გმადლობთ Nature.com-ის მონახულებისთვის.თქვენ იყენებთ ბრაუზერის ვერსიას შეზღუდული CSS მხარდაჭერით.საუკეთესო გამოცდილებისთვის, გირჩევთ გამოიყენოთ განახლებული ბრაუზერი (ან გამორთოთ თავსებადობის რეჟიმი Internet Explorer-ში).გარდა ამისა, მუდმივი მხარდაჭერის უზრუნველსაყოფად, ჩვენ ვაჩვენებთ საიტს სტილის და JavaScript-ის გარეშე.
აჩვენებს კარუსელს სამი სლაიდისგან ერთდროულად.გამოიყენეთ წინა და შემდეგი ღილაკები ერთდროულად სამ სლაიდში გადასაადგილებლად, ან გამოიყენეთ სლაიდერის ღილაკები ბოლოს, რომ გადაადგილდეთ სამ სლაიდზე ერთდროულად.
პირდაპირი ლაზერული ჩარევა (DLIP) ლაზერით გამოწვეული პერიოდული ზედაპირის სტრუქტურასთან (LIPSS) კომბინირებულია სხვადასხვა მასალისთვის ფუნქციური ზედაპირების შექმნის საშუალებას.პროცესის გამტარუნარიანობა ჩვეულებრივ იზრდება უფრო მაღალი საშუალო ლაზერული სიმძლავრის გამოყენებით.თუმცა, ეს იწვევს სითბოს დაგროვებას, რაც გავლენას ახდენს მიღებული ზედაპირის ნიმუშის უხეშობასა და ფორმაზე.აქედან გამომდინარე, საჭიროა დეტალურად შევისწავლოთ სუბსტრატის ტემპერატურის გავლენა წარმოებული ელემენტების მორფოლოგიაზე.ამ კვლევაში ფოლადის ზედაპირი ხაზოვანი იყო ps-DLIP-ით 532 ნმ.სუბსტრატის ტემპერატურის გავლენის გამოსაკვლევად მიღებულ ტოპოგრაფიაზე გამოყენებული იქნა გამაცხელებელი ფირფიტა ტემპერატურის გასაკონტროლებლად.250 \(^{\circ }\)С-მდე გათბობამ გამოიწვია ჩამოყალიბებული სტრუქტურების სიღრმის მნიშვნელოვანი შემცირება 2,33-დან 1,06 მკმ-მდე.შემცირება დაკავშირებული იყო სხვადასხვა ტიპის LIPSS-ის გამოჩენასთან, რაც დამოკიდებულია სუბსტრატის მარცვლების ორიენტაციაზე და ლაზერით გამოწვეული ზედაპირის ჟანგვის მიხედვით.ეს კვლევა აჩვენებს სუბსტრატის ტემპერატურის ძლიერ ეფექტს, რომელიც ასევე მოსალოდნელია, როდესაც ზედაპირული დამუშავება ხორციელდება მაღალი საშუალო ლაზერული სიმძლავრით სითბოს დაგროვების ეფექტის შესაქმნელად.
ზედაპირული დამუშავების მეთოდები, რომლებიც დაფუძნებულია ულტრამოკლე იმპულსური ლაზერის დასხივებაზე, მეცნიერებისა და მრეწველობის სათავეშია მათი უნარის გამო, გააუმჯობესონ ყველაზე მნიშვნელოვანი შესაბამისი მასალების ზედაპირის თვისებები1.კერძოდ, ლაზერით გამოწვეული საბაჟო ზედაპირის ფუნქციონირება თანამედროვეა ინდუსტრიული სექტორების ფართო სპექტრში და გამოყენების სცენარებში1,2,3.მაგალითად, ვერჩილო და სხვ.გაყინვის საწინააღმდეგო თვისებები ნაჩვენებია ტიტანის შენადნობებზე აერონავტიკაში გამოყენებისთვის, ლაზერით გამოწვეული სუპერჰიდროფობიურობის საფუძველზე.ეპერლეინმა და სხვებმა განაცხადეს, რომ ლაზერული ზედაპირის სტრუქტურით წარმოქმნილი ნანო ზომის მახასიათებლებმა შეიძლება გავლენა მოახდინოს ბიოფილმის ზრდაზე ან დათრგუნვაზე ფოლადის ნიმუშებზე5.გარდა ამისა, გუაი და სხვ.ასევე გააუმჯობესა ორგანული მზის უჯრედების ოპტიკური თვისებები.6 ამრიგად, ლაზერული სტრუქტურირება საშუალებას იძლევა მაღალი გარჩევადობის სტრუქტურული ელემენტების წარმოება ზედაპირის მასალის კონტროლირებადი აბლაციით1.
ლაზერული სტრუქტურირების შესაფერისი ტექნიკა ასეთი პერიოდული ზედაპირული სტრუქტურების წარმოებისთვის არის პირდაპირი ლაზერული ჩარევის ფორმირება (DLIP).DLIP დაფუძნებულია ორი ან მეტი ლაზერული სხივის ზედაპირულ ჩარევაზე, რათა შეიქმნას ნიმუშიანი ზედაპირები მიკრომეტრისა და ნანომეტრის დიაპაზონში მახასიათებლებით.ლაზერის სხივების რაოდენობისა და პოლარიზაციის მიხედვით, DLIP-ს შეუძლია შექმნას და შექმნას ტოპოგრაფიული ზედაპირის სტრუქტურების ფართო არჩევანი.პერსპექტიული მიდგომაა DLIP სტრუქტურების გაერთიანება ლაზერით გამოწვეულ პერიოდულ ზედაპირულ სტრუქტურებთან (LIPSS), რათა შეიქმნას ზედაპირის ტოპოგრაფია რთული სტრუქტურული იერარქიით8,9,10,11,12.ბუნებაში ნაჩვენებია, რომ ეს იერარქია უზრუნველყოფს კიდევ უფრო უკეთეს შესრულებას, ვიდრე ერთი მასშტაბის მოდელები13.
LIPSS ფუნქცია ექვემდებარება თვითგაძლიერების პროცესს (დადებითი გამოხმაურება) დაფუძნებული გამოსხივების ინტენსივობის განაწილების მზარდი ზედაპირული მოდულაციის საფუძველზე.ეს გამოწვეულია ნანოუხერხულობის ზრდით, რადგან გამოყენებული ლაზერული იმპულსების რაოდენობა იზრდება 14, 15, 16. მოდულაცია ხდება ძირითადად გამოსხივებული ტალღის ჩარევის გამო ელექტრომაგნიტურ ველთან15,17,18,19,20,21 გარდატეხილი და. გაფანტული ტალღის კომპონენტები ან ზედაპირული პლაზმონები.LIPSS-ის ფორმირებაზე ასევე მოქმედებს იმპულსების დრო22,23.კერძოდ, მაღალი საშუალო ლაზერული სიმძლავრე შეუცვლელია მაღალი პროდუქტიულობის ზედაპირული დამუშავებისთვის.ეს ჩვეულებრივ მოითხოვს მაღალი გამეორების სიხშირის გამოყენებას, ანუ MHz დიაპაზონში.შესაბამისად, ლაზერულ იმპულსებს შორის დროის მანძილი უფრო მოკლეა, რაც იწვევს სითბოს დაგროვების ეფექტებს 23, 24, 25, 26. ეს ეფექტი იწვევს ზედაპირის ტემპერატურის საერთო ზრდას, რამაც შეიძლება მნიშვნელოვნად იმოქმედოს ლაზერული აბლაციის დროს ნიმუშის მექანიზმზე.
