CC BY
21
УДК 537.534:539.422.24:620.178.152.34
ФОРМИРОВАНИЕ НАНОРАЗМЕРНЫХ СЛОЕВ НА ПОВЕРХНОСТИ 3-0 МЕТАЛЛОВ ИМПЛАНТАЦИЕЙ ИОНОВ О+
Воробьёв в. л., 1гильмутдинов ф. з., 1быков п. в., 1баянкин в. я., 1климова и. н., 2поспелова и. г.
1 Удмуртский федеральный исследовательский центр Уральского отделения РАН, 426067, г. Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34
2 Ижевская государственная сельскохозяйственная академия, 426069, г. Ижевск, ул. Студенческая, 11
АННОТАЦИЯ. В работе методами атомно-силовой микроскопии (АСМ), измерения микротвердости, электрохимических испытаний и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) исследовано влияние облучения ионами О+ на морфологию поверхности, микротвердость, коррозионную стойкость, состав и химическое строение наноразмерных поверхностных слоёв образцов технически чистой меди, армко-железа и титанового сплава ВТ6. Показано, что формирование химического состава поверхностных слоев образцов определяется в большей степени химической активностью кислорода к компонентам сплава. Наблюдается рост средней концентрации кислорода от 2 до 75 ат.% в наноразмерных поверхностных слоях образцов от технически чистой меди к титановому сплаву. Бомбардировка поверхности меди и армко-железа ионами О+ приводит к созданию на поверхности металла пассивационного слоя, состоящего из оксидов металла разной степени окисления. Показано, что облучение ионами О+ с выбранными параметрами не приводит к увеличению микротвёрдости образцов меди, армко-железа и титанового сплава ВТ6.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: ионная имплантация, рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия, атомно-силовая микроскопия, химический состав, медь, армко-железо, титановый сплав ВТ6, наноразмерные поверхностные слои, потенциодинамические кривые, анодные поляризационные кривые.
ВВЕДЕНИЕ
Формирование химического и фазового состава, атомной структуры, топографии поверхности, механических и эксплуатационных свойств поверхностных слоёв металлических материалов методом ионной имплантации относится к одному из направлений современной науки и техники [1 - 3]. Несмотря на исследования в этом направлении до сих пор остаются не выясненными процессы формирования этих слоёв, структурные механизмы их реализации и природа изменения различных свойств металлов и сплавов в результате ионного облучения.
В связи с этим, цель настоящей работы - сравнительные исследования влияния имплантации ионов О+ на морфологию поверхности, микротвердость и химический состав образцов технически чистой меди, армко-железа и титанового сплава ВТ6. Медь, железо и титан являются основными компонентами этих сплавов. Выбор данных 3-ё металлов обусловлен тем, что они обладают разной химической активностью к кислороду. Их химическая активность к кислороду возрастает от меди к титану.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Образцы представляли собой пластины размером 10*10 мм и толщиной 2 мм. Поверхность образцов механически шлифовалась и полировалась. После этого образцы подвергались чистке в органических растворителях и рекристаллизационному отжигу при температуре 500 °С в течении 1 часа в высоком ~10-5 Па вакууме.
Имплантация ионов О+ проводилась в импульсно-периодическом режиме (Г = 100 Гц,
17 2
1 = 1 мс) с энергией ионов 30 кэВ, дозой облучения 10 ион/см и плотностью тока в 2 18 2 импульсе 3 мА/см . Часть образцов облучалась с дозой
1018 ион/см2. В процессе
имплантации с помощью термопары контролировалась температура образцов. Разогрев образцов не превышал 180^190 °С.
Исследования топографии поверхности проводились на атомно-силовом микроскопе SOLVER P47 PRO в контактном режиме. Средняя арифметическая шероховатость (Ra) поверхности рассчитывалась по изображениям 12 участков с базовым размером 1*1 мкм для каждого образца с помощью программы Image Analysis 3.5.0.
Микротвердость образцов измерялась и рассчитывалась согласно ГОСТ 2999-75. Замеры проведены с помощью микротвердомера ПМТ-3М при нагрузках на индентор в 5 и 30 г и продолжительностью выдержки под нагрузкой 10 с. С целью повышения достоверности получаемых данных проведено не менее двадцати измерений микротвердости для каждого исследуемого состояния. Полученные результаты усреднялись, и рассчитывалось среднеквадратическое отклонение измеренных значений микротвердости.
