ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ

ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО НАУКЕ И ИННОВАЦИЯМ

ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ПРОМЫШЛЕННОСТИ

ВЛАДИКАВКАЗСКИЙ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ ЦЕНТР «БАСПИК»

КАБАРДИНО-БАЛКАРСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ

СЕВЕРО-КАВКАЗСКИЙ ГОРНО-МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ

МАТЕРИАЛЫ

МЕЖДУНАРОДНОЙ

НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКОЙ

КОНФЕРЕНЦИИ

МИКРО– И НАНОТЕХНОЛОГИИ

В ЭЛЕКТРОНИКЕ

2127 сентября 2009 НАЛЬЧИК УДК 621: 531. ББК 31. М Материалы Международной научно-технической конференции «Микро- и нанотехнологии в электронике». Нальчик: Каб.-Балк. ун-т., 2009. 260 с.

В сборнике публикуются материалы докладов, представленных на Международной научно-технической конференции «Микро- и нанотехнологии в электронике».

Конференция проходила в Эльбрусском учебно-научном комплексе КабардиноБалкарского государственного университета с 21 по 27 сентября 2009 г.

Материалы докладов воспроизведены с электронных макетов в авторской редакции.

ISBN Редакционная коллегия Кулов С.К. (ответственный редактор), Молоканов О.А. (ответственный секретарь), Кармоков А.М., Алкацева Т.Д.

ПРОГРАМНЫЙ КОМИТЕТ КОНФЕРЕНЦИИ

Сопредседатели программного комитета Мазуренко С.Н. — проф., руководитель Федерального агентства по наук

е и инновациям, Москва; Третьяков Ю.Д. – д.х.н., проф., академик РАН, декан факультета наук о материалах МГУ, Москва; Борисов Ю.И. — д.т.н., проф., заместитель руководителя Федерального агентства по промышленности, Москва; Кулов С.К. — д.т.н., проф., Генеральный директор ВТЦ «Баспик», Владикавказ; Карамурзов Б.С. — д.т.н., проф., член-корр. РАО, ректор КБГУ, Нальчик Зам. председателя Кармоков А.М. – д.ф.-м.н., профессор, зав. кафедрой МКТЭ КБГУ, Нальчик Алкацева Т.Д. – к.т.н., зам ген. директора ВТЦ «Баспик», Владикавказ Члены программного комитета Молоканов О.А. — к.т.н., КБГУ, Нальчик; Басиев К.Д. — д.т.н., проректор по НРиИД СКГМИ, Владикавказ; Бжеумихов А.А. — к.ф.-м.н., директор Института научного приборостроения (IFG-ISI — Institute for Scientific Instruments), Берлин; Гугучкин В.И. — Генеральный директор ЗАО «Экран-ОС», Новосибирск; Коноплев Б.Г. — д.т.н., проф., декан факультета электроники и приборостроения ТТИ ЮФУ, Таганрог;

Кусраев А.Г. — д.ф.-м.н., председатель ВНЦ РАН и Правительства РСО-А, Владикавказ; Лангхофф Норберт — проф., институт научного приборостроения (IFG-ISI — Institute for Scientific Instruments), Берлин; Лучинин В.В. — д.т.н., проф., директор Центра микротехнологии и диагностики, Санкт-Петербург; Тешев Р.Ш. — д.т.н., проф., декан факультета микроэлектроники и компьютерных технологий КБГУ, Нальчик;

Шебзухов А.А. — д.ф.-м.н., проф., проректор КБГУ, заведующий кафедрой физических основ микро- и наноэлектрники КБГУ, Нальчик УДК 621: 531. ББК 31. ISBN © Кабардино-Балкарский государственный университет, Пленарные доклады УДК 621.383.

ПРОЕКТ «ТЕХНОПАРК» КАК ИНСТРУМЕНТ РЕАЛИЗАЦИИ

ЦЕЛЕВОЙ ИННОВАЦИОННОЙ ПРОГРАММЫ «СТАРТ»

С. К. Кулов, З. М. Хадонов Владикавказский технологический центр «Баспик»

Северо-Кавказский горно-металлургический институт (Государственный технологический университет), г.Владикавказ, РСО-Алания, Россия Известны следующие модели экономики: сырьевая-затратная, технологическая, инновационная. Сырьевая-затратная модель основана на природной ренте, по характеру является, неглубокой переработки, затратной, малоустойчивой при действии внешних факторов. Это по существу колониальная экономика стран-сырьевых придатков. Технологическая модель основана на покупке и освоению достаточно современных технологий, заимствованию чужих достижений. Она характерна для развивающихся стран. Инновационная модель основана на научно-техническом прогрессе, внедрении его достижений в практику. Эта модель основана на внедрении в практику инноваций, т.е. нового, полезного, прогрессивного для общества. Она характерна для США и других высокоразвитых стран мира. Эта модель обладает наибольшей устойчивостью, глубиной переработки природных ресурсов и величиной добавленной стоимости (килограмм нефти стоит 40 центов, килограмм МКП стоит 100 тысяч долларов), основана на новейших высоких технологиях («хай тех») постиндустриальной эпохи.

Соответственно указанным моделям различают технологические уклады, т.е. характерные особенности производительных сил. Передовые страны Запада со второй половины ХХ века приступили к освоению 5-го технологического уклада, основанного на микроэлектронике, а в настоящее время осваивают 6 технологический уклад, основанный на нанотехнологиях. Указанные новейшие уклады характеризуются также развитием информационных технологий, комплексной автоматизацией и компьютеризацией производства и управления, резким усилением творческого фактора, формированием «обучающейся» организации «общества знания» на производстве.

Инновационная модель развития государства и его регионов требует, во-первых, государственной инновационной политики, во-вторых, формирования и совершенствования инновационной системы генерации, продвижения и использования инноваций.

В последние годы руководство Российской Федерации предпринимает серьезные усилия по переводу экономики России на рельсы инновационной модели. Выпущен целый ряд знаковых государственных документов, принят ряд важных федеральных целевых инновационных программ. Тем не менее, внедрение инновационной модели идет очень медленно и трудно, а сегодня доля высокотехнологичной продукции России на рынке ничтожна (менее 0,4 % мирового объема высокотехнологичной продукции). Экономика России сегодня сохраняет сырьевую направленность, а экспорт изделий электроники из России очень мал (Китай в первой половине 2009 г. экспортировал изделий электроники на 60 млрд. долларов).

Республика Северная Осетия-Алания сравнительно бедна природными ресурсами, однако традиционно отличается высоким образовательным уровнем населения. В последнее время наметилось определенное понимание, что в РСО-Алания, как и в России, альтернативы инновационному пути нет. Принятие целевой программы «Старт» по развитию высоких фотоэлектронных нано-микротехнологий и изделий явилось началом воссоздания высокотехнологичной электронной отрасли республики. Однако принципиальным является вопрос: в каком виде будет восстанавливаться отрасль?

Ранее практиковавшаяся в СССР в условиях административнокомандной системы инновационная модель министерство – главк – объединение – предприятие – СКТБ – производственные цеха принципиально непригодна для инновационной экономики ХХI века. Основой модели должно быть частное малое инновационное высокотехнологическое предпринимательство. Основой инновационной системы должны быть сетевые системные структуры малых инновационных предприятий: техноцентры, бизнес-инкубаторы, центры трансфера технологий, технопарки и, наконец, технополисы.

В соответствии с этим в рамках программы «Старт» приоритет придается проекту «Технопарк» по созданию базовой системной сетевой структуры субъектов инновационной деятельности по всему циклу «исследование-производство» в соответствии с задачами программы «Старт».

Учредителями технопарка являются ВТЦ «Баспик» и завод «Гран», связанные договором совместной деятельности. Технопарк развивается на площадке завода «Гран» (6 га). Управляющей компанией является ВТЦ «Баспик». Структура технопарка включает: а) инноваторов (малых инновационных предприятий), б) субъектов инфраструктуры, которые обеспечивают создание и продвижение инноваций. В настоящее время идут процессы формирования инфраструктуры и одновременно проводятся НИОКР, работы по подготовке производства. На очереди дня организация малых инновационных предприятий по направлениям деятельности. Технопарк активно развивается по всем направлениям деятельности. формирует партнеров, в том числе иностранных. Уже сегодня можно заключить, что решение о создании технопарка является оптимальным и правильным.

УДК 536. 421.1: 544.015.

РАЗМЕРНЫЙ ЭФФЕКТ ТЕМПЕРАТУРЫ

ПЛАВЛЕНИЯ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ ЧАСТИЦ

Т. М. Таова, М. Х. Хоконов, Б. С. Карамурзов, Р. И. Тегаев, Х. Б. Хоконов Кабардино-Балкарский государственный университет, Нальчик Вводные замечания Характерной особенностью наночастиц является высокая чувствительность их свойств от способов и физико-химических условий их получения, от их геометрических размеров. Такие свойства нанообъектов, как температура фазовых переходов и теплоемкость, поверхностная энергия и адгезия, смачиваемость поверхности твердого тела нанокаплей и работа выхода электрона, химическая активность и другие свойства испытывают изменения в зависимости от изменения размеров нанообъектов. Высокая чувствительность свойств наночастиц к условиям их синтеза позволяет изменять их свойства в широких пределах, получать материалы с нужными свойствами. Поэтому представляют большой научный и практический интерес исследования строения и свойств малоразмерных частиц для разработки новых технологий наноматериалов.

