از بازدید شما از Nature.com سپاسگزاریم.شما از یک نسخه مرورگر با پشتیبانی محدود CSS استفاده می کنید.برای بهترین تجربه، توصیه می کنیم از یک مرورگر به روز شده استفاده کنید (یا حالت سازگاری را در اینترنت اکسپلورر غیرفعال کنید).علاوه بر این، برای اطمینان از پشتیبانی مداوم، سایت را بدون استایل و جاوا اسکریپت نشان می‌دهیم.
چرخ فلکی از سه اسلاید را همزمان نمایش می دهد.از دکمه های قبلی و بعدی برای حرکت در سه اسلاید در یک زمان استفاده کنید یا از دکمه های لغزنده در پایان برای حرکت در سه اسلاید در یک زمان استفاده کنید.
تداخل لیزر مستقیم (DLIP) همراه با ساختار دوره ای سطحی ناشی از لیزر (LIPSS) امکان ایجاد سطوح کاربردی برای مواد مختلف را فراهم می کند.توان عملیاتی فرآیند معمولاً با استفاده از میانگین توان لیزر بالاتر افزایش می یابد.با این حال، این منجر به تجمع گرما می شود که بر زبری و شکل الگوی سطح حاصل تأثیر می گذارد.بنابراین، بررسی دقیق تأثیر دمای بستر بر مورفولوژی عناصر ساخته شده ضروری است.در این مطالعه، سطح فولاد به صورت خطی با ps-DLIP در طول موج 532 نانومتر طراحی شد.برای بررسی تأثیر دمای بستر بر روی توپوگرافی حاصل، از صفحه حرارتی برای کنترل دما استفاده شد.حرارت دادن به 250 \(^{\circ }\)С منجر به کاهش قابل توجهی در عمق سازه های تشکیل شده از 2.33 به 1.06 میکرومتر شد.این کاهش با ظاهر انواع مختلف LIPSS بسته به جهت دانه‌های بستر و اکسیداسیون سطحی ناشی از لیزر همراه بود.این مطالعه اثر قوی دمای بستر را نشان می‌دهد، که همچنین زمانی انتظار می‌رود که عملیات سطحی با توان متوسط لیزر بالا برای ایجاد اثرات تجمع گرما انجام شود.
روش‌های تصفیه سطحی مبتنی بر تابش لیزر پالس اولتراکوتاه به دلیل توانایی آنها در بهبود خواص سطحی مهم‌ترین مواد مرتبط، در خط مقدم علم و صنعت قرار دارند.به طور خاص، عملکرد سطح سفارشی ناشی از لیزر در طیف گسترده‌ای از بخش‌های صنعتی و سناریوهای کاربردی1،2،3 پیشرفته است.به عنوان مثال، Vercillo و همکاران.خواص ضد یخ بر روی آلیاژهای تیتانیوم برای کاربردهای هوافضا بر اساس ابرآب گریزی ناشی از لیزر نشان داده شده است.Epperlein و همکاران گزارش کردند که ویژگی های نانو سایز تولید شده توسط ساختار سطح لیزری می تواند بر رشد یا مهار بیوفیلم در نمونه های فولادی تأثیر بگذارد.علاوه بر این، Guai و همکاران.همچنین خواص نوری سلول های خورشیدی آلی را بهبود بخشید.بنابراین، ساختار لیزری امکان تولید عناصر ساختاری با وضوح بالا را با فرسایش کنترل شده مواد سطحی فراهم می کند.
یک تکنیک ساختاری لیزری مناسب برای تولید چنین ساختارهای سطحی دوره‌ای، شکل‌دهی تداخل لیزری مستقیم (DLIP) است.DLIP بر اساس تداخل نزدیک به سطح دو یا چند پرتو لیزر برای تشکیل سطوح طرح‌دار با ویژگی‌هایی در محدوده میکرومتر و نانومتر است.بسته به تعداد و قطبش پرتوهای لیزر، DLIP می تواند طیف گسترده ای از ساختارهای سطح توپوگرافی را طراحی و ایجاد کند.یک رویکرد امیدوارکننده، ترکیب ساختارهای DLIP با ساختارهای سطحی دوره‌ای ناشی از لیزر (LIPSS) برای ایجاد یک توپوگرافی سطحی با سلسله مراتب ساختاری پیچیده 8،9،10،11،12 است.در طبیعت، نشان داده شده است که این سلسله مراتب عملکرد بهتری را نسبت به مدل های تک مقیاس ارائه می دهند.
تابع LIPSS تحت یک فرآیند خودتقویت کننده (بازخورد مثبت) بر اساس مدولاسیون افزایشی توزیع شدت تابش نزدیک به سطح است.این به دلیل افزایش نانوزبری است زیرا تعداد پالس های لیزر اعمال شده 14، 15، 16 افزایش می یابد. مدولاسیون عمدتاً به دلیل تداخل موج ساطع شده با میدان الکترومغناطیسی 15،17،18،19،20،21 شکسته و اجزای موج پراکنده یا پلاسمون های سطحی.تشکیل LIPSS نیز تحت تأثیر زمان‌بندی پالس‌ها قرار می‌گیرد22،23.به طور خاص، متوسط توان لیزر بالاتر برای درمان های سطحی با بهره وری بالا ضروری است.این معمولاً مستلزم استفاده از نرخ های تکرار بالا، یعنی در محدوده مگاهرتز است.در نتیجه، فاصله زمانی بین پالس‌های لیزر کوتاهتر است، که منجر به اثرات انباشت گرما 23، 24، 25، 26 می‌شود. این اثر منجر به افزایش کلی دمای سطح می‌شود که می‌تواند به طور قابل‌توجهی بر مکانیسم الگوبرداری در طول فرسایش لیزر تأثیر بگذارد.