Исследования химического состава наноразмерных поверхностных слоёв образцов до и после облучений выполнены методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) на спектрометре SPECS с Mg Ка-возбуждением спектра фотоэлектронов (Е = 1253,6 эВ). Обработку спектральных данных проводили с помощью программы Casa XPS. Первым этапом обработки являлось сглаживание, позволяющее увеличить отношение сигнал-шум, далее проводилось вычитание фона по методу Ширли и определение интегральной интенсивности компонента (площадь под кривой). Определив интегральную интенсивность фотоэлектронных пиков, находили состав исследуемого сплава по формуле:
С = / Sa
I C, / S.'
где С - концентрация, Са - интегральная интенсивность сигнала фотоэлектронной линии, Sa - фактор относительной чувствительности в РФЭС для данного вещества; YJCí/Sí - сумма отношений интегральных интенсивностей к факторам относительной чувствительности для всех элементов, входящих в состав твердого тела. Послойный РФЭС-анализ проведён с помощью распыления поверхности ионами аргона со скоростью травления поверхности ~1 нм/мин с использованием справочных и литературных данных [4 - 6].
Часть образцов, в частности образцы меди и армко-железа, как в исходном состоянии, так и после облучения подвергались электрохимическим испытаниям в нейтральной среде боратных буферных растворов при рН 7,4. Растворы готовили на дистиллированной воде. Аэрация растворов естественная, температура (20±2) °С. Использовали стандартную ячейку ЯСЭ-2. Электрод сравнения - насыщенный хлоридсеребряный. Скорость сканирования потенциала при потенциодинамических кривых 2 мВ/с.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЯ
Исследования топографии поверхности методом АСМ свидетельствуют о том, что облучение ионами О+ не приводит к изменению параметра шероховатости Ra поверхности образцов меди, армко-железа и титанового сплава ВТ6 (табл. 1). Значения параметра шероховатости Ra поверхности для образцов меди в исходном состоянии составляет 5,2 мкм, для образцов армко-железа - 5,2 мкм и для образцов титанового сплава ВТ6 - 12,9 мкм.
Таблица 1
Изменение средней арифметической шероховатости (Ra) образцов Cu, Fe и Ti до и после облучения ионами О+ с дозой 1017 ион/см2
Образец Ra, мкм CKO, мкм
Cu 5,2 1,3
O+^Cu 6,5 0,9
Fe 5,2 1,2
O+^Fe 6,9 1,8
Ti 12,9 3,5
O+^Ti 11,1 3,0
После облучения ионами О+ значения параметра Яа в пределах среднеквадратических отклонений (СКО) не отличается от Яа для исходных поверхностей. Однако анализ рельефа поверхности по АСМ изображениям свидетельствует о том, что вид микрорельефа поверхности изменяется (рис. 1). Если в исходном состоянии рельеф поверхности представляет собой следы предшествующей механической полировки (рис. 1, а), то после облучения на более однородной поверхности проявляются пики округлой формы (рис. 1, б, в). Предполагается, что появление данных пиков является следствием преимущественного распыления атомов вдоль плотноупакованных направлений [7].
о о
Рис. 1. АСМ изображения образцов армко-железа в исходном состоянии (а), технически чистой меди после облучения ионами 0+ (б) и армко-железа после облучения ионами 0+ (в)
Измерения микротвердости были проведены при нагрузках на индентор 5 и 30 г. Средние значения микротвердости образцов технически чистой меди, армко-железа и титанового сплава ВТ6 при измерении с нагрузкой 5 г составляют 2 НУ, 8 НУ и 10 НУ соответственно (рис. 2). При увеличении нагрузки до 30 г, как и следует ожидать, микротвердость образцов возрастает и их средние значения составляют 7 НУ, 37 НУ и 57 НУ соответственно (рис. 2).
15
16
14 12 10
8 6 4 2 О
HV
30 грамм
5 грамм
Си
Си
10
Си 1Я 101Ь
50
40
30
20
10
Hv
30 грамм
5 грамм
Fe
Fe
Fe
70 60 50 40 30 20 10 о
HV
30 грамм
5 грамм
Tl
Ti is
10 "
Рис. 2. Изменение микротвердости образцов технически чистой меди (а), армко-железа (б) и титанового сплава ВТ6 (в) до и после облучения О ионами с дозами 10 и 1018 ион/см2
При облучении образцов ионами О+, хотя и наблюдается некоторая тенденция к росту среднего значения микротвердости образцов, в частности на образцах технически чистой
17 2
меди и армко-железа при измерениях с нагрузкой в 30 г и дозе облучения 10 ион/см (рис. 2), однако, в пределах ошибки проведения эксперимента можно считать, что эти средние значения микротвердости не отличаются от среднего значения микротвердости для исходного образца. В целом, следует отметить, что выявить упрочнение поверхностных слоев исследуемых образцов в результате имплантации ионов О+ методом измерения микротвердости не получается, хотя облучение ионами О+ 3-ё металлов предполагает нарушение кристаллической решетки образцов с образованием различного рода дефектов [1] и формирование химических соединений [2] и их выделение в виде кластеров или отдельных фаз. По всей видимости, чувствительность метода измерения микротвердости в этом случае недостаточно для выявления эффектов упрочнения.