Возможное понижение температуры плавления малых частиц было высказано Дж. Томсоном (1888 г.), который установил, что температура плавления частицы уменьшается обратно пропорционально ее радиусу.

Теоретически указанная проблема более корректно была рассмотрена Павловым П. (1909 г.). Затем задача решалась с использованием различных термодинамических моделей и методами построения микроскопических теорий. Анализ результатов теорий и данных экспериментов показал, что более успешным является термодинамический подход.

Состояние исследования размерной зависимости температуры плавления малых частиц Обзор исследований по размерному эффекту температуры плавления металлических частиц приводится в работах [26]. Несмотря на большое количество теоретических и экспериментальных исследований, пока нет ответов на такие принципиальные вопросы, как механизм и природа плавления наночастицы; нет экспериментальных методов, позволяющих достоверно определить начало плавления наночастицы, следовательно, достоверно и температуру плавления; результаты экспериментальных и теоретических исследований обнаруживают не только значительное количественное различие, но и качественное для одного и того же металла получают как понижение, так и повышение температуры плавления при уменьшении размера частицы. Пока нет метода прямого визуального наблюдения начала плавления и всего процесса перехода в жидкое состояние и др. Твердо установлено лишь одно в условиях высокого вакуума или инертной среды температура плавления частицы понижается с уменьшением ее размера в интервале от 20 нм до 12 нм.

Впервые задача о температуре плавления малого образца была рассмотрена Павловым П. [1], который исходил из условия термодинамического равновесия жидких и кристаллических сферических частиц радиусом R и равной массы с собственным паром. Развивая идеи Павлова П., Хилл Т.Л. [7] получил формулу:

где T0 и TR температуры плавления массивного тела и малого образца радиуса R, пл и тв теплота плавления и объем одного моля вещества, тв и ж плотности кристаллической и жидкой фаз, тв и ж – поверхностные натяжения твердого тела и расплава. Формула (1) определяет по существу температуру тройной точки. В ряде работ для описания температуры плавления малых частиц используется представление о поверхностном плавлении. В этом случае для определения температуры плавления малой частицы ТR рассматриваются условия равновесия между кристаллическим ядром радиуса r и окружающим его жидким слоем радиуса R и толщиной 0 [8, 11, 14]. Получено выражение где Rж = ( rтв + 0 ) радиус расплавленной частицы, rтв – радиус твердого ядра, окруженного жидкой оболочкой толщиной 0, и Тв.Ж. межфазная энергия границы кристалл собственный расплав. Соотношение (2) содержит экспериментально трудно определяемые параметры 0 и тв.ж..

Эта модель используется рядом авторов при обработке результатов по плавлению островковых пленок.

Другой подход к механизму плавления нанообъектов, предложенный В.П. Скриповым с сотрудниками [5, 8], состоит в учете влияния поверхностных гетерофазных флуктуаций на термодинамическое равновесие в системе твердых и жидких частиц равной массы. Начало процесса плавления сводится к случайному возникновению зародышей жидкой фазы на поверхности наночастицы. Для температуры плавления малых частиц радиусом r получено соотношение где коэффициенты а > 1 и b > 1 дают поправки к указанным выше параметрам тв.ж и 0 для согласования результатов расчетов с экспериментальными данными.

Авторы [1013] осуществили проверки флуктуационного механизма плавления малых частиц, имитирующего наличие жидкой оболочки у твердого ядра, используя методику сканирующей электронографии, и показали, что зависимости Т(r) удовлетворительно описываются выражением (3).

Для Sn, Рb [10] и А1 [5] значения параметров следующие: для Sn а = 1,3, b = 3 и тв.ж. = 60 мДж/м2; для Рb а = 1,3, b = 2,0, и тв.ж. = 40 мДж/м2;

для А1 а = 1,3, b = 3 и тв.ж. = 60 мДж/м2. Поправка * слабо зависит от размера и составляет 0,40,6 нм для металлов в интервале размеров 310 нм.

Таким образом, рассмотрение различных термодинамических вариантов приводит к выводу о понижении температуры плавления малых частиц с уменьшением их размера. Имеются попытки использовать соотношения (1)(3) для определения величины поверхностной энергии твердого тела тв и межфазной энергии границы кристаллсобственный расплав тв.ж по экспериментальной зависимости Т(r) [1114]. Детальный анализ данных по величинам межфазных энергий Тв.Ж, выполненный в работе [6], показал, что величины Тв.Ж., определенные для ряда металлов по уравнению (2), плохо коррелируют с соответствующими значениями Тв.Ж, полученными из других независимых опытов, например, по максимальному переохлаждению при кристаллизации малых капель, либо по измерениям двухгранных углов разориентировки зерен.

Экспериментальное исследование зависимости температуры плавления малых частиц от их размеров достаточно сложная задача. Первые эксперименты проведены Такаги М. [9], которая методом электронографии определила снижение температуры плавления Pb, Sn и Bi в пленках толщиной ~5 нм. Снижения температур составили 41, 30 и 23 К, соответственно. Затем последовало большое число работ по изучению зависимости температуры плавления от размера металлических частиц методами электронографии и электронной микроскопии, сканирующей нанокалориметрии и измерения емкости, рентгеновской микроспектроскопии и др. [26].

На рис. 1 (а и б) в качестве примеров приводятся данные о размерной зависимости температуры плавления наночастиц островковых пленок Pt [17], А1 [10] и Аu [11], полученные методами электронографии и электронной микроскопии.

Рис. 1. Зависимость температуры плавления от радиуса наночастиц в островковых пленках алюминия [10], золота [11] и платины [17] Следует отметить, что авторы работы [15], используя сканирующую нанокалориметрию в сочетании с высокоразрешающей растровой электронной микроскопией, определили зависимость скрытой теплоты плавления пл от размера наночастиц Sn, получаемых конденсацией на инертную подложку нитрида кремния (рис. 2).

Рис. 2. Размерная зависимость теплоты плавления наночастиц олова [15] Как видно, для частиц Sn размером менее 5 нм величина пл составляет не более 20% от значения для массивных образцов. По данным нанокалориметрических измерений толщина жидкого слоя наночастицы олова 01,6 нм, а по результатам электронно-микроскопических наблюдений момента плавления наночастиц 0=1,8 нм. За последние годы в ряде работ с использованием микрокалориметрии наблюдалось уменьшение теплоты плавления для наночастиц олова и других металлов при одновременном понижении их температуры плавления. Эти данные могут играть важную роль при объяснении размерного эффекта температуры плавления наночастиц.

Таким образом экспериментальное изучение размерной зависимости температуры плавления представляет большую сложность, которая связана как с получением частиц и определением их размеров, так и с установлением начала плавления их и измерением температуры. Предложено много методов исследований размерного эффекта температуры плавления металлических частиц для изучения плавления островков в пленках металлов и бинарных сплавов [6]. В последнее время большое внимание уделяют применению методов электронной микроскопии высокого разрешения, которые позволяли бы наблюдать плавление отдельных наночастиц и однозначно установить связь температуры плавления с их размерами. Можно надеяться, что представленная в работе [18] экспериментальная установка позволит решить эту задачу.

Расчет размерного эффекта температуры плавления металлических наночастиц Экспериментальные данные по Т(r), получаемые различными методами, количественно слабо согласуются для большинства металлов. Повидимому такое различие экспериментальных данных по T(r) связано с методикой определения температуры плавления. Большинство методов фиксирует момент плавлении наночастиц после того, когда наночастица покрывается жидкой пленкой нескольких атомных слоев. Следовательно, определяется не температура начала плавления наночастицы, а температура системы из твердой наночастицы и жидкой оболочки некоторой толщины. Поэтому для сравнения с результатами экспериментов надо решить задачу о температуре равновесия трех фаз твердая частица 1 радиуса r – жидкая пленка 2 радиуса R – насыщенный пар 3 (рис. 3).

Рис. 3. Схема плавления сферической частицы.

Рассмотрим систему из трех фаз: твердое тело 1 в виде сферы радиуса r, покрытое слоем собственного расплава 2 радиуса R и толщиной и окруженное газовой средой 3 при давлении Р3 и температуре Тi в условиях термодинамического равновесия. Тогда тепловое равновесие будет Т1 = Т2 = Т3 = Т, а химическое равновесие Здесь Ti и Pi - температура и давление, а i - химический потенциал i-ой фазы на одну частицу. В микрогетерогенной системе поверхностные натяжения на границах твердое тело – расплав 12 (r ) и расплав – газ 23 ( R) являются функциями размера фаз. Давления в фазах Рi связаны уравнениями механического равновесия Запишем химические потенциалы в фазах 1 и 2 через Р3, разложив их в ряд по Рij Теперь малая вариация температуры системы на dT приведет к изменению химпотенциала на d i ( Pi, T ). Тогда из (4) будем иметь d 1 ( P, T ) = d 2 ( P2, T ). Подставив сюда (7) и (8), раскрыв дифференциалы где 21 теплота плавления твердого тела, приходящаяся на одну частицу.