در کار قبلی، رودنکو و همکاران.و تزیبیدیس و همکاران.مکانیزمی برای تشکیل ساختارهای همرفتی مورد بحث قرار گرفته است، که با افزایش انباشت گرما باید اهمیت فزاینده ای پیدا کند19،27.علاوه بر این، بائر و همکاران.مقدار بحرانی انباشت گرما را با ساختارهای سطح میکرونی مرتبط کنید.علیرغم این فرآیند تشکیل ساختار ناشی از حرارت، عموماً اعتقاد بر این است که بهره وری فرآیند را می توان به سادگی با افزایش نرخ تکرار بهبود بخشید.اگرچه این به نوبه خود بدون افزایش قابل توجه ذخیره گرما قابل دستیابی نیست.بنابراین، استراتژی‌های فرآیندی که توپولوژی چند سطحی را ارائه می‌کنند ممکن است بدون تغییر سینتیک فرآیند و شکل‌گیری ساختار، قابل حمل به نرخ‌های تکرار بالاتر نباشند.در این راستا، بررسی چگونگی تاثیر دمای زیرلایه بر فرآیند تشکیل DLIP، به ویژه در هنگام ساختن الگوهای سطح لایه ای به دلیل تشکیل همزمان LIPSS، بسیار مهم است.
هدف از این مطالعه بررسی اثر دمای بستر بر روی توپوگرافی سطح حاصل در طی پردازش DLIP فولاد ضد زنگ با استفاده از پالس‌های ps بود.در طول پردازش لیزری، دمای زیرلایه نمونه با استفاده از صفحه حرارتی تا 250 \(^\circ\)C افزایش یافت.ساختارهای سطحی حاصل با استفاده از میکروسکوپ کانفوکال، میکروسکوپ الکترونی روبشی و طیف‌سنجی پرتو ایکس پراکنده انرژی مشخص شدند.
در سری اول آزمایش‌ها، بستر فولادی با استفاده از پیکربندی DLIP دو پرتو با دوره مکانی 4.5 میکرومتر و دمای زیرلایه \(T_{\mathrm {s}}\) 21 \(^{\circ) پردازش شد. }\)C که از این پس سطح "گرم نشده" نامیده می شود.در این حالت، همپوشانی پالس \(o_{\mathrm {p}}\) فاصله بین دو پالس به عنوان تابعی از اندازه نقطه است.از 99.0٪ (100 پالس در هر موقعیت) تا 99.67٪ (300 پالس در هر موقعیت) متغیر است.در همه موارد، چگالی انرژی اوج \(\Phi _\mathrm {p}\) = 0.5 J/cm\(^2\) (برای معادل گاوسی بدون تداخل) و فرکانس تکرار f = 200 کیلوهرتز استفاده شد.جهت قطبش پرتو لیزر موازی با حرکت جدول موقعیت یابی است (شکل 1a) که موازی با جهت هندسه خطی ایجاد شده توسط الگوی تداخل دو پرتو است.تصاویری از ساختارهای به‌دست‌آمده با استفاده از میکروسکوپ الکترونی روبشی (SEM) در شکل‌ها نشان داده شده‌اند.1a–c.برای حمایت از تجزیه و تحلیل تصاویر SEM از نظر توپوگرافی، تبدیل فوریه (FFTs، نشان داده شده در داخل تاریک) بر روی ساختارهای مورد ارزیابی انجام شد.در تمام موارد، هندسه DLIP حاصل با یک دوره فضایی 4.5 میکرومتر قابل مشاهده بود.
برای حالت \(o_{\mathrm {p}}\) = 99.0% در ناحیه تاریک‌تر شکل.1a، مطابق با موقعیت حداکثر تداخل، می‌توان شیارهایی را مشاهده کرد که ساختارهای موازی کوچک‌تری دارند.آنها با نوارهای روشن تر پوشیده شده در توپوگرافی نانوذره مانند متناوب هستند.از آنجا که ساختار موازی بین شیارها به نظر عمود بر قطبش پرتو لیزر است و دارای دوره ای از \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-I}}\) 418\(\pm 65\) نانومتر، کمی است. کمتر از طول موج لیزر \(\lambda\) (532 نانومتر) را می توان LIPSS با فرکانس فضایی پایین (LSFL-I) 15،18 نامید.LSFL-I یک سیگنال به اصطلاح نوع s را در FFT تولید می کند، "s" scattering15،20.بنابراین، سیگنال عمود بر عنصر عمودی مرکزی قوی است که به نوبه خود توسط ساختار DLIP (\(\Lambda _{\mathrm {DLIP}}\) \(\تقریبا\) 4.5 میکرومتر) تولید می‌شود.سیگنال تولید شده توسط ساختار خطی الگوی DLIP در تصویر FFT به عنوان "نوع DLIP" نامیده می شود.