Исследования методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии позволили определить состав поверхностных слоев образцов в исходном состоянии и после облучения ионами О+. Концентрационные профили распределения элементов в поверхностных слоях образцов представлены на рис. 3. Из данных распределений видно, что на поверхности всех исходных образцов присутствует естественная оксидная пленка. Однако, если для образцов технически чистой меди ее толщина составляет не более 1 нм, то для образцов титанового сплава она составляет 25 нм и более (рис. 3). Достаточно глубокий естественный оксидный слой на поверхности титанового сплава обусловлен высокой химической активностью титана к кислороду.
И, пт
10
20
30
40
Рис. 3. Концентрационные профили распределения элементов в поверхностных слоях образцов меди (а), армко-железа (б) и титанового сплава ВТ6 (в) в исходном состоянии
Облучение ионами О+ приводит к накоплению кислорода в поверхностных слоях исследуемых образцов (рис. 4 и рис. 5). Особенно ярко это проявляется на поверхности образцов армко-железа и титанового сплава ВТ6 и в меньшей степени проявляется на поверхности образцов технически чистой меди (рис. 5). Концентрация кислорода в приповерхностных слоях технически чистой меди не превышает 3^5 ат.% (рис. 4). В свою очередь, концентрационный профиль кислорода для армко-железа простирается до глубины 30 нм с концентрацией 60^70 ат.% до глубины 10 нм. После этого концентрация кислорода начинает снижаться. Концентрация кислорода на поверхности образцов титанового сплава составляет около 85 ат.% и с глубиной уменьшается незначительно до 75 ат.% (рис. 5).
С, ат.%
120
100
80 —1
60 1
40
20 , 1 с
Си
О
а)
'И, пт
10 15 20 25
30
И,пт
С,ат. %
90 80 70 60 50 40 30 20 10 О
б)
й Ь,пт
10 15 20 25 30
Рис. 4. Концентрационные профили распределения элементов в поверхностных слоях образцов меди (я), армко-железа (б) и титанового сплава ВТ6 (в) облученных ионами 0+
Рис. 5. Изменение концентрации кислорода в поверхностных слоях образцов меди, армко-железа и титанового сплава ВТ6 после облучения ионами О+ с дозой 1017 ион/см2
На рис. 5 можно видеть как незначительна концентрация кислорода в приповерхностных слоях технически чистой меди после облучения ионами О+ и как она возрастает в образцах армко-железа и титанового сплава ВТ6. Это напрямую связано с тем, что атомы железа и, в большей степени, атомы титана имеют большую химическую активность к кислороду, чем атомы меди. Данный результат свидетельствует о том, что при ионной имплантации кислорода в 3-ё металлы формирование состава поверхностных слоев определяется не столько процессами физической природы, всегда сопровождающими облучение, сколько химической активностью компонентов сплава к имплантируемому элементу.
Методом снятия потенциодинамических кривых было исследовано коррозионно-электрохимическое поведение образцов меди. Результаты коррозионно-электрохимических исследований представлены на рис. 6. Полученная для технически чистой меди в исходном состоянии кривая характеризуется продолжительным участком предпассивного растворения, который переходит в область пассивного состояния. Ток в области пассивного состояния
2 + достигает 30 мкА/см . Образцы технически чистой меди, облученные ионами О с энергией
17 2
30 кэВ и дозой 10 ион/см , в области пассивного состояния демонстрируют уменьшение тока в 1,5^2 раза по сравнению с исходным образцом. Потенциал перепассивации лежит для обоих образцов в диапазоне 900^1000 мВ. Однако образец меди, облученный ионами О+ легко переходит в пассивное состояние (рис. 6, кривая 2). Скорость в области условно активного растворения уменьшается практически в два раза. На основании снижения тока растворения, как в области активного, так и в области пассивного растворения образцов меди облученных ионами О+ позволяет предположить об улучшении их электрохимических свойств.