წინა ნაშრომში რუდენკო და სხვ.და ზიბიდისი და სხვ.განხილულია კონვექციური სტრუქტურების ფორმირების მექანიზმი, რომელიც სულ უფრო მნიშვნელოვანი უნდა გახდეს სითბოს დაგროვების მატებასთან ერთად19,27.გარდა ამისა, ბაუერი და სხვ.სითბოს დაგროვების კრიტიკული რაოდენობის კორელაცია მიკრონის ზედაპირის სტრუქტურებთან.მიუხედავად თერმულად გამოწვეული სტრუქტურის ფორმირების პროცესისა, ზოგადად მიჩნეულია, რომ პროცესის პროდუქტიულობა შეიძლება გაუმჯობესდეს უბრალოდ გამეორების სიჩქარის გაზრდით28.თუმცა ეს, თავის მხრივ, ვერ მიიღწევა სითბოს შენახვის მნიშვნელოვანი ზრდის გარეშე.ამიტომ, პროცესის სტრატეგიები, რომლებიც უზრუნველყოფენ მრავალ დონის ტოპოლოგიას, შეიძლება არ იყოს პორტატული უფრო მაღალი გამეორების სიხშირეზე, პროცესის კინეტიკა და სტრუქტურის ფორმირების შეცვლის გარეშე9,12.ამ მხრივ, ძალიან მნიშვნელოვანია გამოვიკვლიოთ, თუ როგორ მოქმედებს სუბსტრატის ტემპერატურა DLIP-ის ფორმირების პროცესზე, განსაკუთრებით მაშინ, როდესაც ხდება ფენიანი ზედაპირის შაბლონები LIPSS-ის ერთდროული წარმოქმნის გამო.
ამ კვლევის მიზანი იყო სუბსტრატის ტემპერატურის ზემოქმედების შეფასება მიღებულ ზედაპირულ ტოპოგრაფიაზე უჟანგავი ფოლადის DLIP დამუშავების დროს ps იმპულსების გამოყენებით.ლაზერული დამუშავების დროს ნიმუშის სუბსტრატის ტემპერატურა 250 \(^\circ\)C-მდე გაიზარდა გამათბობელი ფირფიტის გამოყენებით.შედეგად მიღებული ზედაპირის სტრუქტურები დახასიათდა კონფოკალური მიკროსკოპის, სკანირების ელექტრონული მიკროსკოპის და ენერგიის დისპერსიული რენტგენის სპექტროსკოპიის გამოყენებით.
ექსპერიმენტების პირველ სერიაში, ფოლადის სუბსტრატი დამუშავდა ორსხივიანი DLIP კონფიგურაციის გამოყენებით, სივრცითი პერიოდით 4,5 μm და სუბსტრატის ტემპერატურა \(T_{\mathrm {s}}\) 21 \(^{\circ). }\)C, შემდგომში მოხსენიებული, როგორც "გაუხურებელი" ზედაპირი.ამ შემთხვევაში, პულსის გადახურვა \(o_{\mathrm {p}}\) არის მანძილი ორ პულსს შორის ლაქის ზომის მიხედვით.ის მერყეობს 99.0%-დან (100 პულსი პოსტზე) 99.67%-მდე (300 პულსი თითო პოზიციაზე).ყველა შემთხვევაში გამოყენებული იქნა პიკური ენერგიის სიმკვრივე \(\Phi _\mathrm {p}\) = 0,5 J/cm\(^2\) (გაუსის ეკვივალენტისთვის ჩარევის გარეშე) და გამეორების სიხშირე f = 200 kHz.ლაზერის სხივის პოლარიზაციის მიმართულება პარალელურია პოზიციონირების ცხრილის მოძრაობის პარალელურად (ნახ. 1a)), რომელიც პარალელურია ხაზოვანი გეომეტრიის მიმართულების, რომელიც შექმნილია ორსხივიანი ჩარევის ნიმუშით.მიღებული სტრუქტურების წარმომადგენლობითი გამოსახულებები სკანირების ელექტრონული მიკროსკოპის (SEM) გამოყენებით ნაჩვენებია ნახ.1a–c.SEM გამოსახულებების ტოპოგრაფიის თვალსაზრისით ანალიზის მხარდასაჭერად, შეფასებულ სტრუქტურებზე შესრულდა ფურიეს ტრანსფორმაციები (FFTs, ნაჩვენები მუქი ჩანართი).ყველა შემთხვევაში, მიღებული DLIP გეომეტრია ხილული იყო 4.5 მკმ სივრცით.
შემთხვევისთვის \(o_{\mathrm {p}}\) = 99.0% ნახ.1a, ჩარევის მაქსიმუმის პოზიციის შესაბამისად, შეგიძლიათ დააკვირდეთ ღარები, რომლებიც შეიცავს უფრო მცირე პარალელურ სტრუქტურებს.ისინი მონაცვლეობენ უფრო კაშკაშა ზოლებით, რომლებიც დაფარულია ნანონაწილაკების მსგავს ტოპოგრაფიაში.იმის გამო, რომ ღარები შორის პარალელური სტრუქტურა, როგორც ჩანს, პერპენდიკულარულია ლაზერის სხივის პოლარიზაციის მიმართ და აქვს პერიოდი \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-I}}\) 418\(\pm 65\) ნმ, ოდნავ. ლაზერის \(\ლამბდა\) ტალღის სიგრძეზე ნაკლები (532 ნმ) შეიძლება ეწოდოს LIPSS დაბალი სივრცითი სიხშირით (LSFL-I)15,18.LSFL-I აწარმოებს ეგრეთ წოდებულ s-ტიპის სიგნალს FFT-ში, „s“ scattering15,20.მაშასადამე, სიგნალი პერპენდიკულარულია ძლიერ ცენტრალურ ვერტიკალურ ელემენტზე, რომელიც თავის მხრივ წარმოიქმნება DLIP სტრუქტურის მიერ (\(\Lambda _{\mathrm {DLIP}}\) \(\დაახლოებით\) 4.5 μm).FFT გამოსახულებაში DLIP ნიმუშის ხაზოვანი სტრუქტურით წარმოქმნილ სიგნალს მოიხსენიებენ როგორც "DLIP-ტიპს".
DLIP-ის გამოყენებით შექმნილი ზედაპირული სტრუქტურების SEM გამოსახულებები.ენერგიის პიკური სიმკვრივე არის \(\Phi _\mathrm {p}\) = 0,5 J/cm\(^2\) (ხმაურის გარეშე გაუსის ეკვივალენტისთვის) და გამეორების სიხშირე f = 200 kHz.სურათებში ნაჩვენებია ნიმუშის ტემპერატურა, პოლარიზაცია და გადაფარვა.ლოკალიზაციის ფაზის მოძრაობა აღინიშნება შავი ისრით (a).შავი ჩასმა აჩვენებს შესაბამის FFT-ს, რომელიც მიიღება 37,25\(\ჯერ\)37,25 μm SEM გამოსახულებისგან (ნაჩვენებია სანამ ტალღის ვექტორი არ გახდება \(\vec {k}\cdot (2\pi )^ {-1}\) = 200 ნმ).პროცესის პარამეტრები მითითებულია თითოეულ ფიგურაში.