تصاویر SEM از ساختارهای سطحی ایجاد شده با استفاده از DLIP.اوج چگالی انرژی \(\Phi _\mathrm {p}\) = 0.5 J/cm\(^2\) (برای معادل گاوسی بدون نویز) و نرخ تکرار f = 200 کیلوهرتز است.تصاویر دمای نمونه، پلاریزاسیون و پوشش را نشان می دهند.حرکت مرحله محلی سازی با یک فلش سیاه در (a) مشخص شده است.داخل سیاه رنگ FFT مربوطه را نشان می دهد که از تصویر 37.25\(\times\) 37.25 میکرومتر SEM (تا زمانی که بردار موج \(\vec {k}\cdot (2\pi )^ {-1}\) = 200 شود نشان داده می شود. نانومتر).پارامترهای فرآیند در هر شکل نشان داده شده است.
با نگاهی بیشتر به شکل 1، می توانید ببینید که با افزایش همپوشانی \(o_{\mathrm {p}}\)، سیگنال سیگموئید بیشتر به سمت محور x FFT متمرکز می شود.بقیه LSFL-I بیشتر موازی هستند.علاوه بر این، شدت نسبی سیگنال نوع s کاهش یافته و شدت سیگنال نوع DLIP افزایش یافته است.این به دلیل افزایش روزافزون ترانشه ها با همپوشانی بیشتر است.همچنین، سیگنال محور x بین نوع s و مرکز باید از ساختاری با جهت گیری مشابه LSFL-I اما با دوره طولانی تر (\(\Lambda _\mathrm {b}\) \(\تقریبا \ ) باشد. 0.2 ± 1.4 میکرومتر) همانطور که در شکل 1c نشان داده شده است).بنابراین، فرض بر این است که شکل گیری آنها الگوی گودال هایی در مرکز ترانشه است.ویژگی جدید همچنین در محدوده فرکانس بالا (تعداد موج بزرگ) اردینات ظاهر می شود.سیگنال از امواج موازی در شیب های ترانشه می آید که به احتمال زیاد به دلیل تداخل نور تابیده شده و نور منعکس شده رو به جلو در شیب ها 9،14 است.در ادامه، این امواج با LSFL \ (_ \ mathrm {لبه} \) و سیگنال‌های آنها با نوع -s \ (_ {\mathrm {p)) \) نشان داده می‌شوند.
در آزمایش بعدی، دمای نمونه در زیر سطح به اصطلاح "گرم شده" به 250 درجه سانتیگراد رسید.ساختاردهی مطابق با همان استراتژی پردازشی که آزمایش‌های ذکر شده در بخش قبل انجام شد (شکل‌های 1a-1c) انجام شد.تصاویر SEM توپوگرافی حاصل را همانطور که در شکل 1d-f نشان داده شده است به تصویر می کشند.گرم کردن نمونه تا دمای 250 درجه سانتیگراد منجر به افزایش ظاهر LSFL می شود که جهت آن موازی با قطبش لیزر است.این ساختارها را می توان به عنوان LSFL-II مشخص کرد و دارای دوره مکانی \(\Lambda _\mathrm {LSFL-II}\) 35 ± 247 نانومتر است.سیگنال LSFL-II در FFT به دلیل فرکانس حالت بالا نمایش داده نمی شود.با افزایش \(o_{\mathrm {p}}\) از 99.0 به 99.67\(\%\) (شکل 1d–e)، عرض ناحیه باند روشن افزایش یافت که منجر به ظهور سیگنال DLIP شد. برای بیش از فرکانس های بالااعداد موج (فرکانس های پایین تر) و بنابراین به سمت مرکز FFT حرکت می کنند.ردیف های گودال در شکل 1d ممکن است پیش سازهای به اصطلاح شیارهایی باشند که عمود بر LSFL-I22,27 تشکیل شده اند.علاوه بر این، به نظر می رسد LSFL-II کوتاهتر و نامنظم شده است.همچنین توجه داشته باشید که اندازه متوسط نوارهای روشن با مورفولوژی نانو دانه در این مورد کوچکتر است.علاوه بر این، توزیع اندازه این نانوذرات نسبت به بدون گرم کردن کمتر پراکنده شده است (یا منجر به تجمع ذرات کمتری شده است).از نظر کیفی، این را می توان با مقایسه شکل های 1a، d یا b، e به ترتیب ارزیابی کرد.
همانطور که همپوشانی \(o_{\mathrm {p}}\) بیشتر به 99.67% افزایش یافت (شکل 1f)، یک توپوگرافی متمایز به تدریج به دلیل شیارهای آشکارتر پدیدار شد.با این حال، این شیارها نسبت به شکل 1c دارای نظم و عمق کمتری هستند.کنتراست کم بین مناطق روشن و تاریک تصویر با کیفیت نشان داده می شود.این نتایج بیشتر توسط سیگنال ضعیف‌تر و پراکنده‌تر اردینات FFT در شکل 1f در مقایسه با FFT در c پشتیبانی می‌شوند.استریاهای کوچکتر نیز در هنگام مقایسه شکل‌های 1b و e که بعداً با میکروسکوپ کانفوکال تأیید شد، هنگام گرم کردن مشهود بود.