-400
-200 О 200 400 600
800 Ю00\
Е, тУ
45 60 75
15 У у > /, mkA/sm2
Г
2 \1
\
1200
Рис. 6. Потенциодинамические кривые образцов меди в среде ББР с рН 7,4: 1 - образец меди в исходном состоянии; 2 - образец меди, подвергнутый имплантации ионов О+ с дозой 1017 ион/см2
По данным РФЭС на поверхности необлученной меди при комнатной температуре имеется сверхтонкая (не более 1 нм) естественная пленка оксида меди с энергией связи электронов на 2р3/2 спектре меди Есв = 932,6 эВ (рис. 7, спектр 1). Спектры Cu2p3/2 облученного образца меди (рис. 7, кривая 2) существенно отличается как от спектра исходного образца (рис. 7, кривая 1), так и от спектра эталонного стандартного оксида CuO. На спектрах Cu2p3/2 наряду с пиком 932,6 эВ присутствует интенсивный пик в области 935 эВ. Это значение Есв на 1,2 эВ превышает стандартное значение Есв для эталонного CuO (Есв = 933,8 эВ в спектре CuO) [5]. В то же время присутствие shake-up сателлита (942^944 эВ) однозначно связано с наличием в анализируемом слое, наряду с Cu1+, меди в формальной степени окисления при
этом форма и относительная интенсивность сателлита отличаются от сателлита стандартного спектра эталонного CuO.
Рис. 7. РФЭ спектры Си2р3/2 поверхности
необлученного образца меди (1), облученного ионами О+ образца меди (2) и эталонного оксида меди СиО
Это свидетельствует о том, что в условиях облучения ионами О+ на поверхности технически чистой меди происходит формирование оксида меди с составом и структурой отличной от эталонного оксида меди СиО. Скорее всего, структура данного оксида находится в неравновесном состоянии, так как формируется в условиях ионной бомбардировки. Данные структурные состояния образуются за счет того, что энергия, передаваемая налетающим ионом атомам в узлах кристаллической решетки, намного превышает энергию связи атомов в них, поэтому образования структурного состояния поверхностных слоев происходит в условиях далеких от равновесных. И, по всей видимости, данные структуры при электрохимических испытаниях способны легко перестроиться в пассивное состояние и повысить электрохимические свойства меди.
Образец железа, который не подвергался ионной бомбардировке кислородом, прошел электрохимические испытания путем снятия анодных потенциодинамических кривых в боратном буферном растворе с рН 7,4 (рис. 8, кривая 1). Из данного рисунка видно, что анодная поляризация такого образца свидетельствует о довольно продолжительном участке условно активного растворения, который далее переходит в область пассивации.
Рис. 8. Анодные поляризационные кривые образцов армко-железа в боратном буферном растворе при рН 7,4: 1 - образец в исходном состоянии;
2 - образец после имплантации ионов О+ с дозой облучения 1017 ион/см2
Анодная поляризационная кривая для образца армко-железа, облученного ионами О+ с энергией 30 кэВ и дозой 1017 ион/см2, практически не имеет участка активного растворения, т. е. изначально находится в пассивном состоянии. Снижение плотности тока, как в области условно активного, так и в области пассивного растворения также свидетельствует о повышение коррозионных свойств облученных образцов армко-железа.
На рис. 9 приведены РФЭС спектры железа и кислорода поверхностных слоев исходного образца. На самой поверхности наблюдается слабоинтенсивный пик железа с Есв = 711,0 эВ, имеющий сдвиг относительно положения металлического чистого железа на 4 эВ в сторону больших энергий связи. Это значение энергии связи соответствует окислению
3+
железа до Бе . По мере ионного травления (по глубине поверхностных слоев) видно, что интенсивность железа возрастает, а положение пика смещается вправо, что соответствует уменьшению степени окисления железа. На глубине 3 нм основная компонента спектра железа соответствует неокисленому металлу (Есв = 707 эВ). Спектры кислорода двухкомпо-нентные. Наблюдается уменьшение интенсивности спектра кислорода по глубине, а положение его главного пика смещается в сторону больших энергий связи от 530,0 эВ к 530,5 эВ от Бе203 к Бе304. Вторая компонента спектра кислорода соответствует адсорбированному и растворенному кислороду. Железо в исходном состоянии окислено не глубже 3 нм.
