The effect of ion irradiation (Ar⁺, E = 15-20 keV) on the microstructure of the deformed Ni - 13.9 Wt..pdf Введение Высокотемпературные сверхпроводники (ВТСП) второго поколения представляют собой многослойный пакет тонких (< 1 мкм) керамических сверхпроводящих и буферных слоев, нанесенных на гибкую металлическую основу (ленту-подложку) толщиной 50-100 мкм и длиной от нескольких сантиметров до 1 км и более. Область применения высокотемпературных сверхпроводников постоянно расширяется. Это - медицина, энергетика, в том числе устройства, имеющие отношение к физике высоких энергий, военная техника [1-3]. Одним из перспективных способов получения ленточных ВТСП второго поколения на лентах-подложках является технология производства RABiTS (Rolled-Annealed Biaxially Textured Substrates - биаксиально текстурированные подложки, полученные в результате прокатки и отжига). Кристаллографическая текстура формируется при этом в металлической подложке и передается сверхпроводнику за счет гетероэпитаксии [2, 4, 5]. В данной технологии выбор сплава для подложки определяется его способностью к текстурообразованию при деформации. Текстурирование металлической ленты достигается в результате холодной прокатки с высокой степенью деформации (> 95%) и последующего высокотемпературного отжига. Нужную текстуру этим способом можно получить только на металлах с ГЦК-структурой (никеле, меди, палладии и др.), а также на некоторых сплавах на их основе [2, 5-9]. Для достижения высоких значений токонесущей способности ВТСП-подложка должна обладать острой кубической текстурой типа {100} и находиться в парамагнитном состоянии при низких температурах [1, 2, 5-11]. При этом подложки должны иметь высокую прочность и повышенную стойкость к высокотемпературному окислению при нанесении буферных слоев [5, 7-9]. В последние 20 лет в качестве лент-подложек для нанесения пленок высокотемпературных сверхпроводников активно разрабатываются сплавы на никелевой и медной основе [5-10] и ведутся работы по усовершенствованию технологий изготовления таких лент толщиной 50-100 мкм [11-13]. Большое внимание уделяется оптимизации режимов текстурирующего отжига [5, 14, 15], при этом актуальными являются вопросы трудоемкости, эффективности и качества отжига таких подложек. В работах [16-18] получены данные о том, что облучение металлов и сплавов ускоренными ионами может являться альтернативой термическому отжигу. При этом радиационный отжиг протекает при значительно более низких температурах, за более короткое время и при существенно меньших (в 2-3 раза) затратах энергии по сравнению с термическим отжигом. При этом глубина воздействия не ограничивается зоной проникновения ионов, а превышает ее более чем в 104-105 раз [16-18]. Подтвержденная толщина отжигаемых профилей алюминиевых сплавов [18] достигает нескольких миллиметров. В связи с этим представляет интерес изучение воздействия ионного облучения на микроструктуру деформированных лент-подложек и оценка возможности их отжига с использованием ионно-пучковой обработки. В настоящей работе в качестве объекта исследования был выбран сплав Ni - 13.9 мас.% (4.87 ат.%) W после холодной прокатки с высокой степенью деформации (99%). Ленты из данного сплава получили широкое практическое применение в качестве эпитаксиальных подложек для ленточных высокотемпературных проводников второго поколения [2, 5]. 1. Материалы и методика эксперимента Из прокатанных лент сплава Ni - 13.9 мас.% W толщиной 80 мкм были вырезаны образцы размером 8×15 мм. Эти образцы облучали непрерывными пучками ионов Ar+ на ионном имплантере ИЛМ-1, оснащенном ионным источником «ПУЛЬСАР-1М» на основе тлеющего разряда низкого давления с холодным полым катодом [19]. При этом варьировали параметры облучения с целью обеспечить различный нагрев образцов и их выдержку при заданных температурах. Режимы облучения приведены в табл. 1. Кривые нагрева образцов показаны на рис. 1. При выбранных значениях энергии ионов и плотности ионного тока, обеспечивающих определенный температурный режим нагрева мишени в ходе облучения, возрастающие флюенсы ионов (табл. 1) набирали последовательно на одном и том же образце с проведением промежуточных исследований. Таблица 1 Параметры облучения деформированного сплава Ni - 13.9 мас.