სურათი 1-ის შემდგომი გადახედვისას ხედავთ, რომ როდესაც \(o_{\mathrm {p}}\) გადახურვა იზრდება, სიგმოიდური სიგნალი უფრო კონცენტრირებულია FFT-ის x ღერძისკენ.დანარჩენი LSFL-I უფრო პარალელურია.გარდა ამისა, შემცირდა s-ტიპის სიგნალის შედარებითი ინტენსივობა და გაიზარდა DLIP-ის ტიპის სიგნალის ინტენსივობა.ეს გამოწვეულია უფრო გამოხატული თხრილებით მეტი გადახურვით.ასევე, x-ღერძის სიგნალი ტიპს s-სა და ცენტრს შორის უნდა მოდიოდეს იგივე ორიენტაციის მქონე სტრუქტურიდან, როგორც LSFL-I, მაგრამ უფრო გრძელი პერიოდით (\(\Lambda _\mathrm {b}\) \(\დაახლოებით \ ) 1.4 ± 0.2 μm) როგორც ნაჩვენებია სურათზე 1c).აქედან გამომდინარე, ვარაუდობენ, რომ მათი ფორმირება არის ორმოების ნიმუში თხრილის ცენტრში.ახალი ფუნქცია ასევე ჩნდება ორდინატის მაღალი სიხშირის დიაპაზონში (დიდი ტალღის რიცხვი).სიგნალი მოდის თხრილის ფერდობებზე პარალელური ტალღებიდან, სავარაუდოდ, ფერდობებზე ინციდენტის და წინ ასახული სინათლის ჩარევის გამო9,14.შემდეგში ეს ტალღები აღინიშნება LSFL \ (_ \ mathrm {კიდე} \), ხოლო მათი სიგნალები - -s \ (_ {\mathrm {p)) \).
შემდეგ ექსპერიმენტში ნიმუშის ტემპერატურა 250 °C-მდე მიიყვანა ეგრეთ წოდებულ „გახურებულ“ ზედაპირზე.სტრუქტურირება განხორციელდა დამუშავების იგივე სტრატეგიის მიხედვით, როგორც წინა ნაწილში აღნიშნული ექსპერიმენტები (ნახ. 1a–1c).SEM გამოსახულებები ასახავს მიღებულ ტოპოგრაფიას, როგორც ნაჩვენებია ნახ. 1d–f.ნიმუშის გათბობა 250 C-მდე იწვევს LSFL-ის გარეგნობის ზრდას, რომლის მიმართულება ლაზერული პოლარიზაციის პარალელურია.ეს სტრუქტურები შეიძლება დახასიათდეს როგორც LSFL-II და აქვთ სივრცითი პერიოდი \(\Lambda _\mathrm {LSFL-II}\) 247 ± 35 ნმ.LSFL-II სიგნალი არ არის ნაჩვენები FFT-ში მაღალი რეჟიმის სიხშირის გამო.როდესაც \(o_{\mathrm {p}}\) გაიზარდა 99.0-დან 99.67\(\%\) (ნახ. 1d–e), გაიზარდა კაშკაშა ზოლის სიგანე, რამაც გამოიწვია DLIP სიგნალის გამოჩენა. მაღალ სიხშირეებზე მეტი.ტალღის რიცხვები (დაბალი სიხშირეები) და ამით გადაინაცვლებს FFT ცენტრისკენ.ორმოების რიგები ნახ. 1d-ში შეიძლება იყოს ეგრეთ წოდებული ღარების წინამორბედები, რომლებიც წარმოიქმნება LSFL-I22,27-ზე პერპენდიკულარულად.გარდა ამისა, LSFL-II, როგორც ჩანს, გახდა უფრო მოკლე და არარეგულარული ფორმის.ასევე გაითვალისწინეთ, რომ ნანომარცვლოვანი მორფოლოგიის ნათელი ზოლების საშუალო ზომა ამ შემთხვევაში უფრო მცირეა.გარდა ამისა, ამ ნანონაწილაკების ზომის განაწილება აღმოჩნდა ნაკლებად გაფანტული (ან გამოიწვია ნაწილაკების ნაკლები აგლომერაცია), ვიდრე გათბობის გარეშე.ხარისხობრივად, ეს შეიძლება შეფასდეს 1a, d ან b, e ფიგურების შედარებით, შესაბამისად.
როდესაც გადახურვა \(o_{\mathrm {p}}\) კიდევ უფრო გაიზარდა 99,67%-მდე (ნახ. 1f), მკაფიო ტოპოგრაფია თანდათან გაჩნდა მზარდი ღეროების გამო.თუმცა, ეს ღარები ნაკლებად მოწესრიგებული და ნაკლებად ღრმა ჩანს, ვიდრე ნახ. 1c.დაბალი კონტრასტი გამოსახულების ღია და ბნელ უბნებს შორის ვლინდება ხარისხში.ამ შედეგებს დამატებით მხარს უჭერს FFT ორდინატის სუსტი და უფრო გაფანტული სიგნალი ნახ. 1f-ში, ვიდრე FFT c-ზე.უფრო მცირე სტრიები ასევე გამოიკვეთა გაცხელებისას 1b და e ნახატების შედარებისას, რაც მოგვიანებით დადასტურდა კონფოკალური მიკროსკოპით.
წინა ექსპერიმენტის გარდა, ლაზერის სხივის პოლარიზაცია შემოტრიალდა 90 \(^{\circ}\), რამაც გამოიწვია პოლარიზაციის მიმართულების გადაადგილება პოზიციონირების პლატფორმაზე პერპენდიკულარულად.ნახ.2a-c გვიჩვენებს სტრუქტურის ფორმირების ადრეულ ეტაპებს, \(o_{\mathrm {p}}\) = 99.0% გაუცხელებელ (a), გაცხელებულ (b) და გაცხელებულ 90-ში \(^{\ circ }\ ) – შემთხვევა მბრუნავი პოლარიზებით (გ).სტრუქტურების ნანოტოპოგრაფიის ვიზუალიზაციისთვის, ფერადი კვადრატებით მონიშნული უბნები ნაჩვენებია ნახ.2d, გაფართოებული მასშტაბით.
DLIP-ის გამოყენებით შექმნილი ზედაპირული სტრუქტურების SEM გამოსახულებები.პროცესის პარამეტრები იგივეა, რაც ნახ.1-ში.სურათზე ნაჩვენებია ნიმუშის ტემპერატურა \(T_s\), პოლარიზაცია და პულსის გადახურვა \(o_\mathrm {p}\).შავი ჩანართი კვლავ აჩვენებს შესაბამის ფურიეს ტრანსფორმაციას.(d)-(i)-ში გამოსახულებები არის (a)-(c) მონიშნული უბნების გადიდება.
ამ შემთხვევაში, ჩანს, რომ ნახაზი 2b,c ბნელ უბნებში სტრუქტურები მგრძნობიარეა პოლარიზაციის მიმართ და, შესაბამისად, მონიშნულია LSFL-II14, 20, 29, 30. აღსანიშნავია, რომ LSFL-I-ის ორიენტაცია ასევე ბრუნულია ( ნახ. 2g, i), რომელიც ჩანს s-ტიპის სიგნალის ორიენტაციის მიხედვით შესაბამის FFT-ში.LSFL-I პერიოდის გამტარუნარიანობა უფრო დიდი ჩანს b პერიოდთან შედარებით და მისი დიაპაზონი გადატანილია უფრო მცირე პერიოდებისკენ ნახ. 2c-ში, როგორც ეს უფრო ფართოდ გავრცელებული s-ტიპის სიგნალით არის მითითებული.ამრიგად, შემდეგი LSFL სივრცითი პერიოდი შეიძლება შეინიშნოს ნიმუშზე სხვადასხვა გათბობის ტემპერატურაზე: \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-I}}\) = 418\(\pm 65\) nm 21 ^{ \circ }\ )C (ნახ. 2a), \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-I}}\) = 445\(~\pm\) 67 ნმ და \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-II }} \) = 247 ± 35 ნმ 250°C-ზე (ნახ. 2b) s პოლარიზაციისთვის.პირიქით, p-პოლარიზაციის სივრცითი პერიოდი და 250 \(^{\circ }\)C უდრის \(\ლამბდა _{\mathrm {LSFL-I))\) = 390\(\pm 55\ ) ნმ და \(\ Lambda_{\mathrm{LSFL-II}}\) = 265±35 ნმ (ნახ. 2c).
