CC BY
24
УДК 535.211:539.213:539.264
ВЛИЯНИЕ ПЛОТНОСТИ МОЩНОСТИ ЛАЗЕРНОГО ИЗЛУЧЕНИЯ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКОЕ СТРОЕНИЕ И МИКРОТВЕРДОСТЬ АМОРФНОГО СПЛАВА Ее816В16
1 ЖИХАРЕВ А. В., 1БАЯНКИН В. Я., 1БЫСТРОВ С. Г., 1КЛИМОВА И. Н., 1КОЛОТОВ А. А., 2ОРЛОВА Н. А.
1 Физико-технический институт Уральского отделения РАН, 426000, г. Ижевск, ул. Кирова, 132
2
Удмуртский государственный университет, 426034, г. Ижевск, ул. Университетская, 1
АННОТАЦИЯ. В работе рассматриваются результаты исследования влияния сфокусированного импульсного лазерного излучения на аморфный сплав FeSi6B16. Методами сканирующей зондовой микроскопии, рентгеноэлектронной спектроскопии, дифрактометрии, а также измерениями микротвердости показано изменение структуры, микротвердости, топографии поверхности, перераспределение элементов облучаемой системы в зависимости от плотности мощности лазерного излучения.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: лазерное излучение, аморфные сплавы, неравновесное состояние, атомная силовая микроскопия, микротвердость.
ВВЕДЕНИЕ
Аморфные металлические сплавы благодаря своим свойствам давно привлекают внимание исследователей. Интерес к ним связан с их возможностью уникального сочетания таких свойств, как магнитных, электрических, механических, прочностных и т.д. недостижимых для кристаллических материалов. Это делает их перспективными в использовании во многих отраслях промышленности [1 - 5]. Но при этом необходимо отметить, что аморфное состояние является неравновесным состоянием. Под действием температур или длительного хранения в них может происходить распад аморфной фазы с потерей свойств. Поэтому исследование поведения таких материалов под термическим воздействием представляет научный и практический интерес. Одним из способов такого термического воздействия может служить лазерная обработка материалов. Лазерная обработка обеспечивает локальное воздействие на материал, при котором можно регулируя режимы работы лазерной установки добиться таких условий воздействия лазера, которое позволит изменять лишь структуру и свойства поверхностного слоя материала и не затрагивать его внутренние слои. Это в свою очередь дает возможность создания материалов со специфическими модифицированными поверхностными свойствами [6 - 8]. Немаловажно отметить, что лазерное воздействие актуально для обработки хрупких материалов и материалов малой толщины (лент, фольг или тонких пластин). Однако необходимо учитывать, что такое воздействие является высокоэнергетическим, что при импульсном режиме за короткий промежуток времени при поглощении энергии материалом могут происходить различные процессы: высокоскоростной нагрев, течение и испарение материала, упрочнение поверхности, фазовые переходы и т.п. Для аморфного состояния материала это может привести к перераспределению элементов системы или к частичной или полной кристаллизации сплава или полному разрушению облучаемого объекта. Поэтому, изучая происходящие процессы в аморфном сплаве под действием лазера, можно будет определять режимы обработки и механизмы формирования необходимых свойств изучаемого сплава требуемых для условий его эксплуатации.
В представленной работе приведены результаты исследования влияния импульсного лазерного излучения с различной плотностью мощности лазера на изменение состава, структуры и микротвердость аморфного металлического сплава Бе816В16.
ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
В качестве исследуемого объекта использовалась лента из аморфного металлического сплава Бе816В16, полученная методом спиннингования - разливкой под давлением расплавленного металла на быстро вращающийся холодный массивный барабан. В результате из расплава после охлаждения формировалась лента шириной 20 мм и толщиной порядка 40 мкм. Для исследования сплава от ленты отрезалась полоса длиной » 60 мм.
Лазерное воздействие на полосу осуществлялось сфокусированным лучом лазера с матовой стороны сплава, которая при спиннинговании прилегала к барабану. Облучение происходило при естественной атмосфере. В качестве источника облучения использовался прецизионный лазерный маркер "БетаМаркер-2010", работающий на базе твердотельного Кё-УЛО лазера с ламповой системой накачки и модуляцией добротности. Длина волны генерируемого излучения согласно паспортным данным установки равнялась 1,064 мкм. Максимальная мощность лазера 16 Вт (ТЕМ00). Изменяемым параметром при облучении был ток накачки лампы. Поскольку основным параметром, определяющим эффективность и качество процесса лазерного воздействия, является плотность мощности лазерного излучения в фокальном пятне (qf), произвели согласно формуле (1) перерасчет тока накачки лампы. Полученный результат и обозначение образцов, соответствующее определенному режиму обработки, представлены в таблице.