% W № образца Энергия ионов Е, кэВ Плотность ионного тока j, мкА/см2 Время облучения (суммарное) t, с Флюенс ионов F, см-2 Максимальная температура мишени, С 1 15 100 50 3.1•1016 370* 800 5.0•1017 2 15 100 50 3.1•1016 630 300 1.9•1017 1550 9.7•1017 3 15 300 17 3.2•1016 850 102 1.9•1017 20 240 652 9.8•1017 Примечание: *В этом случае образцы не нагревались выше 370 °С благодаря их возвратно-поступательному перемещению под ионным пучком со скоростью 1 см/с в ходе набора флюенса. Кроме того, чтобы сравнить влияние температуры и определить чисто термический эффект, были выполнены печные отжиги исходных образцов в двух режимах: 1) с выдержкой при температуре 370 °C в течение 10 мин (отметим, что при облучении мишень только нагревалась до температуры 370 °С, без выдержки при ней (см. кривую нагрева на рис. 1, а)); 2) нагрев до Т = 850 °С за 15 с, аналогичный нагреву образца при облучении флюенсом 3.2•1016 см-2 (см. табл. 1). Съемку образцов в исходном состоянии и после воздействия пучков ионов Ar+ (c облученной и с необлученной сторон ленты) проводили на дифрактометре ДРОН-4. Полученные данные анализировали методом полнопрофильного анализа Ритвелда с использованием программы FullProf [20]. Рис. 1. Кривые нагрева образцов сплава Ni-13.9 вес.% W в ходе облучения ионами Ar+: Е = 15 кэВ, j = 100 мкА/см2 (а, б); Е = 15 кэВ, j = 300 мкА/см2 (в); с возвратно-поступательным перемещением мишени под пучком (а) и для неподвижных мишеней (б, в) 2. Результаты эксперимента и их обсуждение На рис. 2 в качестве примера приведены дифрактограммы, снятые с исходного деформированного образца, а также с облученной стороны образцов, подвергнутых воздействию ионов аргона в различных режимах. Анализ дифрактограмм показал, что в исходном состоянии сплав имеет ГЦК-решетку. Дифракционные рефлексы значительно уширены из-за внутренних микронапряжений, о чем свидетельствует наклон прямой, описывающей зависимость (2 ) ∙ cos от sin на рис. 2, а, б. Микронапряжения изотропны, поскольку экспериментальные точки с хорошей точностью ложатся на прямые линии (рис. 2, а, б). Значительное превышение интенсивности рефлекса (220) над остальными (рис. 2, а) показывает, что в процессе деформации большая часть зерен выстраивается плоскостью (220) в плоскости прокатки. Параллельно этой плоскости выстраивается также небольшая часть зерен с ориентацией (200). В табл. 2 представлены структурные параметры, полученные из анализа дифрактограмм. Рис. 2. Экспериментальные дифрактограммы, снятые с образца сплава Ni - 13.9 мас.% W после холодной деформации (а) и с облученной стороны образца, подвергнутого воздействию ионов Ar+ в режимах: E = 15 кэВ, j = 100 мкА/см2, F = 3.1•1016 см-2, Т ≤ 370 °С (б); E = 15 кэВ, j = 100 мкА/см2, F = 1.9•1017 см-2, Т = 630 °С (в) и E = 15 кэВ, j = 300 мкА/см2, F = 3.2•1016 см-2, Т = 850 °С (г). Кружки - экспериментальные точки, огибающая линия - расчетный профиль, штрихи - угловые положения рефлексов. На вставках зависимость величины (2 ) ∙ cos от sin Таблица 2 Структурные параметры сплава Ni - 13.9 мас.% W в исходном деформированном состоянии и после облучения ионами Аr+ в различных режимах Обработка Время обработки t, с Параметр решетки а, Å Микронапряжения d/d ∙104 Текстура Облученная сторона / необлученная сторона Холодная деформация (99%) - 3.5457(3) 35.0 220 Облучение, Е = 15 кэВ, j = 100 мкА/см2, Т 370 °С 50 3.5437(2) / 3.5435(3) 21.7 / 21.0 220 / 220 800 3.5433(2) / 3.5442(3) 22.3 / 21.1 220 / 220 Отжиг, Т = 370 °С 600 3.5440(2) 25.0 220 Облучение, Е = 15 кэВ, j = 100 мкА/см2, Т = 630 °С 50 3.5452(2) / 3.5462(3) 20.7 / 22.0 220 / 220 300 3.5433(1) / 3.5425(1) 26.5 / 18.7 нет / 220 1550 3.5461(3) / 3.5469(2) 6.3 / 4.6 200 / 200 Облучение, Е = 15 кэВ, j = 300 мкА/см2, Т = 850 °С 17 3.5480(1) / 3.5473(3) 8.9 / 8.3 200 / 200 102 3.5482(1) / 3.5476(3) 8.6 / 8.8 200 / 200 Облучение, Е = 20 кэВ, j = 240 мкА/см2, Т = 850 °С 652 3.545(1) / 3.5440(5) 6.5 / 4.7 200 / 200 Отжиг, Т = 850 °С 15 3.5443(3) 26.7 200 После