Интегрируем (9) от начала плавления твердого тела при температуре T(R) до T(r), когда образовался жидкий слой, толщиной = R r :

Интегрирование (10) после некоторого преобразования дает Уравнение (11) выражает температуру плавления T(r) сферической частицы твердого тела радиуса r, покрытой тонким слоем собственного расплава, через температуру плавления T(R) частицы размера R. Надо выразить T(r) через температуру плавления макротела T(). Для этого в начале плавления условия равновесия системы твердое тело 1 размера R на границе с паром 3 приводят к выражению, подобному (11):

где 13 поверхностная энергия твердого тела на границе с паром, 13 - теплота сублимации на одну частицу. Соответственно для границы 2-3, когда расплав имеет радиус R, будем иметь Имея в виду, что T(R) есть температура равновесия в системе твердое тело - расплав, вычтем (13) из (12):

Учтем, что 13 23 = 12, а при смачивании поверхности твердого тела собственным расплавом выполняется соотношение 13 ( R) = 12 ( R) + 23 ( R)cos, угол смачивания (0 1.

Легко видеть, что объем нанокристалла V в (3) зависит от формы системы (т.е. от величины f) только через зависимость c(N, f). Если форма нанокристалла и его кристаллическая структура не меняются с температурой при T = 0 K, то из (2) получим предельное значение для изобарической температурной производной поверхностной энергии:

( / T)P = ( / T)V + ( / V)T V p, и учтя, что коэффициент теплового расширения при 0 K равен нулю: p (0 K) = 0, получим:

С ростом температуры энтропия системы должна расти, поэтому функция в квадратных скобках в (1) должна быть отрицательна, т.е. имеем:

Предельные значения (4), (5) и неравенство (6) справедливо при любом размере и форме нанокристалла, при любой структуре кристалла, при любой плотности и давлении в веществе.

Пусть взаимодействие атомов описывается парным потенциалом Ми-Леннарда-Джонса:

где D и ro – глубина и координата минимума потенциальной ямы, b > a.

Тогда, как показано в [2, 3], для нанокристалла в виде прямоугольного параллелепипеда с варьируемой формой поверхности, при использовании приближения взаимодействия «только ближайших соседей», и моделируя колебательный спектр моделью Эйнштейна, для удельной поверхностной энергии грани (100), ее производной по температуре T можно получить:

где R = ro / c, kb – постоянная Больцмана, e – температура Эйнштейна, – параметр Грюнайзена (метод их расчета описан в [5]), kn(N, f) – среднее (по всему нанокристаллу) значение первого координационного числа, kn*(N, f) = kn(N, f)/kn(N=) = 1 – Zs(f) (2/N)1/3, U(R) = (a Rb – b Ra) / (b – a), Le(N, f) = U(R) + 18 [ / (b + 2)][kb e(N, f) / D kn(N, f)] Ew(y), y = e / T, Функция CE(y) описывает поведение изохорной теплоемкости в модели кристалла Эйнштейна: CE(T = 0 K) = 0; CE(T >> e) = 3.

Введем безразмерную функцию производной поверхностной энергии Тогда при T >> e из (9) можно легко получить выражение:

Для «не квантовых» кристаллов (где энергия «нулевых колебаний»

много меньше глубины потенциала (7): D) параметр Грюнайзена равен [5]:

( b + 2 ) / 6, и практически не зависит от размера нанокристалла. Это позволяет упростить (10) к виду:

где коэффициент: 0 < s < 1/3, зависит только от структуры вещества:

s = (3 kp / 4 )2/3 = 0.3150 для kp = 0,7405, т.е. kn(N=) = 12, Из (11) следуют два предельных значения: для макрокристалла (N=), и минимального нанокристалла (Nmin=INT[23/]) в форме куба (f=1):

Как видно из выражения (11), величина (T >> e, c, N, f) тем больше, чем плотнее структура и чем меньше величина «размерного аргумента» kn*. Таким образом, функция (T >> e, c, N, f) растет либо при «изоморфном» (при данном f) уменьшении размера нанокристалла, либо при «изомерном» (при данном N) отклонении формы нанокристалла от формы куба.

Работа выполнена при поддержке Программы Президиума РАН (проект № 12.1.19) и РФФИ (грант № 09 – 08 – 96508-р-юг-а).

1. Климонтович Ю.Л. Статистическая физика. – М.: Наука, 1982. – 608 с.

2. Магомедов М.Н. // Физика Твердого Тела. 2004. Т. 46. № 5. С. 924 – 937.

Магомедов М.Н. // Теплофизика Высок. т-р. 2005. Т. 43. № 6.С.870–879.

4. Магомедов М.Н. // Теплофизика Высок. т-р. 2009. Т. 47. № 1. С. 49 – 60.

5. Магомедов М.Н. // Физика Твердого Тела. 2003. Т. 45. № 1. С. 33 – 36.

УДК 621.315.

ОМИЧЕСКИЙ КОНТАКТ К ШИРОКОЗОННЫМ ПОЛУПРОВОДНИКАМ

Б. А. Билалов**, Р. Ш. Тешев***, А. Р. Кушхов* Государственный Технологический Университет «Московский Институт Стали и Сплавов», Москва Дагестанский Государственный Технологический Университет, Кабардино-Балкарский Государственный Университет, Нальчик Обобщены опубликованные результаты по физике и технологии получения омического контакта к нитриду галлия n- и p-типа проводимости.

Рассмотрены особенности методики определения электрического сопротивления омических контактов к нитриду галлия. Приводятся практические результаты численных расчетов удельного контактного сопротивления для различной геометрии контактных площадок. Дан анализ результатов по особенностям подготовки поверхности полупроводниковой подложки перед нанесением контакта. Приведены сравнительные результаты по вольт-амперным характеристикам гетероструктур металл-n-GaN и p-GaN. Рассмотрены особенности физических и технологических процессов формирования омического контакта к нитриду галлия n- и p-типа проводимости при использовании различных сочетаний пленок металлических полупроводников.

К настоящему времени, создана технология, позволяющая создавать омические контакты к широкозонным полупроводникам на основе GaN, решены основные задачи по уменьшению удельного сопротивления получаемых контактов.

Как следует из модели контакта Шоттки, для формирования низкоомных омических контактов высота должна быть небольшой, а также полупроводник должен быть сильно легирован для того, чтобы электроны могли туннельно проходить через барьер. Таким образом для формирования низкоомных контактов к n-области GaN необходимо использовать металлы с низкой работой выхода (типа Ti), а в качестве металла для pслоев – с большой работой выхода (например, Pt, Pd и Au).

Использование модифицированной схемы металлизации Ta/Ti/Al/Au позволило уменьшить сопротивление контакта к n-области GaN до 6•107 Ом•см2. Это объясняется формированием на границе металлполупроводник слоя, состоящего из смеси TaN и TiN, что приводит к увеличению числа вакансий азота в приповерхностном слое GaN, и, следовательно, повышению электронной проводимости.

Однако, несмотря на имеющиеся успехи, все еще остаются проблемы по созданию низкоомных контактов к p-слоям GaN и других нитридов III группы.

УДК 541.135.

ИССЛЕДОВАНИЕ ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКОГО ПОВЕДЕНИЯ ИОНОВ

ВОЛЬФРАМА, МОЛИБДЕНА, УГЛЕРОДА И ЖЕЛЕЗА (КОБАЛЬТА,

НИКЕЛЯ) В ВОЛЬФРАМАТНО-КАРБОНАТНОМ РАСПЛАВЕ

Х. Б. Кушхов, М. Н. Адамокова, В. А. Квашин, А. Л. Карданов Кабардино-Балкарский государственный университет, Нальчик Повышенный интерес к вопросам разработки новых эффективных методов получения тугоплавких соединений продиктован непрерывно расширяющимся их использованием для нужд современной техники. Карбиды переходных d-металлов IVVI групп известны как самые тугоплавкие и твердые из всех соединений. Благодаря этому в современной технике карбиды используют в производстве конструкционных и инструментальных материалов, способных работать при высокой температуре, в агрессивных средах и при больших нагрузках.

В основе высокотемпературного электрохимического синтеза карбидов вольфрама и молибдена лежит многоэлектронные электрохимические процессы совместного или последовательного выделения вольфрама, молибдена и углерода на катоде и их последующее взаимодействие на атомарном уровне с образованием наноразмерных порошков карбидов вольфрама и молибдена. В виду того, что взаимодействие вольфрама, молибдена и углерода на катоде происходит практически на атомарном уровне (кластеров), то уменьшение размеров наночастиц вольфрама, молибдена и углерода ведет к увеличению доли поверхностной энергии и, следовательно, к снижению температуры взаимодействия вольфрама, молибдена с углеродом с образованием карбидов вольфрама и молибдена.

Карбонат лития в вольфраматном расплаве восстанавливается при потенциале (1,01,3) В. Следовательно, для совмещения потенциалов выделения углерода, молибдена и вольфрама требуется управление факторами, влияющими на скорость восстановления углерода. В исследуемой системе этим условием является концентрация Li2CO3. При добавлении в вольфраматно-молибдатный расплав Na2WO4-Li2WO4 (20,0 моль. %) Li2MoO4 (20,0 моль. %) карбоната лития перед волной совместного электровосстановления ионов MoO42 и WO42 координированных катионом лития появляется в области более положительных потенциалов – (1,11,3) В волна восстановления карбонат- ионов, координированных катионом лития.

При добавлении карбоната лития в вольфраматно-молибдатный расплав изменяется также форма волны анодного растворения катодного продукта. На анодной части наблюдается волна растворения металлической фазы карбида, а при потенциалах (0,2500) В появляется волна растворения углерода. Рентгенофлуоресцентный анализ катодных осадков карбидов вольфрама и молибдена подтвердил наличие элементов вольфрама и молибдена. Рентгенофазовый анализ гальваностатического электролиза расплавленной системы Na2WO4-Li2WO4 (10,020,0 моль. %) Li2MoO (5,020,0 моль. %) Li2CO3 (5,010,0 моль. %) в интервале плотностей тока (0,0501,0) А/см2 показал наличие в катодном осадке фазы двойного карбида (Mo,W)2C.