4Р
Ь =-р2, (1)
2
где qf - плотность мощности лазерного источника, Вт/см ; РI - мощность лазерного излучателя /-режима облучения, Вт; df - диаметр фокального пятна, см.
Мощность лазерного излучателя приближенно рассчитывалась по формуле (2):
Р = Ртах у- , (2)
тах
где Ртах - это максимальная мощность излучателя, Вт; /тах - это максимальный ток блока накачки лампы, А; I - ток накачки лампы /-режима облучения, А.
Таблица
Нумерация образцов в зависимости от плотности мощности лазерного излучения
Число импульсов, N Плотность мощности, Вт/см
1-105 5-105 2-10' 1-108
1 № 1 № 2 № 3 № 4
Исходный необлученный образец обозначался № 0
При облучении исследуемый объект устанавливался в фокусе луча лазера, фокусное расстояние которого составляло 210 мм. Облучение происходило перемещением сфокусированного лазерного луча по выбранному участку объекта (рис. 1, а). Число импульсов (^), приходящихся на точку, равнялось одному. Длительность импульса задавалась в 1000 нс, а частота следования импульсов 1000 Гц. На полосе с ее одного краю было оставлено место для исходного состояния, а с другого выжжено четыре зоны. Каждая зона соответствовала определенному режиму облучения. Размер одной зоны равнялся 10^10 мм2. Для того чтобы обработке подверглась вся зона, шаг сканирования устанавливался таким же, как и диаметр фокального пятна. При этом с помощью лазера специально были сделаны буквенные метки и помечены границы облученных областей. Это было сделано с целью правильного выбора и отделения из полосы образца с определенным режимом облучения для его дальнейшего исследования (рис. 1, б). Для этих целей рабочие режимы установки подбирались таким образом, чтобы приводили к потемнению поверхности в месте касания луча лазера с материалом без каких-либо разрушений или деформаций полосы.
б)
а) схема сфокусированного облучения поверхности образца; б) рисунок полосы после лазерного воздействия с размеченными зонами облучения
Рис. 1. Лазерное воздействие на аморфный металлический сплав FeSi6B1(
Элементный состав поверхностных слоев образцов до и после облучения исследован методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) на спектрометре "SPECS'. Рентгеноэлектронные спектры возбуждались MgKa-излучением с энергией 1253,6 эВ. Вакуум в камере спектрометра при съемке спектров составлял -10^9 Торр. Перед съемкой спектров проводилась очистка поверхности при помощи ионной пушки. Послойный анализ проведен с использованием травления поверхности ионами аргона с энергией 4 кэВ и плотностью тока 30 мкА/см . Расчетная скорость травления составляла значение ~1 нм/мин. Разрешение (ширина на половине высоты) по линии Au4f7/2 равнялось 1,2 эВ. Относительная ошибка определения концентрации элементов ±3 % от измеряемой величины (в области средних концентраций).
Структурные исследования образцов проводились с помощью рентгеновской дифрактометрии на дифрактометрах ДРОН-6 и ДРОН-3.0 в Fe-Ka-излучении по точкам методом постоянного времени (5 с).
Исследование топографии поверхности образцов до и после лазерного воздействия выполнялось на сканирующем зондовом микроскопе "SOLVER-47PRO" фирмы NT-MDT (г. Зеленоград). Сканирование поверхности осуществлялось методом атомно-силовой микроскопии (АСМ) в контактном режиме. В результате сканирования каждого образца получено не менее четырех сканов его облученной области. Размеры сканов составляли участки размерами 5*5 мкм . Для получения числовых значений параметров шероховатости поверхности образцов была проведена обработка снятых сканов методом Roughness Analysis. Для этого использовалось специальное программное обеспечение, поставляющееся дополнительно к зондовому микроскопу - Image Analysis v.3.5. С помощью этой программы оператором задавался размер участка обработки. В данном случае 1*1 мкм2. Этот участок накладывался в программе на выбранную область отсканированной поверхности образца. Включался режим анализа и обработки параметров шероховатости. В результате этих действий были получены данные числовых значений средней арифметической шероховатости (Ra) выбранной области поверхности. Перемещая участок по скану образца, происходил набор массива данных о шероховатости облученной области поверхности (рис. 2). В данном случае получали не менее пятнадцати перекрывающих друг друга таких участков-измерений. По полученным данным происходило усреднение значения Ra и рассчитывалось среднеквадратическое отклонение (СКО) измеренных величин.