აღსანიშნავია, რომ შედეგები აჩვენებს, რომ მხოლოდ ნიმუშის ტემპერატურის გაზრდით, ზედაპირის მორფოლოგია შეიძლება გადავიდეს ორ უკიდურესობას შორის, მათ შორის (i) ზედაპირს, რომელიც შეიცავს მხოლოდ LSFL-I ელემენტებს და (ii) ფართობი დაფარულია LSFL-II.იმის გამო, რომ ამ კონკრეტული ტიპის LIPSS-ის წარმოქმნა ლითონის ზედაპირებზე ასოცირდება ზედაპირული ოქსიდის ფენებთან, ჩატარდა ენერგიის დისპერსიული რენტგენის ანალიზი (EDX).ცხრილი 1 აჯამებს მიღებულ შედეგებს.თითოეული განსაზღვრა ხორციელდება მინიმუმ ოთხი სპექტრის საშუალოდ დამუშავებით სხვადასხვა ადგილას დამუშავებული ნიმუშის ზედაპირზე.გაზომვები ტარდება ნიმუშის სხვადასხვა ტემპერატურაზე \(T_\mathrm{s}\) და ნიმუშის ზედაპირის სხვადასხვა პოზიციაზე, რომელიც შეიცავს არასტრუქტურირებულ ან სტრუქტურირებულ უბნებს.გაზომვები ასევე შეიცავს ინფორმაციას ღრმა არაოქსიდიზებული ფენების შესახებ, რომლებიც მდებარეობს უშუალოდ დამუშავებული მდნარი არეალის ქვემოთ, მაგრამ EDX ანალიზის ელექტრონის შეღწევადობის სიღრმეში.თუმცა, უნდა აღინიშნოს, რომ EDX შეზღუდულია ჟანგბადის შემცველობის რაოდენობრივად განსაზღვრის უნარით, ამიტომ ამ მნიშვნელობებს აქ მხოლოდ ხარისხობრივი შეფასება შეუძლია.
ნიმუშების დაუმუშავებელი ნაწილები არ აჩვენებდნენ ჟანგბადის მნიშვნელოვან რაოდენობას ყველა სამუშაო ტემპერატურაზე.ლაზერული მკურნალობის შემდეგ ჟანგბადის დონე გაიზარდა ყველა შემთხვევაში31.ელემენტარული შემადგენლობის განსხვავება ორ დაუმუშავებელ ნიმუშს შორის ისეთივე იყო, როგორც მოსალოდნელი იყო კომერციული ფოლადის ნიმუშებისთვის და ნახშირწყალბადების დაბინძურების გამო AISI 304 ფოლადის მწარმოებლის მონაცემთა ფურცელთან შედარებით აღმოჩნდა ნახშირბადის მნიშვნელოვნად მაღალი მნიშვნელობები32.
სანამ განვიხილავთ ღარში აბლაციის სიღრმის შემცირების შესაძლო მიზეზებს და LSFL-I-დან LSFL-II-ზე გადასვლას, გამოიყენება სიმძლავრის სპექტრული სიმკვრივის (PSD) და სიმაღლის პროფილები.
(i) ზედაპირის კვაზიორგანზომილებიანი ნორმალიზებული სიმძლავრის სპექტრული სიმკვრივე (Q2D-PSD) ნაჩვენებია SEM გამოსახულებების სახით 1 და 2 სურათებში. 1 და 2. ვინაიდან PSD ნორმალიზებულია, ჯამის სიგნალის შემცირება უნდა იყოს გაგებული, როგორც მუდმივი ნაწილის ზრდა (k \(\le\) 0.7 μm\(^{-1}\), არ არის ნაჩვენები), ანუ სიგლუვეს.(ii) ზედაპირის საშუალო სიმაღლის შესაბამისი პროფილი.ნიმუშის ტემპერატურა \(T_s\), გადახურვა \(o_{\mathrm {p}}\) და ლაზერული პოლარიზაცია E პოზიციონირების პლატფორმის მოძრაობის ორიენტაციასთან მიმართებაში \(\vec {v}\) ნაჩვენებია ყველა ნახაზზე.
SEM გამოსახულებების შთაბეჭდილების რაოდენობრივად გასაზომად, საშუალო ნორმალიზებული სიმძლავრის სპექტრი გენერირებული იყო მინიმუმ სამი SEM სურათიდან თითოეული პარამეტრისთვის, ყველა ერთგანზომილებიანი (1D) სიმძლავრის სპექტრული სიმკვრივის (PSD) საშუალოდ x ან y მიმართულებით.შესაბამისი გრაფიკი ნაჩვენებია ნახ. 3i-ზე, რომელიც გვიჩვენებს სიგნალის სიხშირის ცვლას და მის ფარდობით წვლილს სპექტრში.
ნახ.3ia, c, e, DLIP პიკი იზრდება \(k_{\mathrm {DLIP}}~=~2\pi\) (4.5 μm)\(^{-1}\) = 1.4 μm \ ( ^{- 1}\) ან შესაბამისი უმაღლესი ჰარმონიები, როგორც გადახურვა იზრდება \(o_{\mathrm {p))\).ფუნდამენტური ამპლიტუდის ზრდა დაკავშირებული იყო LRIB სტრუქტურის უფრო ძლიერ განვითარებასთან.უფრო მაღალი ჰარმონიკის ამპლიტუდა იზრდება ფერდობის ციცაბოსთან ერთად.მართკუთხა ფუნქციებისთვის, როგორც შემზღუდავი შემთხვევებისთვის, დაახლოება მოითხოვს სიხშირეების უდიდეს რაოდენობას.აქედან გამომდინარე, პიკი დაახლოებით 1,4 μm\(^{-1}\) PSD-ში და შესაბამისი ჰარმონიკა შეიძლება გამოყენებულ იქნას როგორც ხარისხის პარამეტრები ღარის ფორმისთვის.
პირიქით, როგორც ნაჩვენებია ნახაზზე 3(i)b,d,f, გაცხელებული ნიმუშის PSD აჩვენებს სუსტ და განიერ მწვერვალებს ნაკლები სიგნალით შესაბამის ჰარმონიებში.გარდა ამისა, ნახ.3(i)f აჩვენებს, რომ მეორე ჰარმონიული სიგნალი კი აღემატება ფუნდამენტურ სიგნალს.ეს ასახავს გახურებული ნიმუშის უფრო არარეგულარულ და ნაკლებად გამოხატულ DLIP სტრუქტურას (შედარებით \(T_s\) = 21\(^\circ\)C).კიდევ ერთი თვისება ის არის, რომ როდესაც გადახურვა \(o_{\mathrm {p}}\) იზრდება, შედეგად მიღებული LSFL-I სიგნალი გადადის უფრო მცირე ტალღის რიცხვისკენ (ხანგრძლივი პერიოდი).ეს შეიძლება აიხსნას DLIP რეჟიმის კიდეების გაზრდილი ციცაბოობით და დაცემის კუთხის შესაბამისი ლოკალური ზრდით14,33.ამ ტენდენციის შემდეგ, LSFL-I სიგნალის გაფართოებაც შეიძლება აიხსნას.ციცაბო ფერდობების გარდა, ასევე არის ბრტყელი უბნები DLIP სტრუქტურის ქვედა და თხემების ზემოთ, რაც იძლევა LSFL-I პერიოდების უფრო ფართო დიაპაზონის საშუალებას.მაღალი შთამნთქმელი მასალებისთვის, LSFL-I პერიოდი ჩვეულებრივ შეფასებულია როგორც:
სადაც \(\theta\) არის დაცემის კუთხე, ხოლო s და p ასოები სხვადასხვა პოლარიზაციას ეხება33.