Опираясь на результаты проведенных исследований нами для экспериментальной оценки возможности совместного выделения углерода, вольфрама, молибдена и металлов триады железа выбраны системы на основе Na2WO4-Li2WO4-Li2MoO4-МeWO4-Li2CO3 (где Ме – Fe, Со, Ni).

Добавление к расплаву Na2WO4 вольфрамата железа приводит к появлению волны восстановления при потенциалах (0,91,1) В относительно платино-кислородного электрода сравнения. Повышение концентрации вольфрамата железа приводит к повышению тока волны восстановления.

Появление этой волны мы связываем с восстановлением ионов железа и выделением металлического железа. Рентгенофазовый анализ продукта потенциостатического электролиза при потенциалах этой волны показал наличие в катодном осадке металлического железа. При добавлении в расплав 20,0 моль. % вольфрамата лития приводит к появлению при потенциалах (1,81,9) В волну восстановления вольфрамат-иона координированного катионом лития. При последующем добавлении 20 моль. % молибдата лития на вольтамперных зависимостях наблюдается сильно растянутая по оси потенциалов волна восстановления ионов железа, молибдат- и вольфрамат-ионов координированных катионом лития. Введение карбоната лития в вольфраматно-молибдатный расплав, содержащий FeWO4 не приводит к появлению дополнительных волн, однако наблюдается повышение высоты и наклона волны и смещение ее в положительную область потенциалов на 100150 мВ.

Аналогичная картина имеет место в случае добавления в вольфраматно-молибдатно-карбонатный расплав вольфрамата кобальта или вольфрамата никеля. Отличие состоит в том, что ионы кобальта и никеля восстанавливаются при более положительных потенциалах (0,30,6) В.

Рентгенофазовый анализ продуктов электролиза расплавленных систем Na2WO4-Li2WO4-Li2MoO4-MeWO4-Li2CO3 (где Me Fe, Co, Ni) показал наличие следующих фаз: WC, W2C, Mo2C, Fe7W6, Fe3W3C, Fe4W4C, Co2W4C, Co3W3C, Co7W6, CoC, NiC, NiW.

Рентгенофлуоресцентный анализ подтвердил наличие элементов никеля, железа и кобальта, молибдена и вольфрама в катодных осадках. Таким образом, показана принципиальная возможность электрохимического легирования двойных карбидов молибдена и вольфрама металлами триады железа.

УДК 541.135.

ТУГОПЛАВКИЕ НАНОРАЗМЕРНЫЕ ПОРОШКИ НА

ОСНОВЕ ВОЛЬФРАМА И МЕТАЛЛОВ ТРИАДЫ ЖЕЛЕЗА

А. Л. Карданов, Ф. Ю. Кучмезова, Е. Ю. Аппаева Кабардино-Балкарский государственный университет, Нальчик Главными свойствами вольфрама являются коррозионностойкость, твердость и тугоплавкость. Сплавы вольфрама занимают первенство по этим свойствам среди всех остальных типов металлов и сплавов. Сплавы вольфрама с железом, никелем и кобальтом в зависимости от соотношения компонентов образуют либо твердые растворы, либо интерметаллические соединения (химические соединения металлов), а в присутствии углерода – смешанные карбиды вольфрама и железа, придающие металлу еще большую твердость.

Для получения твердосплавных композиций на основе вольфрама и металлов триады железа необходимым условием является совмещение потенциалов электровыделения вольфрама и металлов триады железа. Поэтому для создания сплавов на основе вольфрама и металлов триады железа необходимо было исследовать электрохимическое поведения расплава Na2WO4-Li2WO4-MeWO4 (Me-Ni, Co, Fe) и установить возможность совместного электровыделения металлов триады железа с вольфрамом из оксидных расплавов. Так в ходе проведенных исследований было установлено, что введение первых порций вольфрамата никеля в фоновый электролит – вольфрамат натрия приводит к появлению небольшого пика волны восстановления ионов никеля при потенциале –(0,50,6) В относительно платино-кислородного электрода сравнения. Была установлена линейная зависимость роста плотности тока от концентрации. Из исследований по растворимости вольфрамата никеля в вольфрамате натрия можно сделать вывод, что максимальная концентрация вольфрамата никеля, которую можно ввести в данный расплав составляет порядка 3,0·104 моль/см3, что соответствует 2,53,0 мас. %. С последующим увеличением концентрации вольфрамата никеля зависимость плотности тока пика электровосстановления NiWO4 от концентрации перестает быть линейной, что объясняется достижением предельной растворимости вольфрамата никеля в вольфрамата натрия. Далее в расплав мы вводили вольфрамат лития для получения электрохимически активных частиц вольфрама ионов WO42, катионизированных ионами лития. Введение вольфрамата лития приводит к появлению волны электровосстановления вольфрама при потенциале –(1,61,8) В относительно платино-кислородного электрода сравнения. Разница в потенциалах выделения никеля и вольфрама в данном расплаве составляет порядка 1,0 В. Увеличение концентрации вольфрамата лития до 40 моль. % не приводит к сближению потенциалов выделения никеля и вольфрама, но наблюдается кажущееся смещение всей вольтамперной зависимости в положительную область потенциалов, вызванного изменением потенциала платино-кислородного электрода сравнения.

Рентгенофазовый анализ катодных осадков, полученных при потенциале (1,61,8) В показал наличие фазы металлического Ni, W и сплава NiW.

Аналогично были проведены исследования совместного электровосстановления ионов вольфрама и кобальта (железа). В результате чего было установлено, что максимальная концентрация вольфрамата кобальта, которую можно ввести в данный расплав составляет практически такой же порядок как и предельно допустимая концентрация вольфрамата никеля 3,0·104 моль/см3 (для вольфрама железа это значение составляет до 1,0·103 моль/см3 или до 8 мас. %) что значительно выше чем у никеля и кобальта. Потенциал электровосстановления ионов кобальта на фоне вольфрамата натрия составляет –(0,50,8) В. Потенциал электровосстановления ионов железа в расплаве вольфрамата натрия составляет (1,11,2) В относительно платино-кислородного электрода сравнения. Однако, с увеличением концентрации FeWO4 выше 3,0·104 моль/см3 на вольтамперограммах появляется вторая волна при потенциале (1,21,4) В. Добавление вольфрамата лития приводит к проявлению волны восстановления ионов вольфрама, также за счет образования электроактивных частиц при потенциале (1,51,7) В относительно платино-кислородного электрода сравнения. Рентгенофазовый анализ катодных осадков, полученных при потенциале (1,51,7) В показал наличие металлической фазы W, и интерметаллидов Со7W6, Co3W. На основе анализа вольтамперных зависимостей вольфраматного расплава содержащего вольфраматы металлов триады железа можно предположить, что в реакциях:

при переходе от вольфрамата никеля к вольфрамату железа равновесие смещается значительнее в сторону образования дивольфрамат ионов W2O72-. Электровосстановление ионов W2O72 осуществляется при потенциалах близких к потенциалу восстановления ионов железа, что объясняет появление металлического вольфрама в катодном продукте при электролизе расплава Na2WO4-FeWO4 в отличие от системы Na2WO4-NiWO4, Na2WO4-CoWO4. В последнем случае, как было показано выше, катодный осадок состоит из металлического Ni и Co.

Таким образом, электролизом вольфраматно-карбонатного расплава содержащего ионы металлов триады железа реализован электрохимический синтез твердосплавных композиций на основе вольфрама и металлов триады железа.

УДК 541.

ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКИЙ СИНТЕЗ НАНОДИСПЕРСНЫХ

ПОРОШКОВ БОРИДОВ ИТТРИЯ В ГАЛОГЕНИДНЫХ РАСПЛАВАХ

Х.Б. Кушхов, Д.Л. Шогенова, А.А. Асанов, Х.А. Желигаштов Кабардино-Балкарский государственный университет, Нальчик Уникальные свойства иттрия и его соединений обусловлены тем, что свойства атомов иттрия сохраняются и в кристаллической решетке, что приводит к большому разнообразию магнитных и других физических свойств, играющих важную роль в кинетических явлениях, оптике, магнетизме и т.д. Бориды иттрия применяется в качестве катода для мощных генераторных устройств, успешно заменяя металлические, а также в разборных системах различных электронных устройств. Применение нанофазных сплавов по сравнению с субмикрометровыми твердыми материалами показывают повышенную твердость, износостойкость и т.д.

Таким образом, задача получения этих материалов является весьма актуальной. Из всех существующих методов получения боридов иттрия и тройных соединений на основе иттрия, бора и металлов триады железа, способных решить задачу получения их в виде наноразмерных порошков весьма перспективным является электрохимический синтез из ионных расплавов (ВЭС).

В представленной работе приводятся результаты исследования механизма совместного электрохимического восстановления ионов иттрия с бором на фоне галогенидных расплавов и электрохимический синтез соединений на их основе.