АСМ-изображение рельефа поверхности образца
Участки измерения шероховатости поверхности
Рис. 2. Схема измерения шероховатости по АСМ-скану рельефа поверхности образца
Микротвердость образцов измерялась и рассчитывалась согласно ГОСТ 2999-75. Измерение проводилось методом Виккерса (путем вдавливания в материал алмазной пирамиды с углом 136 градусов между противоположными гранями). Замеры диагоналей отпечатков проведены с помощью микротвердомера "ПМТ-3" при нагрузке на индентор в 50 г и выдержкой под нагрузкой 10 с. Для повышения достоверности измеренных данных было получено не менее десяти отпечатков для каждого исследуемого состояния образца.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
1. Исходное состояние аморфных образцов ¥г$>16В16\
Согласно дифрактограммам исходные образцы находились в аморфном состоянии, соответствующем однофазному связанному состоянию пересыщенного твердого раствора на основе железа без признаков присутствия каких-либо кристаллических фаз (рис. 3).
25 35 45 55 65 75 85 95
Дифракционный угол (2 6) ? град Рис. 3. Дифрактограммы аморфного сплава Ре816Б16 до и после облучения
Анализ построенных на основе РФЭС-данных профилей распределения концентрации элементов поверхностного слоя образца (рис. 4) показал, что распределение компонентов в области до 5 нм носит немонотонный характер. В слое до 2 нм наблюдается содержание железа ~25 ат.% и кремния ~15 ат.%, а содержание бора ~6 ат.%. В этом слое также отмечено наличие высокой концентрации кислорода (~40 ат.%). Поскольку в спектрах железа, кремния и бора присутствуют компоненты с большими значениями энергий связи, то можно говорить о нахождении этих элементов в приповерхностном слое в связи с кислородом. Углерода в этом слое было ~12 ат.%. Его присутствие в этом слое можно отнести к некоторому загрязнению поверхности. В слое глубиной 2^5 нм происходит увеличение концентрации железа до ~64 ат.%, бора до 10 ат.% и снижение содержания кремния и кислорода ~7 ат.%, О ~ ат.10%). Интенсивность линии С1б в спектрах углерода близка к интенсивности фона. В слоях свыше 5 нм концентрация элементов системы Бе-8ьВ постепенно перераспределяется к соответствию с составом исходного сплава Бе816В16. На глубине 10^20 нм содержание железа становится ~75 ат.%, бора ~16 ат.% и кремния ~6 ат.%. При этом интенсивности линии 01б и С1б в спектрах кислорода и углерода находятся на уровне интенсивности фона.
0,30
0,70
« 3 0,60
Л си 0,50
н
о =Г 0,40
о а 0,30
X
н О 0,20
0,10
0,00
■—Ре
—
В
-О-
-Ж--
о с
5 10 15 20
Время травления, мин
25
Рис. 4. Профили концентраций элементов по глубине для исходного необлученного образца Ре816В16
По данным визуального анализа АСМ-изображений установлено, что морфология поверхности необлученного аморфного образца Бе816В16 с матовой стороны представляет собой рельеф переменного профиля без каких либо резких перепадов высот. На обратной стороне рельеф поверхности более ровный и плоский. АСМ-анализ параметров шероховатости поверхности подтвердил эти наблюдения. Матовая сторона имела значение Яа = (3,0±1,9) нм, а противоположная - (0,9±0,8) нм.
Измеренная микротвердость образцов имела значение (567,6±8,5) НУ.
2. Состояние аморфных образцов ¥е$>1вВ16 после лазерного воздействия:
Для косвенной оценки степени влияния лазерного излучения на образцы провели АСМ-исследования топографии рельефа поверхности облученной зоны. Необлученные стороны образцов не исследовались.
Перед тем как образец с определенным режимом облучения был вырезан из полосы и помещен на предметный столик сканирующего зондового микроскопа, визуально оценили внешние изменения полосы. Было установлено, что облучение с аг = 1 • 105 Вт/см2
5 2
(образец № 1) и с д/= 5-10 Вт/см (образец № 2) внешне не повлияло на полосу. У образца № 3 а = 2-10 Вт/см ) наблюдалось потемнение поверхности в зоне облучения, а облучение с
8 2
qf= Ы0 Вт/см (образец № 4) привело как к потемнению поверхности, так и прогибанию полосы с обратной стороны в зоне облучения. По-видимому, в последнем случае температура в зоне облучения могла достигать высоких значений.