უნდა აღინიშნოს, რომ DLIP-ის დაყენების დაცემის სიბრტყე, როგორც წესი, პერპენდიკულარულია პოზიციონირების პლატფორმის მოძრაობაზე, როგორც ეს ნაჩვენებია 4-ზე (იხილეთ განყოფილება მასალები და მეთოდები).მაშასადამე, s-პოლარიზაცია, როგორც წესი, პარალელურია სცენის მოძრაობისა, ხოლო p-პოლარიზაცია პერპენდიკულარულია მასზე.განტოლების მიხედვით.(1), s-პოლარიზაციისთვის მოსალოდნელია LSFL-I სიგნალის გავრცელება და გადანაცვლება უფრო მცირე ტალღოვანი რიცხვებისკენ.ეს განპირობებულია \(\theta\) და კუთხური დიაპაზონის \(\theta \pm \delta \theta\) მატებით, როდესაც იზრდება თხრილის სიღრმე.ეს ჩანს LSFL-I მწვერვალების შედარებით ნახ. 3ia,c,e.
ნახ.1c, LSFL\(_\mathrm {edge}\) ასევე ჩანს შესაბამის PSD-ში ნახ.3ე.ნახ.3ig,h აჩვენებს PSD-ს p-პოლარიზაციისთვის.განსხვავება DLIP პიკებში უფრო გამოხატულია გაცხელებულ და გაუცხელებელ ნიმუშებს შორის.ამ შემთხვევაში, LSFL-I-დან მიღებული სიგნალი გადაფარავს DLIP პიკის უფრო მაღალ ჰარმონიებს და ემატება სიგნალს ლაზირის ტალღის სიგრძის მახლობლად.
შედეგების უფრო დეტალურად განსახილველად, ნახ. 3ii-ზე ნაჩვენებია სტრუქტურული სიღრმე და გადახურვა DLIP წრფივი სიმაღლის განაწილების იმპულსებს შორის სხვადასხვა ტემპერატურაზე.ზედაპირის ვერტიკალური სიმაღლის პროფილი მიღებულ იქნა DLIP სტრუქტურის ცენტრის გარშემო ათი ინდივიდუალური ვერტიკალური სიმაღლის პროფილის საშუალოდ.თითოეული გამოყენებული ტემპერატურისთვის, სტრუქტურის სიღრმე იზრდება პულსის გადახურვის გაზრდით.გაცხელებული ნიმუშის პროფილში ნაჩვენებია ღარები პიკ-მწვერვალამდე (pvp) საშუალო მნიშვნელობებით 0,87 μm s-პოლარიზაციისთვის და 1,06 μm p-პოლარიზაციისთვის.ამის საპირისპიროდ, გაუცხელებელი ნიმუშის s-პოლარიზაცია და p-პოლარიზაცია აჩვენებს pvp 1,75 μm და 2,33 μm, შესაბამისად.შესაბამისი pvp გამოსახულია სიმაღლის პროფილში ნახ.3ii.თითოეული PvP საშუალო გამოითვლება რვა ერთჯერადი PvP-ის საშუალოდ.
გარდა ამისა, ნახ.3iig,h გვიჩვენებს p-პოლარიზაციის სიმაღლის განაწილებას პოზიციონირების სისტემისა და ღარების მოძრაობის პერპენდიკულურად.p-პოლარიზაციის მიმართულება დადებითად მოქმედებს ღარის სიღრმეზე, რადგან ის იწვევს ოდნავ უფრო მაღალ pvp-ს 2.33 μm-ზე s-პოლარიზაციასთან შედარებით 1.75 μm pvp-ზე.ეს თავის მხრივ შეესაბამება პოზიციონირების პლატფორმის სისტემის ღარები და მოძრაობას.ეს ეფექტი შეიძლება გამოწვეული იყოს უფრო მცირე სტრუქტურით s-პოლარიზაციის შემთხვევაში p-პოლარიზაციის შემთხვევაში შედარებით (იხ. ნახ. 2f,h), რომელიც შემდგომში იქნება განხილული.
დისკუსიის მიზანია ახსნას ღარის სიღრმის შემცირება ძირითადი LIPS კლასის (LSFL-I-დან LSFL-II-მდე) ცვლილების გამო გახურებული ნიმუშების შემთხვევაში.ასე რომ, უპასუხეთ შემდეგ კითხვებს:
პირველ კითხვაზე პასუხის გასაცემად აუცილებელია აბლაციის შემცირებაზე პასუხისმგებელი მექანიზმების გათვალისწინება.ერთი პულსისთვის ნორმალური სიხშირით, აბლაციის სიღრმე შეიძლება აღწერილი იყოს როგორც:
სადაც \(\delta _{\mathrm {E}}\) არის ენერგიის შეღწევის სიღრმე, \(\Phi\) და \(\Phi _{\mathrm {th}}\) არის შთანთქმის fluence და აბლაციის fluence ბარიერი, შესაბამისად34 .
მათემატიკურად, ენერგიის შეღწევის სიღრმეს აქვს მულტიპლიკაციური ეფექტი აბლაციის სიღრმეზე, ხოლო ენერგიის ცვლილებას აქვს ლოგარითმული ეფექტი.ასე რომ, გავლენის ცვლილებები არ ახდენს გავლენას \(\Delta z\) მანამ, სანამ \(\Phi ~\gg ~\Phi _{\mathrm {th}}\).თუმცა, ძლიერი დაჟანგვა (მაგალითად, ქრომის ოქსიდის წარმოქმნის გამო) იწვევს უფრო ძლიერ Cr-O35 ბმებს Cr-Cr ობლიგაციებთან შედარებით, რითაც იზრდება აბლაციის ზღურბლი.შესაბამისად, \(\Phi ~\gg ~\Phi _{\mathrm {th}}\) აღარ არის კმაყოფილი, რაც იწვევს აბლაციის სიღრმის სწრაფ შემცირებას ენერგიის ნაკადის სიმკვრივის შემცირებით.გარდა ამისა, ცნობილია კორელაცია ჟანგვის მდგომარეობასა და LSFL-II პერიოდს შორის, რაც აიხსნება თავად ნანოსტრუქტურის ცვლილებებით და ზედაპირის დაჟანგვით გამოწვეული ზედაპირის ოპტიკური თვისებებით30,35.აქედან გამომდინარე, შთანთქმის დნობის \(\Phi\) ზედაპირის ზუსტი განაწილება განპირობებულია სტრუქტურულ პერიოდსა და ოქსიდის ფენის სისქეს შორის ურთიერთქმედების რთული დინამიკით.პერიოდიდან გამომდინარე, ნანოსტრუქტურა ძლიერ გავლენას ახდენს აბსორბირებული ენერგიის ნაკადის განაწილებაზე ველის მკვეთრი ზრდის, ზედაპირული პლაზმონის აგზნების, არაჩვეულებრივი სინათლის გადაცემის ან გაფანტვის გამო17,19,20,21.ამიტომ, \(\Phi\) ძლიერ არაერთგვაროვანია ზედაპირთან ახლოს და \(\delta _ {E}\) ალბათ აღარ არის შესაძლებელი ერთი შთანთქმის კოეფიციენტით \(\alpha = \delta _{\mathrm {opt} } ^ { -1} \approx \delta _{\mathrm {E}}^{-1}\) მთელი ზედაპირული მოცულობისთვის.ვინაიდან ოქსიდის ფირის სისქე დიდწილად დამოკიდებულია გამაგრების დროზე [26], ნომენკლატურის ეფექტი დამოკიდებულია ნიმუშის ტემპერატურაზე.ოპტიკური მიკროგრაფები, რომლებიც ნაჩვენებია S1 სურათზე, დამატებით მასალაში, მიუთითებს ცვლილებებზე ოპტიკურ თვისებებში.