علاوه بر آزمایش قبلی، قطبش پرتو لیزر به میزان 90 \(^{\circ}\) چرخید که باعث شد جهت قطبش عمود بر سکوی موقعیت‌یابی حرکت کند.روی انجیر2a-c مراحل اولیه تشکیل سازه را نشان می دهد، \(o_{\mathrm {p}}\) = 99.0% در گرم نشده (a)، گرم شده (b) و 90 گرم شده \(^{\ circ }\ ) - مورد با قطبش چرخشی (ج).برای تجسم نانوتوپوگرافی سازه ها، نواحی مشخص شده با مربع های رنگی در شکل ها نشان داده شده است.2d، در مقیاس بزرگ شده.
تصاویر SEM از ساختارهای سطحی ایجاد شده با استفاده از DLIP.پارامترهای فرآیند مانند شکل 1 است.تصویر دمای نمونه \(T_s\)، پلاریزاسیون و همپوشانی پالس \(o_\mathrm {p}\) را نشان می دهد.داخل سیاه دوباره تبدیل فوریه مربوطه را نشان می دهد.تصاویر در (d)-(i) بزرگنمایی مناطق علامت گذاری شده در (a)-(c) هستند.
در این مورد، می توان دید که سازه ها در نواحی تیره تر شکل 2b,c حساس به قطبش هستند و بنابراین LSFL-II14, 20, 29, 30 برچسب گذاری شده اند. شکل 2g، i)، که از جهت گیری سیگنال نوع s در FFT مربوطه قابل مشاهده است.پهنای باند دوره LSFL-I در مقایسه با دوره b بزرگتر به نظر می رسد، و محدوده آن به سمت دوره های کوچکتر در شکل 2c تغییر می کند، همانطور که با سیگنال نوع s گسترده تر نشان داده شده است.بنابراین، دوره فضایی LSFL زیر را می توان روی نمونه در دماهای گرمایش مختلف مشاهده کرد: \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-I}}\) = 418\(\pm 65\) نانومتر در 21 ^{ \circ }\ )C (شکل 2a)، \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-I}}\) = 445\(~\pm\) 67 نانومتر و \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-II }} \) = 35 ± 247 نانومتر در 250 درجه سانتیگراد (شکل 2b) برای قطبش s.در مقابل، دوره فضایی قطبش p و 250 \(^{\circ }\)C برابر است با \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-I))\) = 390\(\pm 55\ ) nm و \(\ Lambda_{\mathrm{LSFL-II}}\) = 265±35 نانومتر (شکل 2c).
قابل‌توجه، نتایج نشان می‌دهند که فقط با افزایش دمای نمونه، مورفولوژی سطح می‌تواند بین دو حالت افراطی جابه‌جا شود، از جمله (i) سطحی که فقط حاوی عناصر LSFL-I است و (ب) ناحیه‌ای که با LSFL-II پوشیده شده است.از آنجایی که تشکیل این نوع خاص از LIPSS بر روی سطوح فلزی با لایه‌های اکسید سطحی مرتبط است، تجزیه و تحلیل پرتو ایکس پراکنده انرژی (EDX) انجام شد.جدول 1 نتایج به دست آمده را خلاصه می کند.هر تعیین با میانگین حداقل چهار طیف در مکان های مختلف روی سطح نمونه پردازش شده انجام می شود.اندازه‌گیری‌ها در دماهای مختلف نمونه \(T_\mathrm{s}\) و موقعیت‌های مختلف سطح نمونه شامل مناطق بدون ساختار یا ساختار یافته انجام می‌شوند.اندازه‌گیری‌ها همچنین حاوی اطلاعاتی در مورد لایه‌های اکسید نشده عمیق‌تر هستند که مستقیماً در زیر ناحیه مذاب تحت درمان قرار دارند، اما در عمق نفوذ الکترون تجزیه و تحلیل EDX قرار دارند.با این حال، باید توجه داشت که EDX در توانایی خود برای تعیین کمیت محتوای اکسیژن محدود است، بنابراین این مقادیر در اینجا فقط می توانند یک ارزیابی کیفی ارائه دهند.
بخش‌های تیمار نشده نمونه‌ها مقادیر قابل‌توجهی از اکسیژن را در تمام دماهای عملیاتی نشان ندادند.پس از درمان با لیزر، سطح اکسیژن در همه موارد افزایش یافت.تفاوت در ترکیب عنصری بین دو نمونه تیمار نشده همانطور که برای نمونه‌های فولادی تجاری مورد انتظار بود، و مقادیر کربن به‌طور قابل‌توجهی در مقایسه با برگه اطلاعات سازنده فولاد AISI 304 به دلیل آلودگی هیدروکربنی یافت شد.
قبل از بحث درباره دلایل احتمالی کاهش عمق فرسایش شیار و انتقال از LSFL-I به LSFL-II، از پروفیل های چگالی طیفی توان (PSD) و ارتفاع استفاده می شود.
(i) چگالی طیفی توان نرمال شده شبه دو بعدی (Q2D-PSD) سطح به صورت تصاویر SEM در شکل های 1 و 2 نشان داده شده است. از آنجایی که PSD نرمال شده است، کاهش سیگنال جمع باید به عنوان افزایش در بخش ثابت (k \(\le\) 0.7 میکرومتر\(^{-1}\)، نشان داده نشده) یعنی صافی درک می شود.(ii) مشخصات ارتفاع متوسط سطح مربوطه.دمای نمونه \(T_s\)، همپوشانی \(o_{\mathrm {p}}\)، و قطبش لیزر E نسبت به جهت \(\vec {v}\) حرکت سکوی موقعیت یابی در همه نمودارها نشان داده شده است.