Для изучения совместного электровосстановления электровосстановление ионов иттрия с ионами бора в эквимольный расплав NaCl–KCl, содержащей трихлорида иттрия последовательно вводили фторборат калия. Введение фторборат-ионов в расплав NaCl – KCl, содержащий хлоридные комплексы иттрия, приводит к изменению формы вольтамперограмм, как катодного, так и анодного участков. На катодной части вольтамперограмм при потенциалах –(1,51,6) В гораздо положительнее электровосстановления комплексов иттрия появляется волна восстановления фторборат-ионов, которая растет с увеличением концентрации. Волны восстановления фторборат-иона в этом случае оказываются неярко выраженными и растянутыми по оси потенциалов. С увеличением концентрации фторборат-иона по отношению к исходной концентрации хлоридных комплексов иттрия на циклической вольтамперограмме происходит слияние волны электровосстановления фторборат-иона и хлоридных комплексов иттрия в растянутую по оси потенциалов волну восстановления. На анодных участках циклической вольтамперограммы наблюдаются волны окисления продуктов катодного цикла. Такая картина свидетельствует об образовании боридов иттрия с полупроводниковым характером проводимости.

Полученные результаты по совместному электровосстановлению были взяты за основу при поиске условий высокотемпературного электрохимического синтеза боридных фаз иттрия.

Электросинтез боридов иттрия осуществляли в расплавленной смеси KCl NaCl – KBF4 при температуре 973 К на серебряном электроде. В этой системе в зависимости от состава и параметров электролиза получались как индивидуальная фаза бора, так и смеси фаз боридов иттрия, но основным продуктом является высший борид иттрия YB6. При выборе концентрационных соотношений YCl3 и KBF4 необходимо принимать во внимание первую стадию электросинтеза, в течение которой идет выделение более электроположительного компонента бора. Выделение же иттрия начинается по мере выработки фторбората калия. В целом процесс электросинтеза боридов иттрия определяется следующими взаимосвязанными параметрами: составом электролитической ванны, напряжением на ванне, продолжительностью электролиза, температурой.

Состав продуктов электролиза определен рентгенофазовым анализом. Выход по току 8285 %. Удельная поверхность порошка, 30,033,5 м2/г. Таким образом, получена достоверная информация о фазовом составе синтезированных посредством электролиза соединений. Показана возможность прямого электрохимического синтеза соединений YB2 и YB6 в галогенидных расплавах.

На основании вольтамперных исследований и фазового анализа продуктов потенцио- и гальваностатического электролиза можно сделать вывод, что процесс электросинтеза можно представить в виде последовательных стадий:

выделение более электроположительного компонента (бор);

выделение более электроотрицательного компонента (иттрий) на предварительно выделенном боре;

взаимная диффузия иттрия и бора с образованием соединений YB и YB6.

Электрохимические процессы, происходящие при образовании данных соединений, можно представить следующими уравнениями:

где n=1, m=2, 6.

УДК 541.

ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКИЙ СИНТЕЗ ДВОЙНЫХ

СОЕДИНЕНИЙ НА ОСНОВЕ ИТТРИЯ И АЛЮМИНИЯ

Х. Б. Кушхов, Д. Л. Шогенова, Х.А. Желигаштов, А.А. Асанов Кабардино-Балкарский государственный университет, Нальчик Иттрий является металлом, обладающим рядом уникальных свойств, и эти свойства в значительной степени определяют очень широкое применение его и его сплавов в промышленности сегодня и, вероятно, ещё более широкое применение в будущем. Особенно перспективно применение алюминиевых сплавов, легированных иттрием; они относятся к высокопрочным свариваемым термически упрочняемым сплавам, которые успешно используются в изделиях авиакосмической промышленности, атомная техника, автомобилестроение.

Целью данной работы было исследование совместного электровосстановления ионов иттрия с ионами алюминия на фоне эвтектического расплава KCl-NaCl-CsCl на вольфрамовом электроде, а также синтез интерметаллических соединений на их основе.

Для исследование совместного электровосстановления иттрия и алюминия на вольфрамовом электроде последовательно вводили в расплав гексафторалюминат натрия и трихлорид иттрия.

Волна электровосстановления фторалюминат-иона на серебряном электроде находится в области потенциалов –(2,0 2,3) В относительно стеклоуглеродного электрода сравнения. Она имеет s-образную форму, растянута по оси потенциалов. Кривые 2 и 3 соответствуют совместному электровосстановлению комплексов иттрия и алюминия. На анодной части видны две растворения продуктов катодного цикла. При увеличении концентрации иттрия и алюминия наблюдается рост предельного тока и смещении потенциалов в отрицательную область на катоде. Надо отметить, что волны электровосстанановления фторалюминат-иона удается обнаружить при довольно высоких концентрациях (1,5-2,0 ·10-4 моль/см3).

Исследования совместного электровосстановления иттрия и алюминия были проведены также при более высокой температуре в эквимольном расплаве NaCl – KCl.По сравнению с аналогичными процессами, происходящими более низкой температуре, процесс совместного электровыделения иттрия и алюминия в расплаве NaCl – KCl (973 К) протекает глубже, т.е. процесс сплавообразования выражен сильнее.

Таким образом, результаты вольтамперных измерений говорят о возможности осуществления совместного электровосстановления различных комплексных ионных форм иттрия и алюминия и электрохимического получения соединений AlxYy в различных соотношениях.

Электрохимические процессы, происходящие при образовании интерметаллидов можно представить следующими уравнениями:

Результаты исследования электрохимического поведения хлоридных расплавов, содержащих комплексные хлоридные ионы иттрия алюминия говорят о возможности осуществления электрохимического синтеза различных интерметалличеких соединений на их основе. Эти результаты были взяты за основу при поиске условий высокотемпературного электрохимического синтеза.

Электросинтез интерметаллидов алюминия и иттрия осуществляли из расплавленной смеси NaCl – KCl –- YCl3 - Na3AlF6.

При выборе концентрационных соотношений компонентов мы руководствовались следующими соображениями. Величина предельного тока более электроположительного компонента алюминия не должна быть слишком большой, так как в таком случае не достигается тока выделения иттрия. Следовательно, концентрация криолита в расплаве не должна быть высокой. К тому же выделяющийся на серебряном катоде алюминий при температурах проведения электросинтеза 700°С находится в жидком состоянии (tпл = 670 °С), а при больших концентрациях фторалюминат-иона на катоде будет выделяться достаточно много жидкого алюминия и образующаяся капля не будет удерживаться силами адгезии, - капля будет стекать с катода, не успевая насытиться восстанавливающимся иттрием. В итоге, сорвавшаяся капля жидкого алюминия, попав на дно контейнераанода будет окисляется до иона AlF63-.

При более низких температурах (873 К) не обеспечивается полнота взаимодействия Al и Y, с повышением температуры выше 1073К увеличивается текучесть алюминия, выделяющийся металлический алюминий не удерживается на катоде и восстанавливающийся гадолиний не успевает взаимодействовать с алюминием. Поэтому оптимальной температурой процесса является 973 К.

В данных системах в зависимости от состава и параметров электролиза были получены интерметаллиды состава Al3Y и AlY3, наличие которых подтверждено рентгенофазовым анализом. Результаты рентгенофазового анализа продуктов потенциостатического электролиза, проведенных при потенциалах завершения катодной волны, подтвердили наличие интерметаллических соединений состава, Al3Y и AlY3.

УДК 548.0; 535.

ИНТЕРФЕРЕНЦИОННЫЕ ЯВЛЕНИЯ В ПЛОСКИХ НАНОИ МИКРОКРИСТАЛЛАХ БРОМИСТОГО СЕРЕБРА

Кабардино-Балкарский государственный университет, Нальчик Исследование с помощью оптического микроскопа плоских нано- и микроразмерных кристаллов галогенидов серебра (AgBr) выявило наличие окраски, охватывающей все цвета видимой области [1]. Среди плоских кристаллов, синтезированных нами, чаще других встречались светложелтые окраски с отклонениями от неё в обе стороны вплоть до синей и оранжево-красной соответственно. В наборе плоских кристаллов встречались и такие, в которых имелись все цвета от фиолетового (синего) до красного (оранжевого) в центре, что свидетельствует о линзообразной форме толщины микрокристаллов.

При воздействии электромагнитным излучением видимого диапазона на кристаллы AgBr происходит выделение серебряных частиц на более дефектных местах кристаллов (рис. 1). Такими местами в линзообразных плоских кристаллах являются линейные дефекты, нарушающие правильное чередование атомных плоскостей. В отличие от точечных дефектов, нарушающих ближний порядок, дислокации Рис. 1. Плоский кристалл нарушают дальний порядок в кристалле, AgBr, декорированный светом искажая всю его структуру. С помощью автодекорирования мы показали наличие в линзообразной форме кристалла простейшего типа дислокации – винтовой дислокации. Здесь ни одна из атомных плоскостей не оканчивается внутри кристалла, но сами плоскости лишь приблизительно параллельны и смыкаются друг с другом так, что фактически кристалл состоит из единственной винтообразно изогнутой атомной плоскости. При каждом обходе вокруг оси дислокации эта плоскость поднимается (или опускается) на один шаг винта, равный межплоскостному расстоянию. Ось винтовой лестницы образует линию дислокации.

Чтобы проверить эти предположения, нами были проведены исследования плоских нано- и микрокристаллов бромистого серебра методом атомно-силовой микроскопии [2]. На рис.2а, б показан плоский микрокристалл бромистого серебра, не подвергнутый воздействию излучения, создающего серебряные центры.