ეს ეფექტები ნაწილობრივ ხსნის თხრილის არაღრმა სიღრმეს მცირე ზედაპირული სტრუქტურების შემთხვევაში სურათებში 1d,e და 2b,c და 3(ii)b,d,f.
ცნობილია, რომ LSFL-II წარმოიქმნება ნახევარგამტარებზე, დიელექტრიკებზე და დაჟანგვისკენ მიდრეკილ მასალებზე14,29,30,36,37.ამ უკანასკნელ შემთხვევაში განსაკუთრებით მნიშვნელოვანია ზედაპირის ოქსიდის ფენის სისქე30.ჩატარებულმა EDX ანალიზმა გამოავლინა ზედაპირული ოქსიდების წარმოქმნა სტრუქტურირებულ ზედაპირზე.ამრიგად, გაუცხელებელი ნიმუშებისთვის, გარემოს ჟანგბადი, როგორც ჩანს, ხელს უწყობს აირისებრი ნაწილაკების ნაწილობრივ წარმოქმნას და ნაწილობრივ ზედაპირული ოქსიდების წარმოქმნას.ორივე ფენომენი მნიშვნელოვან წვლილს შეიტანს ამ პროცესში.პირიქით, გაცხელებული ნიმუშებისთვის, სხვადასხვა დაჟანგვის მდგომარეობის ლითონის ოქსიდები (SiO\(_{\mathrm {2}}\), Cr\(_{\mathrm {n}} \)O\(_{\mathrm { m}}\ ), Fe\(_{\mathrm {n}}\)O\(_{\mathrm {m}}\), NiO და ა.შ.) აშკარაა 38 სასარგებლოდ.საჭირო ოქსიდის ფენის გარდა, ქვეტალღის სიგრძის უხეშობის არსებობა, ძირითადად მაღალი სივრცითი სიხშირის LIPSS (HSFL), აუცილებელია ქვეტალღის სიგრძის (d-ტიპის) ინტენსივობის საჭირო რეჟიმების ფორმირებისთვის14,30.საბოლოო LSFL-II ინტენსივობის რეჟიმი არის HSFL ამპლიტუდის და ოქსიდის სისქის ფუნქცია.ამ რეჟიმის მიზეზი არის HSFL-ით მიმოფანტული სინათლის შორეულ ველში ჩარევა და მასალაში გარდატეხილი და ზედაპირის დიელექტრიკულ მასალაში გავრცელებული შუქი20,29,30.SEM გამოსახულებები ზედაპირის ნიმუშის კიდეზე სურათზე S2, დამატებითი მასალების განყოფილებაში, მიუთითებს ადრე არსებულ HSFL-ზე.ამ გარე რეგიონზე სუსტად მოქმედებს ინტენსივობის განაწილების პერიფერია, რაც იძლევა HSFL-ის ფორმირების საშუალებას.ინტენსივობის განაწილების სიმეტრიის გამო, ეს ეფექტი ასევე ხდება სკანირების მიმართულებით.
ნიმუშის გათბობა გავლენას ახდენს LSFL-II ფორმირების პროცესზე რამდენიმე გზით.ერთის მხრივ, ნიმუშის ტემპერატურის ზრდა \(T_\mathrm{s}\) ბევრად უფრო დიდ გავლენას ახდენს გამაგრებისა და გაგრილების სიჩქარეზე, ვიდრე გამდნარი ფენის სისქე26.ამრიგად, გაცხელებული ნიმუშის თხევადი ინტერფეისი ექვემდებარება გარემოს ჟანგბადს უფრო ხანგრძლივი დროის განმავლობაში.გარდა ამისა, დაგვიანებული გამაგრება საშუალებას იძლევა განვითარდეს რთული კონვექციური პროცესები, რომლებიც ზრდის ჟანგბადის და ოქსიდების შერევას თხევად ფოლადთან26.ამის დემონსტრირება შესაძლებელია მხოლოდ დიფუზიით წარმოქმნილი ოქსიდის ფენის სისქის შედარებით (\(\Lambda _\mathrm {diff}=\sqrt{D~\ჯერ ~t_\mathrm {s}}~\le ~15\) ნმ) შესაბამისი კოაგულაციის დროა \(t_\mathrm {s}~\le ~200\) ns, ხოლო დიფუზიის კოეფიციენტი \(D~\le\) 10\(^{-5}\) სმ\(^ 2 \ )/წ) LSFL-II ფორმირებაში დაფიქსირდა ან საჭირო იყო მნიშვნელოვნად მაღალი სისქე30.მეორეს მხრივ, გათბობა ასევე გავლენას ახდენს HSFL-ის ფორმირებაზე და, შესაბამისად, ობიექტების გაფანტვაზე, რომლებიც საჭიროა LSFL-II d ტიპის ინტენსივობის რეჟიმში გადასასვლელად.ზედაპირის ქვეშ მოხვედრილი ნანოოიდების ზემოქმედება მიუთითებს მათ მონაწილეობაზე HSFL39-ის ფორმირებაში.ეს დეფექტები შეიძლება წარმოადგენდეს HSFL-ის ელექტრომაგნიტურ წარმოშობას საჭირო მაღალი სიხშირის პერიოდული ინტენსივობის შაბლონების გამო14,17,19,29.გარდა ამისა, ეს გენერირებული ინტენსივობის რეჟიმები უფრო ერთგვაროვანია ნანოოიდების დიდი რაოდენობით19.ამრიგად, HSFL-ის გაზრდილი სიხშირის მიზეზი შეიძლება აიხსნას კრისტალური დეფექტების დინამიკის ცვლილებით, როდესაც \(T_\mathrm{s}\) იზრდება.
ახლახან აჩვენეს, რომ სილიციუმის გაგრილების სიჩქარე არის ძირითადი პარამეტრი შინაგანი ინტერსტიციული ზეგაჯერებისთვის და, შესაბამისად, წერტილოვანი დეფექტების დაგროვებისთვის დისლოკაციების წარმოქმნით40,41.სუფთა ლითონების მოლეკულური დინამიკის სიმულაციებმა აჩვენა, რომ ვაკანსიები ზეგაჯერებულია სწრაფი რეკრისტალიზაციის დროს და, შესაბამისად, მეტალებში ვაკანსიების დაგროვება ანალოგიურად მიმდინარეობს42,43,44.გარდა ამისა, ვერცხლის ბოლოდროინდელი ექსპერიმენტული კვლევები ყურადღებას ამახვილებს წერტილოვანი დეფექტების დაგროვების გამო სიცარიელისა და მტევნის წარმოქმნის მექანიზმზე45.ამრიგად, ნიმუშის ტემპერატურის მატებამ \(T_\mathrm {s}\) და, შესაბამისად, გაგრილების სიჩქარის შემცირებამ შეიძლება გავლენა მოახდინოს სიცარიელეების წარმოქმნაზე, რომლებიც წარმოადგენს HSFL-ის ბირთვებს.