برای تعیین کمیت برداشت تصاویر SEM، یک طیف توان نرمال شده متوسط از حداقل سه تصویر SEM برای هر پارامتر تنظیم شده با میانگین گیری تمام چگالی های طیفی توان یک بعدی (PSD) در جهت x یا y تولید شد.نمودار مربوطه در شکل 3i نشان داده شده است که تغییر فرکانس سیگنال و سهم نسبی آن در طیف را نشان می دهد.
روی انجیر3ia، c، e، اوج DLIP نزدیک \(k_{\mathrm {DLIP}}~=~2\pi\) (4.5 میکرومتر)\(^{-1}\) = 1.4 میکرومتر \ (^{- رشد می‌کند 1}\) یا هارمونیک های بالاتر مربوطه با افزایش همپوشانی \(o_{\mathrm {p))\).افزایش دامنه بنیادی با توسعه قوی تر ساختار LRIB همراه بود.دامنه هارمونیک های بالاتر با تند شدن شیب افزایش می یابد.برای توابع مستطیلی به عنوان موارد محدود کننده، تقریب به بیشترین تعداد فرکانس نیاز دارد.بنابراین، پیک حدود 1.4 میکرومتر\(^{-1}\) در PSD و هارمونیک های مربوطه را می توان به عنوان پارامترهای کیفی برای شکل شیار استفاده کرد.
در مقابل، همانطور که در شکل 3 (i)b,d,f نشان داده شده است، PSD نمونه گرم شده پیک های ضعیف تر و گسترده تر را با سیگنال کمتر در هارمونیک های مربوطه نشان می دهد.علاوه بر این، در شکل.3(i)f نشان می دهد که سیگنال هارمونیک دوم حتی از سیگنال اصلی فراتر می رود.این نشان دهنده ساختار DLIP نامنظم تر و کمتر مشخص تر نمونه گرم شده است (در مقایسه با \(T_s\) = 21\(^\circ\)C).ویژگی دیگر این است که با افزایش همپوشانی \(o_{\mathrm {p}}\)، سیگنال LSFL-I حاصل به سمت یک عدد موج کوچکتر (دوره طولانی تر) تغییر می کند.این را می توان با افزایش شیب لبه های حالت DLIP و افزایش موضعی مرتبط در زاویه تابش 14،33 توضیح داد.به دنبال این روند، گسترش سیگنال LSFL-I نیز می تواند توضیح داده شود.علاوه بر شیب‌های تند، نواحی مسطح در پایین و بالای تاج‌های سازه DLIP نیز وجود دارد که امکان طیف وسیع‌تری از دوره‌های LSFL-I را فراهم می‌کند.برای مواد بسیار جاذب، دوره LSFL-I معمولاً به صورت زیر تخمین زده می شود:
که در آن \(\theta\) زاویه تابش است، و زیرمجموعه های s و p به قطبش های مختلف اشاره دارند.
همانطور که در شکل 4 نشان داده شده است، صفحه تابش برای یک راه اندازی DLIP معمولاً عمود بر حرکت سکوی موقعیت یابی است (به بخش مواد و روش ها مراجعه کنید).بنابراین، قطبش s، به طور معمول، موازی با حرکت مرحله است، و قطبش p عمود بر آن است.با توجه به معادله.(1)، برای قطبش s، گسترش و تغییر سیگنال LSFL-I به سمت اعداد موج کوچکتر مورد انتظار است.این به دلیل افزایش \(\theta\) و دامنه زاویه ای \(\theta \pm \delta \theta\) با افزایش عمق ترانشه است.این را می توان با مقایسه قله های LSFL-I در شکل 3ia,c,e مشاهده کرد.
با توجه به نتایج نشان داده شده در شکل.1c، LSFL\(_\mathrm {edge}\) نیز در PSD مربوطه در شکل قابل مشاهده است.3ie.روی انجیر3ig,h PSD را برای قطبش p نشان می دهد.تفاوت در پیک های DLIP بین نمونه های گرم شده و گرم نشده بارزتر است.در این حالت، سیگنال LSFL-I با هارمونیک های بالاتر پیک DLIP همپوشانی دارد و در نزدیکی طول موج لیزر به سیگنال اضافه می کند.
برای بحث در مورد نتایج با جزئیات بیشتر، در شکل 3ii عمق ساختاری و همپوشانی بین پالس های توزیع ارتفاع خطی DLIP در دماهای مختلف را نشان می دهد.مشخصات ارتفاع عمودی سطح با میانگین دهی پروفیل ارتفاع عمودی فردی در اطراف مرکز ساختار DLIP به دست آمد.برای هر دمای اعمال شده، عمق سازه با افزایش همپوشانی پالس افزایش می یابد.نمایه نمونه گرم شده شیارهایی با مقادیر میانگین پیک به قله (pvp) 0.87 میکرومتر برای قطبش s و 1.06 میکرومتر برای قطبش p را نشان می دهد.در مقابل، قطبش s و پلاریزاسیون p نمونه گرم نشده pvp به ترتیب 1.75 میکرومتر و 2.33 میکرومتر را نشان می دهد.pvp مربوطه در مشخصات ارتفاع در شکل نشان داده شده است.3ii.میانگین هر PvP با میانگین هشت PvP منفرد محاسبه می شود.