Рис. 2. Кристалл AgBr линзообразной формы На этих рисунках хорошо видны неоднородности поверхности микрокристалла бромида серебра линзообразной формы. На рис. 2 (в, г) тот же кристалл, вид с боку, хорошо видны ступени роста кристалла.Несколько иначе обстоит дело в поведении плоских микрокристаллов монокристаллического типа (кристалл, с правильной кристаллической решёткой), т.е. с полностью завершёнными атомными плоскостями. Цвет таких кристаллов монохроматичен, поверхность кристаллов, как показали микроскопические исследования, имеют шероховатости (рис. 3а, б), по-видимому, обусловленные пульсацией концентрации ионов Ag+ во время роста плоских микрокристаллов из раствора.

Рис. 3. Поверхность AgBr-кристалла с выделенным металлическим Ag При облучении таких кристаллов излучением в области максимума поглощения AgBr происходит выделение серебряных частиц в очень ограниченном количестве и в одном месте (рис. 3б), это указывает на то, что в плоских монокристаллах имеются незначительное количество дефектов, в отличие от кристаллов линзообразной формы.

Если по какой-либо причине в плоских микрокристаллах возникает локальное изменение показателя преломления, то, при сохранении его неизменным во всём остальном объеме, оно должно сразу обнаружить себя в виде появления локального изменения окраски на фоне неизменного цвета остального объема плоского микрокристалла.

Примером такого типа явления служит рост кристалла треугольной формы на шестигранном плоском кристалле (рис.4а, б) шестигранник меняет окраску (толщину) из-за расходования AgBr на рост кристалла треугольной формы. Этот процесс хорошо виден на увеличенном фрагменте (рис. 4в).

7. И.К. Азизов, А.Х.Лиев, Х.Б.Хоконов, Кристаллография, 2003, том 48, №2, с. 3 46-349.

8. Б.А.Белимготов, А.М.Назранова, Э.Х.Шериева, Материалы VI международной конференции «Химия твердого тела и современные нано- и микротехнологии», Кисловодск, 2006, с. 333-336.

УДК 539.1.074.

ИССЛЕДОВАНИЕ СЦИНТИЛЛЯЦИОННЫХ СВОЙСТВ

НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ДЕФОРМИРОВАННЫХ

ГАЛОГЕНИДОВ ЩЕЛОЧНЫХ МЕТАЛЛОВ

Московский Государственный Институт Стали и Сплавов (Технологический Университет), Москва Сцинтилляторы находят широкое применение, в качестве детекторов, для регистрации - и -излучений. Одним из основных параметров данных детекторов является время высвечивания сцинтиллятора, которое определяет быстродействие детектора в целом. Сцинтилляционные свойства являются структурно чувствительным параметрами и зависят от технологической предыстории образца. Несмотря на большое количество исследований свойств сцинтилляторов, влияние деформации на сцинтилляционные свойства галогенидов щелочных металлов изучено мало.

Один из методов, который позволяет целенаправленно вводить деформацию является метод интенсивной пластической деформации с последующим прессованием. Для подробного изучения влияния деформации на кинетику высвечивания были получены деформированные образцы поликристаллов с различными размерами кристаллитов, обладающие необходимой для исследований прочностью и прозрачностью. В результате исследований у образцов, полученных в диапазоне нагрузок прессования от 70 до 4400 МПа, установлено снижение времени высвечивания с ростом нагрузки. Основные результаты исследования представлены в таблице.

Таблица. Свойства деформированных сцинтилляторов Деформированный 2,3±0,7 5,5±0,5 4,5±0,8 3,5±0,6 4,8±0,3 3,5±0, поликристалл Показано, что деформация галогенидов металлов и некоторых сложных оксидов сцинтилляторов позволяет снижать их времена высвечивания в 10300 раз по сравнению с монокристаллами. Предложенный метод может быть использован для улучшения характеристик существующих сцинтилляционных материалов и создания новых быстродействующих сцинтилляторов.

Для объяснения механизма снижения времени высвечивания, поликристаллических деформированных сцинтилляторов проведены детальные рентгеноструктурные и РЭМ исследования образцов, полученных при различных нагрузках прессования. Полученные данные, на примере фторида бария, приведены на рис.

Время высвечивания, нс Установлено, что увеличение нагрузки прессования приводит к накоплению дефектов кристаллического строения и увеличению деформации. Показано, что для двух серий образцов с размерами кристаллитов 20 мкм и 0,3 – 0,5 мкм наблюдается экспоненциальные зависимости снижения времен высвечивания при увеличении деформации. При этом время высвечивания для нанокристаллических деформированных образцов ниже, чем для микрокристаллических во всем диапазоне деформаций, за исключением области высоких нагрузок прессования. Время высвечивания монокристаллического сцинтиллятора определяется временем образования и миграции электронных возбуждений. Аннигиляция электронных возбуждений, с испускание квантов света, как правило, происходит на дефектах кристаллической решетки сцинтиллятора. Снижение времени высвечивания обусловленного уменьшения размеров кристаллитов может происходить из-за появления нового процесса рассеяния энергии электронных возбуждений. При уменьшении размеров кристаллитов резко возрастает частота столкновений с границами кристаллов и дефектами кристаллического строения. Это приводит к одному из двух типов рассеяния электронных возбуждений:

1. Переходное излучение, возникающее при пересечении границ, энергия которого в нерелятивистском случае пропоционально квадрату скорости электрона.

2. Тормозное излучение за счет изменения скорости электрона с приближением его к поверхности границ зерна и отражении от нее. Полное рассеяние энергии за одно отражение от поверхности можно оценить выражением:

где v – скорость электронного возбуждения, а 2l - характерный тормозной путь до границы зерна, на котором электрон сначала замедляется, а затем отражается e, E и m – заряд, энергия и масса электрона.

Средняя скорость потерь энергии электронного возбуждения для поликристалла с размером частиц d, определяется умножением выражения (1) на частоту столкновений с границами частиц:

Решение уравнения (2) дает зависимость потерь энергии электронного возбуждения от времени:

Отсюда характерное время уменьшения диссипации энергии энергии электронного возбуждения можно оценить выражением:

Для случая поликристалла, поглотившего квант с энергией 100 Кэв Кэв и характерном тормозном пути 0,5 нм и размере частиц порядка микрон это время составит величину порядка 109 с, что находится в хорошем согласии с полученными результатами.

Показана, что увеличение деформации вместе с уменьшение размеров кристаллитов сцинтилляторов галогенидов металлов приводит к снижению времени высвечивания в 10 – 300 по сравнению с монокристаллами. Предложен механизм, объясняющий значительное снижение времен высвечивания, согласно которому уменьшение размеров кристаллов и увеличении дефектов кристаллического строения приводят к диссипации энергии возбужденного электрона через каналы тормозного излучения, поэтому релаксация энергии может идти гораздо быстрее, чем в объемных кристаллах. Проведенные расчеты показываю качественное совпадение экспериментальных данных с расчетными.

УДК 532.538.4:541.1.

К ВОПРОСУ О СНИЖЕНИИ ТЕМПЕРАТУРЫ

КОНТАКТНОГО ПЛАВЛЕНИЯ В СИСТЕМАХ С

ХИМИЧЕСКИМ ВЗАИМОДЕЙСТВИЕМ КОМПОНЕНТ

А. А. Ахкубеков, А. М. Багов, М.-А. В. Зубхаджиев, Ж. М. Мамаева Кабардино-Балкарский государственный университет, Нальчик Не смотря на обширные теоретические и экспериментальные исследования проблемы Т-эффекта [16], нет единого взгляда на ее природу:

1. Какова длительность существования образовавшейся жидкости в контакте при TКП < TН.ЭВТ (где TКП температура Т-эффекта, ТН.ЭВТ – температура наинизшей эвтектики на диаграмме состояния)?

2. Практически отсутствуют исследования, посвященные временной и температурной зависимости фазообразования, фазового перехода.

3. Нет однозначного ответа о природе и механизме начальной стадии контактного (эвтектического) плавления, низкоплавкости стабильных и метастабильных эвтектик.

4. Практически отсутствуют исследования состава образующейся метастабильной жидкости. Согласно диаграммам состояния точка пересечения продолжения соответствующих линий ликвидус, во многих случаях, не совпадает с составом стабильных эвтектик, например, в системах TI-Te и Cd-Sb.

Цель работы, более подробное изучение временной и температурной зависимости Т-эффекта в системе In-Bi, при наличии электропереноса.

Исследования проводились по методике [2] с дополнениями. Образцы в нижних штоках были свободными, что позволяло им, если они соединились, двигаться вверх вместе с верхним образцом. Таким образом, появлялась возможность, непосредственно при TКП, проверить проявление метастабильного КП.

Анализ таблицы (п.п. 19) позволяет сделать следующее заключение: если понижение температуры КП наблюдается между отдельно взятыми парами, относительно рассматриваемой эвтектики, то в системе A-B будет наблюдаться Т-эффект. Если в одной из пар не будет выполняться это условие, то Т-эффект не будет наблюдаться в целом в системе А-В.

Испытание на разрыв области соединения (опыт № 4 (см. табл.)) показало, что груз массой 0,35 кг, подвешенный к In, не привело к разрыву зоны контакта, площадь сечения которой составляет 2,25 мм2.

На наш взгляд, сформулированное условие (правило) можно предложить как достаточное для проявления Т-эффекта. Данное условие не противоречит выводам работ [6, 7].

