1.3 Закономерности нагрева, модификации и упрочнения поверхностного слоя сплава при ионном облучении

Ускоренные ионы при имплантации внедряются в мишень на глубину, не превышающую даже в особых случаях 1–10 мкм, при этом плотность точечных дефектов достигает максимума ближе к облучаемой поверхности по сравнению с максимумом распределения внедряемой примеси. Столь малая величина пробега следует из теории [1,2] и в огромном большинстве случаев подтверждена экспериментально. Однако толщина модифицированных слоев для ряда комбинаций ион - металл может составлять десятки - сотни микрометров, как это впервые было обнаружено в ионно-лучевом ускорителе типа ИЛУ при имплантации в нержавеющую сталь ионов В⁺ с энергией 40 кэВ при различных плотностях тока ионов [11]. Этот эффект применительно к ускоренным атомарным частицам был открыт на рубеже 60–70-х годов и получил название «эффект дальнодействия». Под дальнодействием понимается изменение дефектной структуры и свойств материалов на расстояниях, протяженность которых существенно выше, чем глубина пробега имплантируемых частиц. При исследовании эффекта дальнодействия было также установлено изменение дислокационной структуры.

1.3.1 Теоретические модели эффекта дальнодействия

В работе [11] представлена качественная модель образования дефектной структуры в слоях, лежащих дальше (за пределами) пробегов ионов в твердых телах. Согласно этой модели можно выделить две качественно различные области подповерхностного слоя, модифицированного ионной имплантацией (Рис. 4).

Рис. 4. Схема физических процессов, происходящих в мишени после ионной имплантации [11].

Область (I) расположена непосредственно за облучаемой поверхностью мишени и имеет измененный химический состав (слой ионного легирования), толщина области I составляет Rp + (2–3)∆Rp, где Rp – проективный пробег ионов, ∆Rp – девиация проективного пробега. В этом слое образуются как точечные эффекты, так и дислокационные петли, а также имеют место процессы ионного перемешивания, аморфизации, радиационно-индуцированной сегрегации, радиационно-ускоренной диффузии и распыления. Необходимо также указать, что в этом слое при высокой дозе имплантации, как правило, образуется высокий уровень механических напряжений. Вторая область (II) – подповерхностный слой (субслой), где обнаружены следующие явления: аномально глубокое проникновение дефектов, наведенных ионным облучением, – дислокационных петель, пор, точечных дефектов; изменение структурно-фазового состояния; образование структуры с высокой плотностью дислокаций.

Дислокации, образующиеся в процессе ионной имплантации, изменяют свойства поверхности, приводя обычно к увеличению микротвердости. Кроме того, дислокации могут влиять на перенос имплантируемой примеси. В результате в мишени могут иметь место два распределения примесных атомов: одно распределение С(х) – примесные атомы, находящиеся в объеме зерен (в основном у поверхности), а другое – u(х) характеризует примесные атомы, диффундирующие по дислокациям, N(х) – полная концентрация примесных атомов. Это схематически представлено на Рис. 5.

Рис. 5. Схема распределений концентрации примеси по глубине [11].

По дислокациям примесь может проникать сквозь образец и выделяться у поверхности обратной, необлученной стороны образца.

Описанная модель в работе [11] описанная модель дополнена моделью основанной на возбуждении упругих волн. Волна может трансформироваться либо в ударную волну, либо распространяться как простая акустическая волна. Согласно этим моделям ион, сталкиваясь с поверхностью, производит своего рода микровзрыв, порождая высокочастотную акустическую волну (такие волны называются гиперзвуковыми). Характерная частота этих волн – порядка обратной длительности возмущения, связанного либо с локальным разогревом вещества в треке иона («тепловой» пик), либо с преобразованиями дефектов, возникающих вдоль трека («пик смещения»). Оба времени составляют обычно 10^–11 или 10^–12 с. Как правило, волны быстро затухают и сами по себе не могут достичь обратной стороны пластины. Но встречая на своем пути протяженные дефекты (например, дефекты упаковки), они вызывают их перестройку, которая сопровождается испусканием вторичных волн и т.д. (Рис. 6). Возникает своего рода цепной процесс, который, в конечном счете, способен охватить всю толщу образца и привести к изменению его свойств. Оценки показали реальность такого сценария, по крайней мере, для кремния.

Рис. 6. Цепной процесс генерации акустических волн [11].

Ударная волна способна создавать дефекты, инициировать смещение примесных атомов, освобождать их из ловушек и переводить из положения замещения в междоузельное положение. Определяющим фактором для этих процессов перестройки является давление в ударной волне.