علاوه بر این، در شکل.شکل 3iig,h توزیع ارتفاع p-polarization را عمود بر سیستم موقعیت یابی و حرکت شیار نشان می دهد.جهت پلاریزاسیون p تأثیر مثبتی بر عمق شیار دارد زیرا منجر به pvp کمی بالاتر در 2.33 میکرومتر در مقایسه با قطبش s در 1.75 میکرومتر pvp می شود.این به نوبه خود با شیارها و حرکت سیستم سکوی موقعیت یابی مطابقت دارد.این اثر می تواند توسط ساختار کوچکتر در مورد s-polarization در مقایسه با مورد p-polarization ایجاد شود (شکل 2f,h را ببینید)، که در بخش بعدی بیشتر مورد بحث قرار خواهد گرفت.
هدف از بحث توضیح کاهش عمق شیار به دلیل تغییر کلاس LIPS اصلی (LSFL-I به LSFL-II) در مورد نمونه های گرم شده است.پس به سوالات زیر پاسخ دهید:
برای پاسخ به سوال اول، لازم است مکانیسم های مسئول کاهش ابلیشن را در نظر بگیریم.برای یک پالس منفرد در بروز طبیعی، عمق فرسایش را می توان به صورت زیر توصیف کرد:
که در آن \(\delta _{\mathrm {E}}\) عمق نفوذ انرژی است، \(\Phi\) و \(\Phi _{\mathrm {th}}\) جریان جذب و شار Ablation هستند. آستانه به ترتیب34 .
از نظر ریاضی، عمق نفوذ انرژی اثر ضربی بر عمق فرسایش دارد، در حالی که تغییر انرژی اثر لگاریتمی دارد.بنابراین تا زمانی که \(\Phi ~\gg ~\Phi _{\mathrm {th}}\) روی \(\Delta z\) تأثیر نمی‌گذارد.با این حال، اکسیداسیون قوی (به عنوان مثال، به دلیل تشکیل اکسید کروم) منجر به پیوندهای Cr-O35 قوی تر در مقایسه با پیوندهای Cr-Cr می شود و در نتیجه آستانه فرسایش را افزایش می دهد.در نتیجه، \(\Phi ~\gg ~\Phi _{\mathrm {th}}\) دیگر راضی نیست، که منجر به کاهش سریع عمق فرسایش با کاهش چگالی شار انرژی می‌شود.علاوه بر این، یک همبستگی بین حالت اکسیداسیون و دوره LSFL-II شناخته شده است که می تواند با تغییرات در خود نانوساختار و خواص نوری سطح ناشی از اکسیداسیون سطح توضیح داده شود.بنابراین، توزیع سطحی دقیق جریان جذب \(\Phi\) به دلیل دینامیک پیچیده تعامل بین دوره ساختاری و ضخامت لایه اکسید است.بسته به دوره، نانوساختار به شدت بر توزیع شار انرژی جذب شده به دلیل افزایش شدید میدان، تحریک پلاسمون‌های سطحی، انتقال نور فوق‌العاده یا پراکندگی تأثیر می‌گذارد.بنابراین، \(\Phi\) در نزدیکی سطح به شدت ناهمگن است و \(\delta _ {E}\) احتمالاً دیگر با یک ضریب جذب \(\alpha = \delta _{\mathrm {opt} } امکان‌پذیر نیست. ^ { -1} \approx \delta _{\mathrm {E}}^{-1}\) برای کل حجم نزدیک به سطح.از آنجایی که ضخامت فیلم اکسید تا حد زیادی به زمان انجماد بستگی دارد [26]، اثر نامگذاری به دمای نمونه بستگی دارد.میکروگراف های نوری نشان داده شده در شکل S1 در مواد تکمیلی، تغییرات در خواص نوری را نشان می دهد.
این اثرات تا حدی عمق ترانشه کمتر را در مورد سازه‌های سطحی کوچک در شکل‌های 1d,e و 2b,c و 3(ii)b,d,f توضیح می‌دهند.
شناخته شده است که LSFL-II بر روی نیمه هادی ها، دی الکتریک ها و مواد مستعد اکسیداسیون تشکیل می شود 14،29،30،36،37.در مورد دوم، ضخامت لایه اکسید سطحی اهمیت ویژه ای دارد30.تجزیه و تحلیل EDX انجام شده تشکیل اکسیدهای سطحی را در سطح ساختار یافته نشان داد.بنابراین، برای نمونه‌های گرم نشده، به نظر می‌رسد که اکسیژن محیط به شکل‌گیری جزئی ذرات گازی و تا حدی در تشکیل اکسیدهای سطحی کمک می‌کند.هر دو پدیده سهم قابل توجهی در این فرآیند دارند.برعکس، برای نمونه های گرم شده، اکسیدهای فلزی با حالت های مختلف اکسیداسیون (SiO\(_{\mathrm {2}}\)، Cr\(_{\mathrm {n}} \)O\(_{\mathrm { m}}\ ), Fe\(_{\mathrm {n}}\)O\(_{\mathrm {m}}\), NiO و غیره) 38 به نفع واضح هستند.علاوه بر لایه اکسیدی مورد نیاز، وجود زبری زیرموج، عمدتاً LIPSS با فرکانس فضایی بالا (HSFL)، برای شکل‌گیری حالت‌های شدت زیرموج (نوع d) ضروری است 14،30.حالت شدت نهایی LSFL-II تابعی از دامنه HSFL و ضخامت اکسید است.دلیل این حالت تداخل میدان دور نور پراکنده شده توسط HSFL و نور شکسته شده به مواد و انتشار در داخل مواد دی الکتریک سطحی است 20،29،30.تصاویر SEM از لبه الگوی سطح در شکل S2 در بخش مواد تکمیلی نشان دهنده HSFL از قبل موجود است.این ناحیه بیرونی ضعیف تحت تأثیر حاشیه توزیع شدت قرار می گیرد که امکان تشکیل HSFL را فراهم می کند.به دلیل تقارن توزیع شدت، این اثر در جهت اسکن نیز صورت می گیرد.