На микроуровне анализ АСМ-изображений и данных анализа шероховатости поверхности образцов показал следующее. В образцах № 1 и № 2 относительно исходного состояния (образец № 0) наблюдалось увеличение развитости рельефа (рис. 5). Рельеф становится менее однородным - увеличивается перепад высот, повышается Яа (рис. 6). При этом на поверхности наблюдаются области похожие на оплавленную структуру. У образца № 3 рельеф становится оплавленным и плоским с низким значением Яа. Рельеф поверхности в образце № 4 такой же плоский как у образца № 3, но на нем наблюдаются небольшие структуры - бугорки. Причем эти бугорки располагаются на выступающих над поверхностью на разной высоте холмиках.
Подводя итог по АСМ-исследованиям можно сказать, что термическое воздействие лазера на все образцы было, скорее всего, достаточно сильным и приводило к плавлению поверхности. В образцах № 1 и № 2 это проявилось, по-видимому, только в подплавлении поверхности, а для образцов № 3 и № 4 еще могло происходить и испарение части поверхностного слоя.
г д)
а) исходная необлученная поверхность; б) образец №1 (^г= 1-105 Вт/см2); в) образец №2 (^г= 5-105 Вт/см2); г) образец №3 2-107 Вт/см2); д) образец №4 1-108 Вт/см2)
Рис. 5. АСМ-изображения топографии матовой поверхности образца Же81бБ16 после облучения при одном импульсе (5x5 мкм)
образца
Рис. 6. График изменения среднеарифметической шероховатости поверхности
аморфных образцов Ре816Б16
Согласно представленным дифрактограммам облученных образцов (рис. 3) установлено, что исследуемые образцы после облучения все также являются рентгеноаморфными. В образце № 3 и № 4 перед основным гало появляется дополнительное, а интенсивность основного гало увеличивается. Соответственно уменьшается ширина линии основного гало, что может свидетельствовать о начинающейся кристаллизации. Причем в образце № 4 в интервале углов 26 = 25^40° появляются два сильных отражения с = 3,49 А и = 3,12 А. Идентифицировать фазу с таким малым числом отражений не представилось возможным, но можно сделать вывод о продолжающейся кристаллизации фаз из аморфного состояния.
Сопоставляя АСМ-анализ и данные рентгеновской дифрактометрии можно предположить, что облучение образцов № 1 и № 2 приводило лишь к локальному плавлению приповерхностной области с мгновенным остыванием зоны плавления. Поэтому на АСМ-изображениях наблюдается увеличение перепада высот рельефа и значения Яа. Исходя из предположения, что сильного нагрева или плавления внутренних слоев системы не было, то именно поэтому структура образцов в объеме оставалась аморфной. В случае с образцами № 3 и № 4 картина другая. Высокая мощность излучения лазера могла привести помимо нагрева поверхностного слоя до температуры плавления еще и к нагреву до температуры кипения. В результате могло происходить испарение части материла с поверхности образцов. Поэтому на полосе наблюдалось потемнение зоны облучения, а на АСМ-изображениях поверхность выглядит плоской и оплавленной. Сильно нагретый таким образом поверхностный слой мог обеспечивать распространение фронта тепловой волны во внутренние слои системы с расплавлением этих слоев. Возможно, поэтому после остывания регистрировалась кристаллизация сплава FeSi6B16.
Анализ профилей распределения элементов в поверхностных слоях облученных образцов показал следующее явно выраженные изменения состава относительно исходного состояния (рис. 7). Концентрация железа во всех образцах на глубине до 2 нм пониженная, а в образце № 2 еще и на глубине в 7 нм начинает снижаться в глубь образца. На глубине 20 нм содержание железа фиксировалось в количестве 67 ат.%. В образце № 3 содержание железа повышенное практически во всем анализируемом слое. Относительно кремния можно сказать, что для образцов № 3 и № 4 наблюдается его снижение в слое до 2 нм, а для образцов № 1 и № 2 отмечалось снижение до 5 нм. Кроме этого у четвертого образца количество кремния повышается в слое 2^20 нм. Для бора наблюдалось снижение концентрации для образцов № 1, № 3 и № 4, а для образца № 2 характерным было повышенное содержание бора на глубине 17^20 нм.