облучения ионами Ar+ при T ≤ 370 °С, а также после облучения в течение 50 с при Т = 630 °С вид дифрактограмм аналогичен исходной дифрактограмме (рис. 2 а, б). Однако имеется отличие, заключающееся в меньшем наклоне зависимости (2 ) ∙ cos от sin (рис. 2, б на вставке), что свидетельствует об уменьшении микронапряжений в облученных образцах (как с облученной, так и с необлученной сторон образцов). Согласно данным табл. 2, в результате облучения, когда температура мишени не превышала 370 °С, параметр решетки практически не изменился, в то же время микронапряжения d/d ∙104 упали от 35.0 до 22.0 уже в ходе набора минимального значения флюенса и при дальнейшем облучении не изменялись (табл. 2, рис. 3 а). Рис. 3. Зависимость уровня внутренних микронапряжений в образцах Ni - 13.9 мас.% W от времени облучения ионами Ar+ при Т ≤ 370 °С (а), Т = 630 °С (б) и Т = 850 °С (в) После отжига деформированного образца сплава Ni - 13.9 мас.% W при температуре 370 °С в течение 10 мин (длительность отжига близка ко времени облучения при Т ≤ 370 °С максимальным флюенсом) параметр решетки не изменился, микронапряжения снизились, но лишь до значения d/d ∙104 = 25.0 (рис. 3, а), что выше, чем в образце, облученном в течение 50 с. Это свидетельствует о том, что скорость падения микронапряжений под облучением примерно на порядок выше, чем при обычном отжиге при рассматриваемой температуре. Следует также подчеркнуть, что в ходе облучения средняя температура была ниже 370 °С и выдержки при Т = 370 °С не было (рис. 1, а). Облучение лент сплава с их нагревом до 630 °С флюенсом F = 3.1•1016 см-2 (время облучения 50 с) приводит к уменьшению уровня микронапряжений d/d ∙104 от 35.0 у исходного образца до 20.7 и 22.0 с облученной и необлученной сторон ленты соответственно (табл. 2, рис. 3, б). Текстура (220), свойственная исходному деформированному состоянию, при этом режиме облучения сохраняется. Увеличение флюенса до 1.9•1017 см-2 (300 с облучения) в условиях нагрева и выдержки при 630 °С приводит к исчезновению на облученной стороне преимущественной ориентировки зерен, характерной для исходного деформированного состояния (рис. 2 в, табл. 2), в то же время на необлученной стороне сохраняется исходная текстура. Уровень микронапряжений на облученной стороне несколько возрастает по сравнению с образцом после облучения низким флюенсом ионов до d/d ∙104 = 26.5, при этом для необлученной стороны d/d ∙104 = 18.7. Известно, что в сплавах Ni-W при высоких температурах отжига 800-1200 °С достаточно быстро происходит смена текстуры деформации с образованием кубической острой текстуры [5]. Можно предположить, что в данном случае нами зафиксирован момент начала процесса рекристаллизации и изменения текстуры в образце. Поскольку воздействие в непосредственной близости к поверхности образца более интенсивное, возможно, что процесс рекристаллизации вблизи поверхности уже начался, но при этом еще не сформировалась преимущественная ориентация зерен. В работе [5] показано, что при проведении отжигов при температурах до 1000 °С на первоначальных стадиях рекристаллизации в легированных никелевых сплавах ориентация многих рекристаллизованных зерен сильно отличается от кубической. Дальнейшее увеличение флюенса до F = 9.7•1017 cм-2 (Т = 630 °С, время облучения 1550 с) приводит к значительному падению уровня микронапряжений: d/d ∙104 = 6.3 и 4.6 с облученной и необлученной сторон образцов (табл. 2, рис. 3, б). При этом установлено, что во всем объеме образцов, вырезанных из лент толщиной 80 мкм, изменяется преимущественная ориентация зерен: на дифрактограммах, снятых как с облученной (рис. 2, г), так и с необлученной сторон образцов зафиксировано превышение интенсивности рефлекса (200) над остальными. Это свидетельствует о протекании рекристаллизации в сплаве. Согласно данным [5], обычный отжиг в печи сильно деформированных лент сплавов Ni-W при температуре 700 °С в течение 30 мин не приводит к рекристаллизации, и соответственно в сплаве сохраняется исходная текстура деформации. Электронно-микроскопическое исследование в работе [5] не выявило в структуре сплава Ni - 4.8 ат.