گرمایش نمونه از طرق مختلفی بر فرآیند تشکیل LSFL-II تأثیر می گذارد.از یک طرف، افزایش دمای نمونه \(T_\mathrm{s}\) تأثیر بسیار بیشتری بر سرعت انجماد و سرد شدن نسبت به ضخامت لایه مذاب دارد26.بنابراین، رابط مایع یک نمونه گرم شده برای مدت زمان طولانی تری در معرض اکسیژن محیط قرار می گیرد.علاوه بر این، انجماد تاخیری امکان توسعه فرآیندهای همرفتی پیچیده را فراهم می کند که اختلاط اکسیژن و اکسیدها با فولاد مایع را افزایش می دهد.این را می توان با مقایسه ضخامت لایه اکسیدی که فقط با انتشار تشکیل شده است نشان داد (\(\Lambda _\mathrm {diff}=\sqrt{D~\times ~t_\mathrm {s}}~\le ~15\) nm) زمان انعقاد مربوطه \(t_\mathrm {s}~\le ~200\) ns است و ضریب انتشار \(D~\le\) 10\(^{-5}\) cm\(^ 2 \ ) / s) ضخامت به طور قابل توجهی بالاتر در سازند LSFL-II مشاهده شد یا مورد نیاز بود30.از سوی دیگر، گرمایش همچنین بر تشکیل HSFL و در نتیجه اشیاء پراکنده مورد نیاز برای انتقال به حالت شدت نوع d-LSFL-II تأثیر می‌گذارد.قرار گرفتن در معرض نانووییدهایی که در زیر سطح به دام افتاده اند نشان دهنده دخالت آنها در تشکیل HSFL39 است.این نقص ها ممکن است نشان دهنده منشاء الکترومغناطیسی HSFL به دلیل الگوهای شدت دوره ای فرکانس بالا باشد14،17،19،29.علاوه بر این، این حالت‌های شدت تولید شده با تعداد زیادی نانوویید یکنواخت‌تر هستند.بنابراین، دلیل افزایش بروز HSFL را می توان با تغییر در دینامیک عیوب کریستالی با افزایش \(T_\mathrm{s}\) توضیح داد.
اخیراً نشان داده شده است که سرعت سرد شدن سیلیکون یک پارامتر کلیدی برای فوق اشباع درون بافتی و در نتیجه برای تجمع عیوب نقطه ای با تشکیل نابجایی است.شبیه سازی دینامیک مولکولی فلزات خالص نشان داده است که جاهای خالی در طی تبلور مجدد سریع فوق اشباع می شوند و از این رو تجمع جای خالی در فلزات به روشی مشابه انجام می شود.علاوه بر این، مطالعات تجربی اخیر نقره بر مکانیسم تشکیل حفره ها و خوشه ها به دلیل تجمع عیوب نقطه ای متمرکز شده است.بنابراین افزایش دمای نمونه \(T_\mathrm {s}\) و در نتیجه کاهش سرعت سرد شدن می‌تواند بر تشکیل حفره‌هایی که هسته‌های HSFL هستند تأثیر بگذارد.
اگر جاهای خالی پیش سازهای لازم برای حفره ها و در نتیجه HSFL باشند، دمای نمونه \(T_s\) باید دو اثر داشته باشد.از یک طرف، \(T_s\) بر سرعت تبلور مجدد و در نتیجه غلظت عیوب نقطه ای (غلظت خالی) در کریستال رشد یافته تأثیر می گذارد.از سوی دیگر، بر سرعت خنک شدن پس از انجماد نیز تأثیر می گذارد و در نتیجه بر انتشار عیوب نقطه ای در کریستال 40،41 تأثیر می گذارد.علاوه بر این، نرخ انجماد به جهت کریستالوگرافی بستگی دارد و بنابراین بسیار ناهمسانگرد است، همانطور که انتشار عیوب نقطه ای است.بر اساس این فرض، به دلیل پاسخ ناهمسانگرد ماده، برهمکنش نور و ماده ناهمسانگرد می شود که به نوبه خود این آزادسازی متناوب قطعی انرژی را تقویت می کند.برای مواد پلی کریستالی، این رفتار را می توان با اندازه یک دانه محدود کرد.در واقع، شکل گیری LIPSS بسته به جهت گیری دانه نشان داده شده است46،47.بنابراین، تأثیر دمای نمونه \(T_s\) بر سرعت تبلور ممکن است به اندازه اثر جهت‌گیری دانه‌ها قوی نباشد.بنابراین، جهت گیری کریستالوگرافی متفاوت دانه های مختلف به ترتیب توضیحی بالقوه برای افزایش فضای خالی و تجمع HSFL یا LSFL-II ارائه می دهد.