I I I
720 716 712 708 Binding Energy (eV) Fe2p3/2
7
0,5
0
1—I—I—I—I—I—I—г
540 537 534 531 Binding Energy (eV) O1s
Рис. 9. Спектры Fe2p3/2 и O1s исходного образца железа
В облученном образце окисленное железо и кислород наблюдаются на большей глубине, по сравнению с исходным образцом (рис. 10). Как и в случае исходного образца, на самой поверхности железо окислено до Бе3+, а по глубине максимум спектра смещается в сторону уменьшения Есв. При этом до глубины 20 нм оксидная составляющая спектра преобладает.
В области Есв = 715 эВ можно выделить пик, который является сателлитом основного пика (рис. 11). Сателлит связан с наличием железа Бе2+. Спектр в целом соответствует Бе304, в котором преобладает железо Бе2+. Главный пик спектра кислорода соответствует связи 0-Бе в структуре оксида (Есв = 530,4 эВ), вторая компонента (531,8 эВ) - менее связанный растворенный кислород, который наблюдается по всей глубине.
5
3
1
I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I II I I I I
732 728 724 720 716 712 708 Binding Energy (eV)
Fe2p3/2
0,5
I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I
536 534 532 530 528 Binding Energy (eV)
O1s
Рис. 10. Спектры Fe2p3/2 и O1s железа после имплантации ионов кислорода с Е = 30 кэВ и дозой облучения 1017 ион/см2
Binding Energy (eV)
Рис. 11. Спектр Fe2p образца облученного с энергией 30 кэВ. Глубина 3 нм от поверхности
Таким образом, из проведенного исследования можно сделать следующие выводы.
Облучение ионами О+ с выбранными параметрами не приводит к увеличению микротвёрдости образцов меди, армко-железа и титанового сплава ВТ6.
Имплантация ионов О+ приводит к формированию на поверхности образцов пиков округлой формы, что может являться следствием преимущественного распыления атомов вдоль плотноупакованных направлений.
Увеличение концентрации кислорода от 2 до 75 ат.% в поверхностных слоях образцов от меди к титановому сплаву, сопровождающееся образованием оксидов 3-d металлов, свидетельствует о существенной роли процессов химической природы в формировании их состава.
Бомбардировка поверхности меди и армко-железа ионами О+ приводит к созданию на поверхности металла пассивационного слоя, состоящего из оксидов металла разной степени окисления.
Работа выполнена при финансовой поддержке Комплексной Программы фундаментальных исследований УрО РАН №18-10-2-25 и частичной финансовой поддержке грантов РФФИ № 16-43-180765 и №16-07-00592.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Калин Б. А., Волков Н. В., Олейников И. В. Перемешивание в многослойных пленках и легирование приповерхностных слоев поликристаллических подложек под воздействием пучков ионов с широким энергетическим спектром // Известия Российской академии наук. Серия физическая. 2012. Т. 76, № 6. С. 771-776.
2. Курзина И. А., Козлов Э. В., Шаркеев Ю. П. Градиентные поверхностные слои на основе интерметаллидных частиц. Томск: Изд-во НТЛ, 2013. 258 с.
3. Козлов Д. А., Крит Б. А., Столяров В. В., Овчинников В. В. Ионно-лучевое модифицирование трибологических свойств хромистой стали // Физика и химия обработки материалов. 2010. № 1. С. 50-53.
4. Нефёдов В. И. Рентгеноэлектронная спектроскопия химических соединений. Справочник. М.: Химия, 1984. 256 с.
5. Wagner C. D., Riggs W. M., Davis L. E., Moulder J. F., Muilenber G. E. Handbook of X-ray Photoelectron Spectroscopy. USA, Minnesota: Physical electronics Division, Perkin-Elmer Corporation, 1979. 190 p.
6. Бриггс Д., Сих М. П. Анализ поверхности методами оже- и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии / пер. с англ. М.: Мир, 1987. 600 с.
7. Бериш Р. Распыление твёрдых тел ионной бомбардировкой. Вып. I. Физическое распыление одноэлементных твёрдых тел. (Проблемы прикладной физики). М.: Мир, 1984. 336 с.
THE FORMATION OF NANOSIZED LAYERS ON THE SURFACE OF 3-d METALS BY IMPLANTATION O+ IONS
1Vorob'ev V. L., 1Gil'mutdinov F. Z., 1Bykov P. V., 1Bayankin V. Ya., 1Klimova I. N., 2Pospelova I. G.