თუ ვაკანსიები არის ღრუების და, შესაბამისად, HSFL-ის აუცილებელი წინამორბედები, ნიმუშის ტემპერატურას \(T_s\) უნდა ჰქონდეს ორი ეფექტი.ერთის მხრივ, \(T_s\) გავლენას ახდენს რეკრისტალიზაციის სიჩქარეზე და, შესაბამისად, წერტილოვანი დეფექტების კონცენტრაციაზე (ვაკანსიის კონცენტრაცია) მოყვანილ კრისტალში.მეორეს მხრივ, ის ასევე გავლენას ახდენს გაციების სიჩქარეზე გამაგრების შემდეგ, რითაც გავლენას ახდენს წერტილოვანი დეფექტების გავრცელებაზე კრისტალში 40,41.გარდა ამისა, გამაგრების სიჩქარე დამოკიდებულია კრისტალოგრაფიულ ორიენტაციაზე და, შესაბამისად, ძლიერ ანიზოტროპულია, ისევე როგორც წერტილოვანი დეფექტების დიფუზია42,43.ამ წინაპირობის თანახმად, მასალის ანიზოტროპული რეაქციის გამო, სინათლისა და მატერიის ურთიერთქმედება ხდება ანისოტროპული, რაც თავის მხრივ აძლიერებს ენერგიის ამ დეტერმინისტულ პერიოდულ გამოყოფას.პოლიკრისტალური მასალებისთვის, ეს ქცევა შეიძლება შემოიფარგლოს ერთი მარცვლის ზომით.ფაქტობრივად, LIPSS ფორმირება დემონსტრირებულია მარცვლის ორიენტაციის მიხედვით46,47.ამრიგად, ნიმუშის ტემპერატურის \(T_s\) გავლენა კრისტალიზაციის სიჩქარეზე შეიძლება არ იყოს ისეთი ძლიერი, როგორც მარცვლის ორიენტაციის ეფექტი.ამრიგად, სხვადასხვა მარცვლეულის განსხვავებული კრისტალოგრაფიული ორიენტაცია იძლევა პოტენციურ ახსნას HSFL ან LSFL-II სიცარიელის ზრდისა და აგრეგაციის შესახებ, შესაბამისად.
ამ ჰიპოთეზის საწყისი ნიშნების გასარკვევად, ნედლი ნიმუშები ამოიკვეთა ზედაპირთან ახლოს მარცვლის წარმოქმნის გამოსავლენად.მარცვლების შედარება ნახ.S3 ნაჩვენებია დამატებით მასალაში.გარდა ამისა, LSFL-I და LSFL-II გამოჩნდნენ ჯგუფებად გაცხელებულ ნიმუშებზე.ამ მტევნების ზომა და გეომეტრია შეესაბამება მარცვლის ზომას.
უფრო მეტიც, HSFL გვხვდება მხოლოდ ვიწრო დიაპაზონში დაბალი ნაკადის სიმკვრივის დროს მისი კონვექციური წარმოშობის გამო19,29,48.ამიტომ, ექსპერიმენტებში, ეს ალბათ ხდება მხოლოდ სხივის პროფილის პერიფერიაზე.ამიტომ, HSFL წარმოიქმნა არაჟანგბად ან სუსტად დაჟანგულ ზედაპირებზე, რაც აშკარა გახდა დამუშავებული და დაუმუშავებელი ნიმუშების ოქსიდური ფრაქციების შედარებისას (იხ. ცხრილი reftab: მაგალითი).ეს ადასტურებს ვარაუდს, რომ ოქსიდის ფენა ძირითადად გამოწვეულია ლაზერით.
იმის გათვალისწინებით, რომ LIPSS ფორმირება, როგორც წესი, დამოკიდებულია იმპულსების რაოდენობაზე პულსთაშორისი უკუკავშირის გამო, HSFL-ები შეიძლება შეიცვალოს უფრო დიდი სტრუქტურებით, რადგან პულსის გადახურვა იზრდება19.ნაკლებად რეგულარული HSFL იწვევს ნაკლებად რეგულარული ინტენსივობის შაბლონს (d-რეჟიმს), რომელიც საჭიროა LSFL-II-ის ფორმირებისთვის.ამიტომ, როდესაც \(o_\mathrm {p}\)-ის გადახურვა იზრდება (იხ. ნახ. 1-დან de), LSFL-II-ის კანონზომიერება მცირდება.
ამ კვლევამ გამოიკვლია სუბსტრატის ტემპერატურის ეფექტი ლაზერული სტრუქტურირებული DLIP დამუშავებული უჟანგავი ფოლადის ზედაპირის მორფოლოგიაზე.აღმოჩნდა, რომ სუბსტრატის გათბობა 21-დან 250°C-მდე იწვევს აბლაციის სიღრმის შემცირებას 1,75-დან 0,87 მკმ-მდე s-პოლარიზაციაში და 2,33-დან 1,06 μm-მდე p-პოლარიზაციაში.ეს შემცირება განპირობებულია LIPSS ტიპის ცვლილებით LSFL-I-დან LSFL-II-მდე, რაც ასოცირდება ლაზერით გამოწვეულ ზედაპირული ოქსიდის ფენასთან ნიმუშის მაღალ ტემპერატურაზე.გარდა ამისა, LSFL-II-მ შეიძლება გაზარდოს ზღვრული ნაკადი გაზრდილი დაჟანგვის გამო.ვარაუდობენ, რომ ამ ტექნოლოგიურ სისტემაში მაღალი პულსის გადაფარვით, ენერგიის საშუალო სიმკვრივით და საშუალო გამეორების სიჩქარით, LSFL-II-ის წარმოქმნა ასევე განისაზღვრება დისლოკაციის დინამიკის ცვლილებით, რომელიც გამოწვეულია ნიმუშის გაცხელებით.ვარაუდობენ, რომ LSFL-II-ის აგრეგაცია განპირობებულია მარცვლების ორიენტაციაზე დამოკიდებული ნანოოიდური ფორმირებით, რაც იწვევს HSFL-ს, როგორც LSFL-II-ის წინამორბედს.გარდა ამისა, შესწავლილია პოლარიზაციის მიმართულების გავლენა სტრუქტურულ პერიოდზე და სტრუქტურული პერიოდის გამტარუნარიანობაზე.გამოდის, რომ p-პოლარიზაცია უფრო ეფექტურია DLIP პროცესისთვის აბლაციის სიღრმის თვალსაზრისით.საერთო ჯამში, ეს კვლევა აღმოაჩენს პროცესის პარამეტრების ერთობლიობას DLIP აბლაციის სიღრმის კონტროლისა და ოპტიმიზაციის მიზნით, რათა შეიქმნას მორგებული ზედაპირის ნიმუშები.დაბოლოს, LSFL-I-დან LSFL-II-ზე გადასვლა მთლიანად სითბოს განპირობებულია და გამეორების სიჩქარის მცირე ზრდა მოსალოდნელია მუდმივი პულსის გადახურვით, გაზრდილი სითბოს დაგროვების გამო24.ყველა ეს ასპექტი შესაბამისია DLIP პროცესის გაფართოების მოახლოებული გამოწვევისთვის, მაგალითად, პოლიგონური სკანირების სისტემების გამოყენებით49.სითბოს დაგროვების მინიმუმამდე შესამცირებლად შეიძლება შემდეგი სტრატეგიის დაცვა: შეინარჩუნეთ პოლიგონური სკანერის სკანირების სიჩქარე რაც შეიძლება მაღალი, ლაზერული ლაქების უფრო დიდი ზომის გამოყენებით, სკანირების მიმართულებით ორთოგონალური და ოპტიმალური აბლაციის გამოყენებით.fluence 28. გარდა ამისა, ეს იდეები იძლევა კომპლექსური იერარქიული ტოპოგრაფიის შექმნას ზედაპირის გაფართოებული ფუნქციონალიზაციისთვის DLIP-ის გამოყენებით.
ამ კვლევაში გამოყენებული იქნა ელექტროგაპრიალებული უჟანგავი ფოლადის ფირფიტები (X5CrNi18-10, 1.4301, AISI 304) 0.8 მმ სისქის.ზედაპირიდან ნებისმიერი დამაბინძურებლის მოსაშორებლად, ნიმუშები ლაზერული დამუშავების წინ საგულდაგულოდ გაირეცხა ეთანოლით (ეთანოლის აბსოლუტური კონცენტრაცია \(\ge\) 99,9%).
