
0.10 |
|
|
|
|
|
|
|
] |
|
|
|
0.05 |
|
|
|
|
|
|
|
|
В см |
-5 |
2 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
[A/ |
|
A/см |
0.00 |
|
|
|
|
|
|
|
|
), |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
m |
|
|
I, |
-0.05 |
|
|
|
|
|
|
|
|
ln(I/E |
-6 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
|
-0.10 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
-0.15 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
-7 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
-0.20 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
-8 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
-20 |
-15 |
-10 |
-5 |
0 |
5 |
10 |
15 |
20 |
|
|
|
|
|
|
|
Em, В/см |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
б |
0 |
1 |
2 |
3 |
4 |
5 |
|
|
E 1/2, В1/2/см1/2 |
|
|
|
|
|
|
m |
|
|
Рис. 163. Вольтамперные характеристики образцов керамики (6.1 г/см3) после 100 часовых ресурсных испытаний в стандартных координатах (а) и в координатах уравнения Френкеля-Пула или Шкловского (б). Измерение ВАХ — в режиме циклирования.
3.1.8. Туннельно-спектроскопическое исследование локальной проводимости
Метод сканирующей электронной микроскопии и локального микроанализа не позволил обнаружить какую-либо неоднородность материала на микроуровне, которая могла бы являться причиной столь неоднородной деградации керамики. Однако разработанная нами методика квазитопографического туннельно-спектроскопического картирования локальной проводимости позволила однозначно визуализировать области с различными свойствами в объеме керамики. На рис. 164 представлены полученные одновременно: топографическое изображение поверхности, карты величины | dI/dU | и сдвига фаз между током и напряжением. Топографическое изображение не может дать какой-либо информации о состоянии рабочей поверхности анода, так как образец перед измерениями был отполирован. Наблюдаемый незначительный перепад высот на изображении не отвечает реальному топографическому рельефу, а связан с различием в локальной проводимости материала, что подтверждается результатами квазитопографического картирования. Из рис. 164б хорошо видно, что на поверхности присутствуют замкнутые области с высокой проводимостью (dI/dU велика, светлые области на рис. 164б), разделенные прослойкой из значительно менее проводящего материала (темные области). Толщина переходных областей составляет 200–500 нм. Более контрастная фазовая карта (рис. 164в) является инвертированным отображением карты | dI/dU | (увеличение dI/dU отвечает уменьшению вклада емкостной составляющей импеданса и, следовательно, уменьшению сдвига фаз между током и напряжением). Клас-
сические локальные вольтамперные спектры, измеренные в точках поверхности, отве208
чающих зернам и межзеренным областям (рис. 165), подтверждают сделанные выводы. В темных (рис 164в) хорошо проводящих областях регистрируются асимметричные спектры, демонстрирующие высокую проводимость при отрицательных туннельных напряжениях и очень низкую проводимость при положительных. Такое поведение типично для полупроводников n-типа (туннельный зазор представляет собой MIS диод, возможно только туннелирование электронов с образца на иглу). В области межзеренных границ регистрируются спектры, свидетельствующие о значительно более низкой проводимости при отрицательных туннельных напряжениях и практически симметричные (кривые 4 и5 на рис. 165). Измерения вблизи поверхности образца (в области вымывания спекающей добавки) (рис. 166) показывают, что в области пор (белые участки на фазовой карте) различия в проводимости различных участков шлифа еще более усиливаются (рис. 167). В некоторых точках регистрируются ВАХ p-типа, то есть проводимость на этих участках выше при положительных туннельных напряжениях. К появлению локальной проводимости p-типа приводит также и окислительный отжиг шлифа керамики на воздухе при 700 оС (рис. 168).
a |
б |
в |
Рис. 164. Результаты сканирования в дифференциальном режиме центральной части образца керамики (6.1 г/см3) после 100-часовых ресурсных испытаний. a — топография поверхности, б — величина |dI/dU|, в — сдвиг фаз между током и напряжением.
I , нА тун
5 |
|
|
|
|
0 |
|
|
|
|
-5 |
|
|
|
|
|
|
1 |
|
|
-10 |
|
2 |
|
|
|
3 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
4 |
|
|
-15 |
|
5 |
|
|
-20 |
|
|
|
|
-1.0 |
-0.5 |
0.0 |
0.5 |
1.0 |
|
|
Uтун, В |
|
|
Рис. 165. Локальные туннельные вольтамперные зависимости, измеренные в различных точках, отвечающих зернам и межзеренным областям на поверхности образца керамики (рис. 164).
209
а |
б |
в |
Рис. 166. Результаты сканирования в дифференциальном режиме продеградировавшего участка керамики (6.1 г/см3) после 100-часовых ресурсных испытаний. a — топография поверхности, б — величина |dI/dU|, в — сдвиг фаз между током и напряжением.
I , нА тун
|
8 |
|
|
|
|
|
6 |
|
|
|
|
|
4 |
|
1 |
|
|
, нА |
|
2 |
|
|
|
2 |
|
3 |
|
|
|
тун |
|
|
|
|
|
I |
|
|
|
|
|
|
0 |
|
|
|
|
|
-2 |
|
|
|
|
|
-4 |
|
|
|
|
|
-6 |
|
|
|
|
|
-1.0 |
-0.5 |
0.0 |
0.5 |
1.0 |
|
|
|
Uтун, В |
|
|
0
-5
4
-10 5
6
7
-15
-20
-1.0 |
-0.5 |
0.0 |
0.5 |
1.0 |
|
|
Uтун, В |
|
|
Рис. 167. Локальные туннельные вольт-амперные зависимости, измеренные в различных точках, отвечающих зернам и межзеренным границам в области умеренной деградации образца керамики (6.1 г/см3) после 100-часовых ресурсных испытаний.
I , нА тун
20
15
10
5
0
-5
-10
-15
-20
-1.0 |
-0.5 |
0.0 |
0.5 |
1.0 |
|
|
Uтун, В |
|
|
Рис. 168. Локальные туннельные вольт-амперные зависимости, измеренные в различных точках, отвечающих зернам и межзеренным границам на поверхности образца исходной керамики (6.1 г/см3) после термообработки при 700 оС.
210