1 Udmurt Federal Research Center, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
2 Izhevsk State Agricultural Academy, Izhevsk, Russia
SUMMARY. The influence of O+ ion irradiation on the surface morphology, microhardness, corrosion resistance, composition and chemical structure of nanosized surface layers of technically pure copper, armco-iron and titanium alloy VT6 samples was studied by atomic force microscopy (AFM), microhardness measurements, electrochemical tests and x-ray photoelectron spectroscopy (XPS). It is shown that the formation of the chemical composition of the surface layers of the samples is determined to a greater extent by the chemical activity of oxygen to the alloy components. There is an increase in the average concentration of oxygen from 2 to 75 at.% in nanoscale surface layers of samples from technically pure copper to titanium alloy. Bombardment of the surface of copper and Armco-iron with o+ ions leads to the creation of a passivation layer on the surface of the metal consisting of metal oxides of different oxidation States. It is shown that irradiation by O+ ions with the selected parameters do not increase the microhardness of copper, armco-iron and titanium alloy VT6 samples.
KEYWORDS: ion implantation, x-ray photoelectron spectroscopy, atomic force microscopy, chemical composition, copper, aroma-iron, titanium alloy VT6, nanosized surface layers, potentiodynamic curves, anodic polarization curves.
REFERENCES
1. Kalin B. A., Volkov N. V., Oleinikov I. V. Ion mixing in multilayer films and the doping of the near-surface layers of polycrystalline substrates under irradiation by ion beams with a wide energy spectrum. Bulletin of the Russian Academy of Sciences: Physics, 2012, vol. 76, no. 6, pp. 690-695. https://doi.org/10.3103/S1062873812060184
2. Kurzina I. A., Kozlov E. V., Sharkeev Yu. P. Gradientnue poverhnostnue sloi na osnove intermetallidnyh chastic [Gradient surface layers based on intermetallic particles]. Tomsk: NTL Publ., 2013. 258 p.
3. Kozlov D. A., Krit B. A., Stolyrov V. V., Ovchinnikov V. V. Ionno-luchevoe modificirovanie tribologicheskih svoystv hromistoy stali [Ion-beam modification of the chromium steel tribological behavior]. Fizika i himiy obrabotki materialov [Physics and chemistry of materials treatment], 2010, no. 1, pp. 50-53.
4. Nefedov V. I. Rentgenoelectronnay spectroscopiy himicheskih soedineniy [X-ray electron spectroscopy of chemical compounds]. Moscow: Chemistry Publ., 1984. 256 p.
5. Wagner C. D., Riggs W. M., Davis L. E., Moulder J. F., Muilenber G. E. Handbook of X-ray Photoelectron Spectroscopy. USA, Minnesota: Physical electronics Division, Perkin-Elmer Corporation, 1979. 190 p.
6. Briggs D., Seach M. P. Practical surface analysis by auger and x-ray photoelectron spectroscopy. Chichester: John Wiley and Sons Ltd., 1983, 533 p.
7. Berish R. Raspylenie tverdykh tel ionnoy bombardirovkoy. Vyp. I. Fizicheskoe raspylenie odnoelementnykh tverdykh tel. Problemy prikladnoy fiziki [Sputtering of solid bodies by ion bombardment. Issue I. Physical spraying of single-element solids. Problems of Applied Physics]. Moscow: Mir Publ., 1984. 336 p.
Воробьёв Василий Леонидович, кандидат технических наук, старший научный сотрудник, Физико-технический институт УдмФИЦ УрО РАН, тел. +7(3412)431573, e-mail: [email protected]
Гильмутдинов Фаат Залалутдинович, кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник, Физико-технический институт УдмФИЦ УрО РАН, тел. +7(3412)430163, e-mail: [email protected]
Быков Павел Владимирович, кандидат технических наук, старший научный сотрудник, Физико-технический институт УдмФИЦ УрО РАН, тел. +7(3412)430675, e-mail: [email protected]
Баянкин Владимир Яковлевич, доктор технических наук, профессор, главный научный сотрудник, Физико-технический институт УдмФИЦ УрО РАН, тел. +7(3412)430173, e-mail: [email protected]
Климова Ирина Николаевна, кандидат физико-математических наук, научный сотрудник, Физико-технический институт УдмФИЦ УрО РАН, тел. +7(3412)430675, e-mail: [email protected].
Поспелова Ирина Геннадьевна, кандидат технических наук, доцент кафедры физика, доцент, ИжГСХА, тел. +7(3412)592423, e-mail: [email protected]