Не отрицая метастабильной природы эффекта, анализируя таблицу, используя литературные данные о низкоплавкости эвтектик, нами предлагаются следующие подходы к объяснения природы Т-эффекта:

In2Bi-Bi полярность на верхних образцах 1. Для проявления Т-эффекта не является необходимым подавление критических зародышей твердых химсоединений (интерметаллидов), т.к.

изначально проявление Т-эффекта предполагает их наличие, т.е. в системах, где нет химсоединений не должно быть Т-эффекта.

Если изначально система содержит один конгруэнтно плавящийся интерметаллид, то критические условия в котором он зарождается – импульсный режим, наличие электрических полей, градиентов температур и т.д., ниже температуры равновесной эвтектики, приводят к уменьшению как размера образующегося интерметаллида, так и переходной зоны в целом, т.е. мы имеем размерную зависимость фазового перехода, плавления [8, 9]. Если два и более интерметаллида, рассуждения приведенные выше справедливы и в этом случае, только речь идет об участии интерметаллида, который участвует в образовании новой метастабильной эвтектики.

2. Учитывая, что в жидкой фазе, сохраняется квазиупорядоченная структура [10], взаимодействие компонентов А или В с промежуточным химсоединением с открытым максимумом или химсоединением образовавшегося по перитектической реакции, может привести к синтезу новых соединений, отличающихся от исходного интерметаллида АmBn. Это равносильно образованию многокомпонентной эвтектики. Так же не исключена возможность образования псевдобинарной эвтектики А-АmBn-B в результате «деформации» образованию «минимума» на диаграмме состояния, т.к. соединения AmBn могут играть роль самостоятельного компонента. К примеру, в системе In-Bi пара In-In2Bi, приводит к образованию эвтектики In+In2Bi – это доказано многократно.

В заключении отметим, что на многие вопросы, возникающие при решении проблемы Т-эффекта, могут дать ответы исследования образующейся жидкости, «отобранной» в момент ее появления и роста: жидкости, на которую не успели повлиять подложки исходных компонентов А и В, или химсоединения, которые могут образоваться на границе с жидкостью одного из компонентов. Для этого разработан и осуществлен способ «забора» квазижидкости из зоны контакта в требуемых условиях, описание которого будет в последующих статьях.

1. Палатник Л.С. Неравновесные и квазиравновесные состояния в сплавах:

Автореф. дисс. док. физ.-мат. наук. Харьков, 1952.

2. Рогов В.И. Исселедование контактного плавления металлических систем тел в диффузионном режиме. Дисс.канд.физ.-мат. наук. Нальчик, КБГУ.

1969. – 183 с.

3. Михайлюк А.Г. Исследование кинетики контактного плавления металлов в нестационарно-диффузионном режиме: Дисс. канд. физ.-мат. наук.

Нальчик: 1971.

4. Кармоков А.М. Контактное плавление в эвтектических композициях и сложных системах; Автореф. дисс. канд.-физ.мат.наук.Томск, 1978. 19 с.

5. Хайрулаев М.Р. Контактное плавление в бинарных системах с химическим взаимодействием компонентов. Дисс. канд. физ.-мат. наук. Нальчик, КБГУ,1975. 150 с.

6. Саввин В.С. Фазовые переходы первого рода в контакте низкоплавких металлов. Дисс. канд. физ.-мат. наук. Екатеринбург: УГТУ-УПИ. 2009.

7. Хайрулаев М.Р., Гусейнов А.Н., Современное состояние вопроса о контактном плавлении в системах с химическим взаимодействием компонентов // Поверхностные свойства расплавов. Киев: Наукова думка.

1982. С. 259267.

8. Гладких Н.Т. и др. // Металлофизика и новейшие технологии. 1995. Т.

9. Ахкубеков А.А., Орквасов Т.А., Созаев В.А. Контактное плавление металлов и наноструктур на их основе. М.: Физматлит. 2008. 152 с.

10. Залкин В.М. Природа эвтектических сплавов и эффект контактного плавления. М.: Металлургия, 1987. 152 с.

УДК 539.

ТЕМПЕРАТУРНАЯ ЗАВИСИМОСТЬ ПОВЕРХНОСТНОЙ

ФОТОЭДС МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО КРЕМНИЯ p-ТИПА

В. А. Витошко, И. Б. Канукоев, Е. А. Крохалев, В.К. Люев Кабардино-Балкарский государственный университет, г. Нальчик Локализованные электронные состояния играют определяющую роль в большом круге электронных явлений, происходящих на поверхности полупроводника. Наиболее важным с практической точки зрения, как показано в работах [14], является случай поверхностных электронных состояний (ПЭС) на границе раздела диэлектрик – полупроводник. В связи с этим были проведены исследования методом поверхностной фотоэдс реальной поверхности монокристаллического кремния p-типа при температурах 289473 К.

B настоящей работе исследования поверхностной фотоэдс проводились на высокоомном кремнии р-типа (с удельным сопротивлением 10 Ом см). Кристалл вырезался по направлению (111), размеры образца после стандартной обработки (шлифовка, полировка) составляли 2055 мм.

Исследуемый образец помещается в колодку с омическими контактами, в качестве омических контактов использовался сплав In c Ga в процентном соотношении 83,3:16,7. Образец освещался монохроматическим светом с длинами волн 400, 510, 550, 480, 610 -620, 690 (нм) и белым светом от источника А (температура излучения 1000±80 °С). Сигнал с образца подавался на осциллограф (ЕО-213). Параллельно к образцу подключалось нагрузочное сопротивление 104 Ом. Схема установки изображена на рис. 1.

Измерения поверхностной фотоэдс полученные в результате эксперимента приведены в таблицах 1 и 2.

Рис.1. Схема экспериментальной установки: 1 – источник света;

2 – диск; 3 – оптическая система; 4 – электродвигатель; 5 – блок питания КЭФ-8; 6 – образец; 7 – магазин сопротивлений МСР-63;

8 – вольтметр В7-40; 9 – амперметр; 10 – блок питания ВУП-2М;

11 –осциллограф ЕО-213; 12 – светофильтр; 13–печка Таблица 1. Поверхностный потенциал реальной поверхности монокристаллического кремния КДБ-10, измеренный при различных значениях температуры, и длины волны падающего света 293 0,008±0,002 0,125±0,023 0,024±0,004 0,145±0, 313 0,008±0,002 0,09±0,016 0,016±0,003 0,105±0, При облучении монохроматическим излучением с =480, 610–620 и 690 нм, поверхностный потенциал не был зарегистрирован.

Таблица 2. Поверхностный потенциал реальной поверхности монокристаллического кремния КДБ-10, измеренный при понижении температуры Рис. 2. Зависимость поверхностного потенциала от температуры Т (1, 2, 3 – при нагревании, 1’, 2’ – при охлаждении), для белого света, 510, 550 нм, соответственно На рис. 2 представлены температурные зависимости поверхностного потенциала при облучении образца белым светом и светом с длинами волн 510 и 550 нм. Полученные зависимости свидетельствуют о том, что при повышении температуры поверхностный потенциал уменьшается по экспоненциальному закону. Причем нагрев образца до 413 К приводит к уменьшению поверхностного потенциала примерно в 10 раз. Дальнейшее нагревание до 473 К не вызывает существенного уменьшения поверхностного потенциала. Замечено, что на реальной поверхности поверхностный потенциал самый большой при облучении белым светом. При облучении образца монохроматическим светом с различными длинами волн исследования показали, что величина поверхностного потенциала падает с увеличением длины волны. Интересными на наш взгляд являются результаты полученные при понижении температуры от 473 К до комнатной. Эти эксперименты были поставлены с целью проверки воспроизводимости результатов измерений. Оказалось что результаты измерений совпадают при понижении температуры примерно до 413 К. Значения поверхностного потенциала при дальнейшем понижении температуры лежат гораздо ниже.

Адсорбционно – десорбционные процессы оказывают существенное влияние на энергетический спектр и кинетические параметры практически всех групп ПЭС. Благодаря этому изменяются заряд и потенциал поверхности, темп генерационных и рекомбинационных процессов и другие электрофизические свойства системы диэлектрик – полупроводник. В реальной атмосфере содержатся, как известно, молекулы воды. В первую очередь молекулы воды адсорбируясь на поверхности влияют на процессы происходящие в таких структурах. Процессы диссоциации молекул воды на прямую связаны с возбуждением электронной подсистемы полупроводника. С другой стороны процессы десорбции газов с поверхности оказывают сильное влияние на поверхностный потенциал, о чем свидетельствуют полученные результаты. Отличие зависимости (Т), при повышении температуры вероятнее всего связаны с десорбционными процессами.

1. Остроумова Е. В. Спектры поверхностных состояний в кремнии p–типа // ФТП. – 1975. – 9, №8. – С. – 1503 – 1506.

2. Дмитрук Н. Л. Структура, электронные состояния и электрофизические свойства поверхности арсенида галлия // Извест. вузов. Физика. – 1980. – №1. – С. – 38 – 54.

3. Антощук В. В., Примаченко В. Е., Снитко О. В. Инфракрасные спектры поверхностной фотопроводимости и фотоэдс n-Si // ФТП. – 1977. – 11, 4. Бедный Б. И., Калинин А. Н., Карпович И. А. Влияние адсорбции атомов металлов в вакууме на свойства реальной поверхности германия // извест. вузов. Физика. – 1976. – №4. – С. – 123 – 124.

УДК:541.175:549.