% W рекристаллизованных зерен после отжига при температуре 700 °С в течение 30 мин, встречались лишь области, практически свободные от дислокаций, которые, по-видимому, являются зародышами рекристаллизации. В структуре этих сплавов часто наблюдались области с кристаллографическими ориентациями {110}, {112}, {123}, а также небольшое количество областей с кубической ориентацией. Облучение деформированных лент мощным пучком ионов (j = 300 мкА/см2, табл. 2) с достижением в ходе облучения еще более высокой температуры Т = 850 °С уже при флюенсе F = 3.2•1016 см-2 (время облучения 17 с) приводит к резкому падению уровня микронапряжений d/d ∙104 до 8.9 и 8.3 соответственно, с облученной и необлученной сторон ленты, а также к кардинальному изменению текстуры от (220) к (200). При увеличении флюенса до 1.9•1017 см-2 (102 с облучения) значительных изменений не наблюдается, уровень микронапряжений остается на прежнем уровне, а при значительно более высоком флюенсе F = 9.8•1017 cм-2 (652 с облучения) уровень микронапряжений еще несколько уменьшается: d/d ∙104 = 6.3 и 4.6 для облученной и обратной сторон образца (табл. 2, рис. 3, в). Подтверждается также изменение ориентации зерен, обнаруженное при меньших флюенсах. Сравнительный анализ образца, облученного в течение 17 с (и нагретого при этом пучком ионов до 850 °С), и образца, отожженного в печи при Т = 850 °С в течение 15 с, показал, что при отжиге, так же как и при облучении, изменилась преимущественная ориентация зерен с (220) к (200). Уровень микронапряжений в результате печного отжига уменьшился, причем эффект становится примерно в 3 раза меньше, чем при облучении (рис. 3, в). Это говорит о том, что при 850 °С процесс рекристаллизации с изменением текстуры в исследованном сплаве может быть обеспечен чисто термическим нагревом, что соответствует данным работы [5]. С целью поиска оптимальных режимов облучения, позволяющих быстро отжечь пленки Ni-W с формированием желаемой текстуры, необходимо провести более детальные исследования образующейся при облучении рекристаллизованной текстуры с использованием специальных методик. Выводы Выполненные исследования показали, что кратковременное облучение ионами аргона с энергией 15 кэВ уже при относительно низком флюенсе 3.1•1016 см-2 (50 с облучения) и при сравнительно невысокой температуре Т ≤ 370 °С приводит к значительному уменьшению имеющихся микронапряжений в объеме предварительно деформированной на 99% ленты из сплава Ni - 13.9 мас.% W при сохранении исходной текстуры. Такой же результат при флюенсе 3.1•1016 см-2 наблюдается и при более высокой температуре Т = 630 C. Но при дальнейшем увеличении флюенса до 9.7•1017 cм-2 (25.8 мин облучения) при Т = 630 C в сплаве происходит рекристаллизация с изменением преимущественной ориентации зерен от (220) к (200). Следует отметить, что отжиг в печи сильно деформированных лент сплавов Ni-W при температуре 700 °С в течение 30 мин не приводит к их рекристаллизации [5]. Облучение при температуре мишени 850 °С уже при флюенсе 3.2•1016 см-2 (в течение 17 с) приводит к снятию микронапряжений в объеме деформированной ленты и к кардинальному изменению текстуры от (220) к (200). Изменение текстуры происходит и в ходе аналогичного отжига в печи, однако при этом эффект снятия напряжений в 3 раза ниже, чем при ионном облучении. Показано, что уменьшение уровня микронапряжений и изменение текстуры как с облученной, так и с необлученной сторон образца толщиной 80 мкм аналогичны, в то время как проективный пробег ионов аргона с энергией 15-20 кэВ в никеле, согласно расчетам методом TRIM, составляет всего лишь порядка 7 нм. Наряду с этим установлено, что облучение ионами значительно ускоряет процессы снятия микронапряжений (при всех использованных температурных режимах) и рекристаллизации (при Т = 630 °С и выше) во всем объеме исходно деформированных образцов. Полученные результаты свидетельствуют о существенной роли радиационно-динамического воздействия пучков ускоренных ионов на вещество, обусловленного генерацией и распространением посткаскадных мощных упругих и ударных волн [18].

Скачать электронную версию публикации