DLIP პარამეტრი ნაჩვენებია სურათზე 4. ნიმუშები აგებულია DLIP სისტემის გამოყენებით, რომელიც აღჭურვილია 12 ps ულტრამოკლე იმპულსური ლაზერული წყაროთი 532 ნმ ტალღის სიგრძით და მაქსიმალური გამეორების სიხშირით 50 MHz.სხივის ენერგიის სივრცითი განაწილება არის გაუსიანი.სპეციალურად შექმნილი ოპტიკა უზრუნველყოფს ორმაგი სხივის ინტერფერომეტრულ კონფიგურაციას ნიმუშზე ხაზოვანი სტრუქტურების შესაქმნელად.ლინზა, რომლის ფოკუსური სიგრძეა 100 მმ, ათავსებს ზედაპირზე ორ დამატებით ლაზერის სხივს 6,8\(^\circ\) ფიქსირებული კუთხით, რაც იძლევა სივრცულ პერიოდს დაახლოებით 4,5 მკმ.დამატებითი ინფორმაცია ექსპერიმენტული დაყენების შესახებ შეგიძლიათ იხილოთ სხვაგან50.
ლაზერული დამუშავების წინ ნიმუში მოთავსებულია გამათბობელ ფირფიტაზე გარკვეულ ტემპერატურაზე.გათბობის ფირფიტის ტემპერატურა დაყენებული იყო 21 და 250°C.ყველა ექსპერიმენტში შეკუმშული ჰაერის განივი ჭავლი გამოიყენებოდა გამონაბოლქვი მოწყობილობასთან ერთად, რათა თავიდან აიცილონ მტვრის დეპონირება ოპტიკაზე.იქმნება x,y სტადიის სისტემა, რათა განლაგდეს ნიმუში სტრუქტურირების დროს.
პოზიციონირების საფეხურის სისტემის სიჩქარე იცვლებოდა 66-დან 200 მმ/წმ-მდე, რათა მიეღო გადახურვა 99.0-დან 99.67 \(\%\) პულსებს შორის შესაბამისად.ყველა შემთხვევაში, გამეორების სიხშირე დაფიქსირდა 200 kHz-ზე, ხოლო საშუალო სიმძლავრე იყო 4 W, რომელიც იძლეოდა ენერგიას თითო პულსზე 20 μJ.DLIP ექსპერიმენტში გამოყენებული სხივის დიამეტრი არის დაახლოებით 100 მკმ, და შედეგად მიღებული ლაზერის ენერგიის პიკური სიმკვრივეა 0,5 J/cm\(^{2}\).მთლიანი ენერგია გამოთავისუფლებული ერთეულ ფართობზე არის პიკური კუმულაციური რყევა, რომელიც შეესაბამება 50 J/cm\(^2\) \(o_{\mathrm {p}}\) = 99.0 \(\%\), 100 J/cm \(^2\) \(o_{\mathrm {p))\)=99.5 \(\%\) და 150 J/cm\(^2\) \(o_{ \mathrm {p} }\) ) = 99,67 \(\%\).გამოიყენეთ \(\ლამბდა\)/2 ფირფიტა ლაზერის სხივის პოლარიზაციის შესაცვლელად.გამოყენებული პარამეტრების თითოეული ნაკრებისთვის, ნიმუშის ტექსტურირებულია დაახლოებით 35 × 5 მმ\(^{2}\) ფართობი.ყველა სტრუქტურირებული ექსპერიმენტი ჩატარდა გარემო პირობებში, რათა უზრუნველყოფილიყო სამრეწველო გამოყენებადობა.
ნიმუშების მორფოლოგია გამოკვლეული იყო კონფოკალური მიკროსკოპის გამოყენებით 50x გადიდებით და ოპტიკური და ვერტიკალური გარჩევადობით, შესაბამისად, 170 ნმ და 3 ნმ.შეგროვებული ტოპოგრაფიული მონაცემები შემდეგ შეფასდა ზედაპირის ანალიზის პროგრამული უზრუნველყოფის გამოყენებით.ამოიღეთ პროფილები რელიეფის მონაცემებიდან ISO 1661051-ის მიხედვით.
ნიმუშები ასევე დახასიათდა სკანირების ელექტრონული მიკროსკოპის გამოყენებით 6.0 კვ ამაჩქარებელი ძაბვის დროს.ნიმუშების ზედაპირის ქიმიური შემადგენლობა შეფასდა ენერგიის დისპერსიული რენტგენის სპექტროსკოპიის (EDS) დანართის გამოყენებით 15 კვ აჩქარების ძაბვაზე.გარდა ამისა, ნიმუშების მიკროსტრუქტურის მარცვლოვანი მორფოლოგიის დასადგენად გამოყენებული იქნა ოპტიკური მიკროსკოპი 50x ობიექტივით. მანამდე ნიმუშები იჭრებოდა 50 \(^\circ\)C მუდმივ ტემპერატურაზე ხუთი წუთის განმავლობაში უჟანგავი ფოლადის ლაქაში მარილმჟავას და აზოტის მჟავას კონცენტრაციით 15-20 \(\%\) და 1\( -<\)5 \(\%\), შესაბამისად. მანამდე ნიმუშები იჭრებოდა 50 \(^\circ\)C მუდმივ ტემპერატურაზე ხუთი წუთის განმავლობაში უჟანგავი ფოლადის ლაქაში მარილმჟავას და აზოტის მჟავას კონცენტრაციით 15-20 \(\%\) და 1\( -<\)5 \(\%\), შესაბამისად. Перед этим образцы травили при постоянной ტემპერატურა 50 \(^\circ\)С в течение пяти минут в краске из нержавеющей стали соляной и азотной кислотами концентрацией 15-20 \(\%\(-\) და 1 \%\) советственно. მანამდე ნიმუშები იჭრებოდა 50 \(^\circ\)C მუდმივ ტემპერატურაზე ხუთი წუთის განმავლობაში უჟანგავი ფოლადის საღებავში ჰიდროქლორინის და აზოტის მჟავებით კონცენტრაციით 15-20 \(\%\) და 1\( -<\)5 \( \%\) შესაბამისად.在此之前，样品在不锈钢染色液中以50 \(^\circ\)C 的恒温蚀刻五分钟，盐酸咟) 和1\( -<\)5 \ (\%\)).在此之前，样品在不锈钢染色液中以50 \(^\circ\)C (\%\)，分别。მანამდე ნიმუშები მწნილ იქნა ხუთი წუთის განმავლობაში 50 \(^\circ\)C მუდმივ ტემპერატურაზე უჟანგავი ფოლადის შეღებვის ხსნარში ჰიდროქლორინის და აზოტის მჟავების კონცენტრაციით 15-20 \(\%\) და 1. \.(-<\)5 \ (\%\) соответственно. (-<\)5 \ (\%\) შესაბამისად.
ორსხივიანი DLIP დაყენების ექსპერიმენტული დაყენების სქემატური დიაგრამა, მათ შორის (1) ლაზერის სხივი, (2) \(\ლამბდა\)/2 ფირფიტა, (3) DLIP თავი გარკვეული ოპტიკური კონფიგურაციით, (4) ) ცხელი ფირფიტა, (5) ჯვარედინი სითხე, (6) x,y პოზიციონირების საფეხურები და (7) უჟანგავი ფოლადის ნიმუშები.ორი გადანაწილებული სხივი, წითლად შემოხაზული მარცხნივ, ქმნის ხაზოვან სტრუქტურებს ნიმუშზე \(2\თეტა\) კუთხით (როგორც s- და ასევე p-პოლარიზაციის ჩათვლით).
მიმდინარე კვლევაში გამოყენებული და/ან გაანალიზებული მონაცემთა ნაკრები ხელმისაწვდომია შესაბამისი ავტორებისგან გონივრული მოთხოვნის საფუძველზე.
გამოქვეყნების დრო: იან-07-2023