а) образец № 1 (qy= 1-105 Вт/см2) и образец № 2 (qf= 5-105 Вт/см2);
б) образец № 3 (qf= 2-107 Вт/см2) и образец № 4 (qy= 1-108 Вт/см2)
Рис. 7. Профили концентраций элементов по глубине для облученных образцов FeSí6B16
По видимому наблюдаемое снижение содержания элементов сплава в слое до 5 нм у облученных образцов с меньшим значением плотности мощности лазерного излучения, может быть связано с их еще бóльшим окислением вследствие насыщения расплава кислородом (облучение происходило на воздухе). Для образцов, облученных с бóльшей плотностью мощности лазерного излучения изменение состава, скорее всего, связано с процессами начала кристаллизации сплава.
Измерения микротвердости облученных образцов показали повышение микротвердости с увеличением плотности мощности лазерного излучения (рис. 8). Для образца № 3 и № 4 это, скорее всего, связано с появлением в сплаве кристаллических структур. Возможно, это мог быть образующийся твердый раствор бора в a-Fe, который повышает прочностные свойства сплава. В пользу этого предположения могут служить обработанные РФЭС-данные, показывающие уменьшение концентрации бора в поверхностных слоях, который в результате диффузии мог насыщать внутренние слои сплава. Однако без точной идентификации фазы утверждать это невозможно. Для образцов № 1 и № 2 повышение микротвердости предположительно связано в результате изменения свободного объема в зоне подплавления и распределения в этой области дефектов аморфного сплава (оборванные связи, неправильные связи, поры, трещины и т. п.).
Рис. 8. График изменения микротвердости образцов аморфного сплава Ре816Б16
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Установлено, что сфокусированное лазерное излучение при выбранных значениях плотности мощности лазерного излучения приводит к высокотемпературному нагреву зоны облучения аморфных образцов FeSi6B16. Показано, что с увеличением плотности мощности лазерного излучения, можно добиться либо расплавления только поверхности аморфного сплава или еще и его внутренних слоев. Облучение образцов с плотностью мощности лазерного излучения равной 1 • 108 Вт/см2 приводит к сильному термическому нагреву его поверхностных слоев с распространением фронта тепловой волны во внутренние слои системы. Получившийся в результате этого в объеме расплав после остывания содержит кристаллические фазы. Идентифицировать фазу на дифрактограмме с малым числом отражений не представилось возможным, но можно предположить, что образуется твердый раствор бора в a-Fe. В пользу этого предположения могут служить обработанные РФЭС-данные, показывающие уменьшение концентрации бора в поверхностных слоях, который в результате диффузии мог насыщать внутренние слои сплава. Наблюдаемое при этом повышение микротвердости образцов может быть напрямую связано с образовавшимся твердым раствором бора в a-Fe, который повышает прочностные свойства материалов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Глезер А. М., Молотилов Б. В. Структура и механические свойства аморфных сплавов. М. : Металлургия, 1992. 208 с.
2. Фельц А. Аморфные и стеклообразные неорганические твердые тела / пер. с нем. М. : Мир, 1986. 558 с.
3. Аморфные металлические сплавы / под ред. Ф. Е. Люборского М. : Металлургия, 1987. 584 с.
4. Баянкин В. Я., Васильев В. Ю., Шабанова И. Н. Сегрегационные эффекты на поверхности метастабильных металлических систем. Ижевск : Изд-во ИПМ УрО РАН, 1999. 288 с.
5. Манохин А. И., Митин Б. С., Васильев Б. С., Ревякин А. В. Аморфные сплавы. М. : Металлургия, 1984.
160 с.
6. Арутюнян Р. В., Баранов В. Ю., Большов Л. А., Малюта Д. Д., Себрант А. Ю. Воздействие лазерного излучения на материалы. М. : Наука, 1989. 367 с.
7. Рыкалин Н. Н., Углов А. А., Зуев И. В., Кокора А. Н. Лазерная и электронно-лучевая обработка материалов. М. : Машиностроение, 1985. 496 с.
8. Быковский Ю. А., Неволин В. Н., Фоминский В. Ю. Ионная и лазерная имплантация металлических материалов. М. : Энергоиздат, 1991. 240 с.