Представления о волнах, генерируемых в процессе ионной имплантации, и об индуцированных при ионной бомбардировке статических напряжениях, возникающих в имплантационном слое, лежат в основе теоретических моделей образования дислокационной структуры на больших глубинах, т.е. в основе механизма выноса дислокационных петель, пор, точечных дефектов и примесей из приповерхностного слоя в глубину, что не может быть обеспечено в результате обычной диффузии.

Известно, что ионная имплантация широко применяется в различных областях техники. Однако она используется преимущественно там, где надо изменить свойства только тонких приповерхностных слоев. Эффект дальнодействия открывает перспективы модификации свойств на большие глубины с помощью обычных установок ионной имплантации (в том числе как непрерывных, так и импульсных), которые входят в оснащение многих предприятий и научных учреждений. В работе [11] представлены следующие экспериментальные данные.

При облучении нержавеющей стали ОХ16Н15М3Б ионами В⁺ с энергией 40 кэВ дозой 10²² м^–2 при различных плотностях тока. В поверхностном слое толщиной ~200 мкм с ростом плотности тока пучка ионов В⁺ от 70 до 400 мкА/см² микротвердость HV возрастает в ~2 и ~4 раза по сравнению с микротвердостью исходной стали. Причем в слое толщиной 20 мкм с помощью электронографического анализа зафиксировано образование боридов железа.

Отмечено, что ионная имплантация железа (α-Fe) ионами Ti⁺ и меди (Cu) ионами С⁺ с энергией 40 кэВ в интервале доз D = 10¹⁶ – 10¹⁸ ион/см² приводит к снижению интенсивности изнашивания α-Fe на глубине 20 – 30 мкм и повышению микротвердости Cu в слое, толщина которого достигает 60 мкм. С помощью послойного электронно-микроскопического исследования обнаружено образование развитой дислокационной структуры в поверхностных слоях указанных материалов (α-Fe и Cu) при высокодозной ионной имплантации. Ее особенностями являются наличие в приповерхностном слое дислокационных петель высокой плотности, радиус которых не превышает 30 нм, убывание плотности петель (количества петель в единице объема) с удалением от поверхности, уменьшение относительной доли петель междоузельного типа и возрастание относительной доли петель вакансионного типа с увеличением расстояния от имплантированной поверхности.

На Рис. 7 представлены результаты исследования поверхностных механических свойств α-Fe. Видно, что в результате имплантации различных элементов (C, W, Fe) в α-железо толщина модифицированного слоя может достигать десятков мкм и более. Анализ образующейся дислокационной структуры и ее элементов свидетельствует о пластической деформации поверхностных слоев образцов.

Рис. 7. Зависимость плотности дислокаций (а) и концентрации дислокационных петель (б) от расстояния до облученной поверхности в α-Fe после имплантаци ионов С⁺ (1, 2), Fe⁺ (3, 5) и W⁺ (4) дозами 10¹⁶ (1), 10¹⁸ (2, 3, 5), U = 40 кВ [11].

Полагается, что такая пластическая деформация может быть обусловлена следующими причинами: статическими напряжениями, вызываемыми тонким легированным слоем мишени, и ударными волнами, образующимися вокруг каскадов смещения при внедрении ионов. Такие статические напряжения от тонкого легированного слоя будут вызывать пластическую деформацию в приповерхностном слое, толщина которого на несколько порядков больше толщины самого легированного слоя. Природа возникновения статических напряжений может быть различной: напряжения от точечных дефектов вакансионного и междоузельного типов, от кластеров точечных дефектов и дислокационных петель, от выделений, образующихся в легированном слое (рис.1), и т.п.

Таким образом, при имплантации вклад в упрочнение материалов могут вносить не только тонкий легированный поверхностный слой, но и более глубоко лежащие слои материала, для которых характерна развитая дислокационная структура [11].

Математические модели, предложенные для объяснения этого явления, основаны на образовании дефектных структур (точечные дефекты, поры, дислокационные петли, структуры с высокой плотностью дислокаций, преципитаты), лежащих за областью торможения ускоренных частиц, которые стимулируют сквозное проникновение примесей через образец [11,12].

В работе [12] сформулирована система уравнений (6), (8), (14) совместно с граничными условиями (16)–(20) является полной системой уравнений, определяющих перенос вакансий на основе теории расширенной необратимой термодинамики (РНТ).

Соответствующее выражение для потенциала Гиббса с учетом влияния только вакансий, по аналогии с [2], может быть записано в виде

,

уравнение эволюции для концентраций вакансий:

.

Необходимо отметить, что потенциал Гиббса, управляющий процессом перераспределения дефектов, должен учитывать также влияние вакансий более сложного вида, в частности междуузельных атомов, дислокаций, и т.д. Последнее требует доработки предлагаемой модели, поскольку в приведен ной постановке она является лишь попыткой учета влияния неравновесной термодинамики на описание эффекта “дальнодействия”.