СИНТЕЗ МОЛИБДАТА И ВОЛЬФРАМАТА МЕДИ С

МИКРОМЕТРИЧЕСКИМИ РАЗМЕРАМИ ЧАСТИЦ В

РАСПЛАВАХ И ТВЕРДОЙ ФАЗЕ НА ОСНОВЕ СИСТЕМ

[Li2Mo(W)O4-Na2MoO4]эвт.-CuSO4 И CuSO4-Mo(W)O Ю. Л. Карданова, Г. К. Шурдумов, А. М. Кармоков Кабардино-Балкарский государственный университет, Нальчик Молибдат и вольфрамат меди обладают рядом практически важных свойств (катализаторы в неорганической и органической химии, полупроводник и низкоразмерный антиферромагнетик и др).

В настоящее время в литературе известен ряд методов получения молибдата и вольфрамата меди, основанные на реакциях твердофазного взаимодействия MoO3 (WO3) c СuO, СuO c H2MoO4 (H2WO4), H2MoO (H2WO4 ) с Cu2(OH)2CO3, обменных реакций CuSO4•5H2O c Na2WO4, каждый из которых страдает рядом недостатков, связанных с общеизвестными особенностями твердофазных реакций и гидролитическими процессами солей d-элементов в водных растворах. В этой связи, с учетом значимости молибдата и вольфрамата меди, возникает проблема разработки рациональных методов синтеза этих веществ. В рамках ее решения авторы настоящей работы для оптимизации процесса получения СuMo(W)O4 исходя из факта повышенной реакционноспособности веществ в ионных расплавах и в момент их формирования, воспользовались реакциями в системах[Li2Mo(W)O4–Na2MoO4]эвт-CuSO4 и CuSO4-Mo(W)O3.

В ней дан термодинамический анализ процессов взаимодействия реагентов в указанных системах и установлена принципиальная их возможность. При этом в отношении систем CuSO4-Mo(W)O3 установлен факт их большей чувствительности к температуре по сравнению с системами СuO-Mo(W)O3, что иллюстрируются представленными на рис. 1 графиками функций G=(T).

Рис. 1. Зависимость изобарного потенциала реакций синтеза CuWO4 в системах:1. CuSO4-WO3; 2. CuO-WO Эти соображения находят подтверждение в данных по кинетике реакций в системах CuSO4-Mo(W)O3 при 700 °С, из которых следует, что реагенты переходят в повышенное реакционноспособное состояние за относительно короткое время (40 минут), что иллюстрируются данными, представленными на рис. 2 для системы CuSO4-WO3.

Из рис. 2 видно также, что за указанное время степень превращения реагентов в продукты реакции приближается к 90 %, тогда как достижение их 99,92 % превращений достигается только через 80 минут. Из этого следует, что реакции в изученных системах относятся к топохимическим и протекают в двух режимах – кинетическом и диффузионном, что находит подтверждение и в расчетах их кинетических параметров, например, lg[–lg(1–)]=(lg). В работе подробно обсуждаются условия синтеза CuMoО4 и CuWO4 как в расплавах, так и в твердой фазе (стехиометрическое соотношение реагентов, температура 490–600 °С в расплавах и 700 °С в твердой фазе и другие). Идентификация синтезированных CuMoО4 и CuWO4 проводилась методами химического, РФА и рентгенофлуоресцентного анализов. По данным химического анализа содержание основных веществ в синтезированных препаратах и их выход составил соответственно:

1) в расплавах: CuMoО4 99,45 % и 99,50 %; CuWO4 99,74 % и 99,57 %;

2) в твердой фазе: CuMoО4 99,41 % и 96,00 %; CuWO4 99,37 % и 99,80 %.

Средний размер синтезированных CuMoО4 и CuWO4 по данным седиментационного анализа оценивается в 7•106 м.

Как следует из изложенного авторам работы удалось разработать высокопроизводительные способы синтеза CuMoО4 и CuWO4, которых по качеству, в соответствии с существующим ГОСТом, можно отнести к группе веществ марки «х.ч.» и микрометрическими размерами частиц.

УДК:541.175:549.

СИНТЕЗ ИЗОМОРФНЫХ СМЕСЕЙ МОЛИБДАТА И ВОЛЬФРАМАТА

СТРОНЦИЯ В РАСПЛАВАХ СИТЕМЫ Na, Sr||NO3, MoO4, WO А. М. Кармоков, З. В. Шурдумова, Г. К. Шурдумов Кабардино-Балкарский государственный университет, Нальчик Изоморфные смеси (твердые растворы) из молибдатов и вольфраматов щелочноземельных металлов находят широкое применение в различных отраслях науки и техники и, в частности, в производстве рентгеновских экранов, люминесцентных ламп и др. В связи с этим разработка рациональных способов синтеза этих фаз представляет научный и практический интерес.

В работе проблема решена на основе обменных реакции нитрата стронция с молибдатом и вольфраматом натрия в расплавах четверной взаимной системы Na, Sr||NO3, MoO4, WO4 термодинамическии анализ которых показал их глубокую направленность в сторону формирования изоморфных смесей SrMoO4, SrWO4. Их энергетика для процессов с участием молибдатов и вольфраматов натрия, стронция оцениваются, соответственно, в –44,76 и –39,66 кДж/моль при 298 К.

Как следует из качественного состава системы, использованной для синтеза изоморфных смесей SrMoO4 и SrWO4 и анализа протекающих в ней процессов, чистота образующихся твердых растворов определяется исключительно качеством исходных веществ, поскольку нет никаких предпосылок к процессам фазообразования между молибдатом и вольфраматом стронция и нитратом натрия. Чистота синтезированных изоморфных смесей оценивается в 99,89 % по обоим компонентам.

Разработанная в работе технология синтеза изоморфных смесей SrMoO4 и SrWO4 имеет комплекс преимуществ перед известными способами, в числе которых:

– низкая температура процесса(300-350 °С);

– реакция в расплавах нитратов протекает по механизму ионных, и кинетически относятся к группе мгновенных;

– нитраты щелочных металлов прекрасно растворяются в воде, и нерастворимая в ней изоморфная смесь из молибдата и вольфрамата легко отмывается от них.

Отметим, что средние размеры частиц синтезированных изоморфных смесей SrMoO4 и SrWO4 оценивается в 8*10714,2*106 м.

УДК 621.3.

ЗАВИСИМОСТЬ ГАЗОВЫДЕЛЕНИЯ МКП ОТ

ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ РЕЖИМОВ ИЗГОТОВЛЕНИЯ

Х. Х. Лосанов1, И. Н. Сергеев1, А. М Кармоков1, О. А. Молоканов1, С. К. Кулов2, Ю. А. Борисова2, Ю. В. Щапова2, С. П. Широкова2, Е.Н. Макаров Кабардино-Балкарский Государственный университет, Нальчик Владикавказский технологический центр «Баспик», Владикавказ Одним из основных параметров, определяющих надежность и долговечность работы современных электронно-оптических преобразователей является газосодержание и газовыделение материалов, использованных при их изготовлении. В связи с этим исследование влияния на газовыделение технологических режимов изготовления микроканальных пластин (МКП) изделий является важной задачей. В настоящей работе изучено поведение газовыделения образцов МКП, полученных при различных технологических режимах, что имеет не маловажную роль при эксплуатации МКП.

Исследования газовыделения проводились на сверхвысоковакуумной установке. Для откачки использовался магниторазрядный насос НОРД- в насыщенном состоянии с номинальной скоростью откачки 100 л/с. Состав остаточнрго газа изучался масс-спектрометром ИПДО-2.

В процессе экспериментов образцы ступенчато нагревали в вакууме от 150 до 550 °С и на температурных полках регистрировали парциальные газовые потоки gi. По этим данным строили температурные и временные зависимости gi и рассчитывали количество выделившегося газа Qi. Серия опытов включала также измерение фонового газовыделения камеры, которое проводилось без образца в измерительной ячейке.

Измерение газовыделения проводилось методом потоков в динамическом режиме по ГОСТ 15624-75. При понижении напряжения питания магниторазрядного насоса его быстродействие понижается пропорционально этому напряжению, и для насосов с титановыми катодами эта пропорциональность сохраняется до напряжения 150 В. С помощью ЛАТРа напряжение питания насоса, а, следовательно, и фактическая скорость откачки подбиралась такой, чтобы насос работал устойчиво, а интенсивность масс-пиков была достаточной для регистрации их изменения со временем.

Быстродействие насоса при этом составляло 5 ч. 10 л/с.

Парциальные потоки gi определялись по соотношению где pi и Si — парциальное давление i-го компонента и скорость его откачки, соответственно.

Масс-спектры записывались графопостроителем, и интенсивности масс-пиков пересчитывались в ионные токи компонентов. При измерении парциальных давлений с помощью омегатронного датчика величина pi (мм рт. ст.) определяется как где Ii — регистрируемый омегатроном ток ионов i-го компонента; i — относительная вероятность ионизации (коэффициент относительной чувствительности) i-го компонента. Окончательно величина парциального потока выражается соотношением Перед измерениями, с целью уменьшения фонового газовыделения, камера с образцом прогревалась от внешнего нагревателя в течение 60 мин. при температуре стенок 200 C и интегральном давлении в камере 24106 тор. При этом температура образца, размещенного в измерительной ячейке, благодаря защитным экранам, была существенно ниже температуры стенок камеры и не превышала 125 °C. Затем камера с образцом охлаждалась до 60 °С, при этом давление в камере опускалось ниже