THE INFLUENCE OF THE LASER RADIATION POWER DENSITY ON PHYSICAL-CHEMICAL STRUCTURE AND MICROHARDNESS AMORPHOUS ALLOY FeSi6B16
1Zhikharev A. V., 1Bayankin V. Ya., ^ystrov S. G., 1Klimova I. N., 1Kolotov A. A., 2Orlova N. A.
Physical-Technical Institute, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia 2Udmurt State University, Izhevsk, Russia
SUMMARY. In work discusses the results of investigations of the influence of a focused pulsed laser radiation on amorphous alloy FeSi6B16. The methods of scanning probe microscopy, X-ray photoelectron spectroscopy, X-ray diffraction and microhardness measurements show changes in the structure, microhardness, surface topography, redistribution elements in the irradiated system, depending on the various power density of the laser radiation.
It is found that a focused laser radiation at selected values of laser radiation power density leads to high-temperature heating of a radiation area of amorphous samples FeSi6B16. It is shown that with increase in the laser power density can be achieved either melting only the alloy surface or also and his inner layers. The samples were irradiated with the laser power density equal 1-108 W/cm2 leads to a strong thermal heating of his surface layers with spread of the thermal wave front into the inner layers of the system. The melt which has turned out as a result of it in volume after cooling contains crystal phases. Identify the phase on the difraktogramma with a small number of reflections has not been possible, but it is possible to assume that solid solution of boron into a-Fe is formed. In favor of this assumption can be the processed XPS-data showing a decrease in boron concentration in the surface layers due to its diffusion into the inner layers of the alloy. Increased microhardness of samples observed at the same time may be directly related to forming a solid solution of boron in a-Fe, which increases strength properties of materials.
KEYWORDS: laser irradiation, amorphous alloy, non-equilibrium condition, scanning probe microscopy, microhardness.
REFERENCES
1. Glezer A. M., Molotilov B. V. Struktura i mekhanicheskie svoystva amorfnykh splavov [Structure and mechanical properties of amorphous alloys]. Moscow: Metallurgiya Publ., 1992. 208 p.
2. Feltz A. Amorphe und glasartige anorganische Festkörper. Berlin: Akademie, 1983.
3. Amorfnye metallicheskie splavy. Pod red. F. E. Lyuborskogo [Amorphous metal alloys]. Moscow: Metallurgiya Publ., 1987. 584 p.
4. Bayankin V. Ya., Vasil'ev V. Yu., Shabanova I. N. Segregatsionnye effekty na poverkhnosti metastabil'nykh metallicheskikh system [Segregatsionnye effects on a surface of metastable metal systems]. Izhevsk: IPM UrO RAN Publ., 1999. 288 p.
5. Manokhin A. I., Mitin B. S., Vasil'ev B. S., Revyakin A. V. Amorfnye splavy [Amorphous alloys]. Moscow: Metallurgiya Publ., 1984. 160 p.
6. Arutyunyan R. V., Baranov V. Yu., Bol'shov L. A., Malyuta D. D., Sebrant A. Yu. Vozdeystvie lazernogo izlucheniya na materialy [Impact of laser radiation on materials]. Moscow: Nauka Publ., 1989. 367 p.
7. Rykalin N. N., Uglov A. A., Zuev I. V., Kokora A. N. Lazernaya i elektronno-luchevaya obrabotka materialov [Laser and cathode ray processing of materials]. Moscow: Mashinostroenie Publ., 1985. 496 p.
8. Bykovskiy Yu. A., Nevolin V. N., Fominskiy V. Yu. Ionnaya i lazernaya implantatsiya metallicheskikh materialov [Ion and laser implantation of metallic materials]. Moscow: Energoizdat Publ., 1991. 240 p.
Жихарев Александр Владимирович, кандидат технических наук, научный сотрудник, ФТИ УрО РАН, тел. (3412) 431573, e-mail: [email protected]
Баянкин Владимир Яковлевич, доктор технических наук, профессор, главный научный сотрудник, ФТИ УрО РАН, тел. (3412) 430171
Быстров Сергей Геннадьевич, кандидат химических наук, старший научный сотрудник, ФТИ УрО РАН, тел. (3412) 728779, e-mail: [email protected]
Климова Ирина Николаевна, кандидат физико-математических наук, научный сотрудник, ФТИ УрО РАН,
Колотов Андрей Александрович, кандидат физико-математических наук, научный сотрудник, ФТИ УрО РАН, тел. (3412) 430675
Орлова Надежда Александровна, кандидат физико-математических наук, доцент кафедры физики твердого тела, УдГУ, e-mail: orlova@udsu. ru