برای روشن شدن نشانه‌های اولیه این فرضیه، نمونه‌های خام حکاکی شدند تا تشکیل دانه‌های نزدیک به سطح را آشکار کنند.مقایسه دانه ها در شکلS3 در مواد تکمیلی نشان داده شده است.علاوه بر این، LSFL-I و LSFL-II به صورت گروهی بر روی نمونه های گرم شده ظاهر شدند.اندازه و هندسه این خوشه ها با اندازه دانه مطابقت دارد.
علاوه بر این، HSFL تنها در یک محدوده باریک در چگالی شار کم به دلیل منشاء همرفتی آن رخ می دهد 19،29،48.بنابراین، در آزمایشات، این احتمالاً فقط در حاشیه پروفیل تیر رخ می دهد.بنابراین، HSFL بر روی سطوح غیر اکسیده یا ضعیف اکسید شده تشکیل می‌شود، که هنگام مقایسه کسرهای اکسیدی نمونه‌های تیمار شده و تیمار نشده آشکار شد (نگاه کنید به جدول reftab: مثال).این فرضیه را تأیید می کند که لایه اکسید عمدتاً توسط لیزر القا می شود.
با توجه به اینکه تشکیل LIPSS معمولاً به تعداد پالس ها به دلیل بازخورد بین پالس وابسته است، HSFL ها را می توان با ساختارهای بزرگتر با افزایش همپوشانی پالس جایگزین کرد.یک HSFL کمتر منظم منجر به الگوی شدت کمتر منظم (d-mode) مورد نیاز برای تشکیل LSFL-II می شود.بنابراین، با افزایش همپوشانی \(o_\mathrm {p}\) (شکل 1 را از de ببینید)، نظم LSFL-II کاهش می‌یابد.
این مطالعه به بررسی اثر دمای بستر بر روی مورفولوژی سطح فولاد ضد زنگ با ساختار لیزری DLIP پرداخته است.مشخص شده است که گرم کردن بستر از 21 تا 250 درجه سانتیگراد منجر به کاهش عمق فرسایش از 1.75 به 0.87 میکرومتر در قطبش s و از 2.33 به 1.06 میکرومتر در قطبش p می شود.این کاهش به دلیل تغییر نوع LIPSS از LSFL-I به LSFL-II است که با یک لایه اکسید سطحی ناشی از لیزر در دمای نمونه بالاتر همراه است.علاوه بر این، LSFL-II ممکن است شار آستانه را به دلیل افزایش اکسیداسیون افزایش دهد.فرض بر این است که در این سیستم تکنولوژیکی با همپوشانی پالس بالا، چگالی انرژی متوسط و نرخ تکرار متوسط، وقوع LSFL-II نیز با تغییر دینامیک نابجایی ناشی از گرمایش نمونه تعیین می‌شود.فرض بر این است که تجمع LSFL-II به دلیل تشکیل نانوویید وابسته به جهت دانه است که منجر به HSFL به عنوان یک پیشرو برای LSFL-II می شود.علاوه بر این، تأثیر جهت قطبش بر دوره ساختاری و پهنای باند دوره ساختاری مورد مطالعه قرار گرفته است.به نظر می رسد که پلاریزاسیون p برای فرآیند DLIP از نظر عمق فرسایش کارآمدتر است.به طور کلی، این مطالعه مجموعه‌ای از پارامترهای فرآیند را برای کنترل و بهینه‌سازی عمق فرسایش DLIP برای ایجاد الگوهای سطح سفارشی نشان می‌دهد.در نهایت، انتقال از LSFL-I به LSFL-II کاملاً گرما است و افزایش اندکی در نرخ تکرار با همپوشانی ثابت پالس به دلیل افزایش تجمع گرما انتظار می‌رود.همه این جنبه‌ها با چالش آتی گسترش فرآیند DLIP مرتبط هستند، برای مثال از طریق استفاده از سیستم‌های اسکن چند ضلعی49.برای به حداقل رساندن تجمع گرما، استراتژی زیر را می توان دنبال کرد: سرعت اسکن اسکنر چند ضلعی را تا حد امکان بالا نگه دارید، از اندازه لکه لیزری بزرگتر، متعامد به جهت اسکن، و استفاده از ابلیشن بهینه استفاده کنید.fluence 28. علاوه بر این، این ایده ها امکان ایجاد توپوگرافی سلسله مراتبی پیچیده را برای عملکرد سطح پیشرفته با استفاده از DLIP فراهم می کند.
در این مطالعه از صفحات فولادی ضد زنگ الکتروپلی شده (X5CrNi18-10، 1.4301، AISI 304) به ضخامت 0.8 میلی متر استفاده شد.برای حذف هر گونه آلودگی از سطح، نمونه ها قبل از درمان لیزری با دقت با اتانول شسته شدند (غلظت مطلق اتانول \(\ge\) 99.9٪).
تنظیمات DLIP در شکل 4 نشان داده شده است. نمونه ها با استفاده از یک سیستم DLIP مجهز به منبع لیزر پالسی اولترا کوتاه 12ps با طول موج 532 نانومتر و حداکثر نرخ تکرار 50 مگاهرتز ساخته شدند.توزیع فضایی انرژی پرتو گاوسی است.اپتیک های طراحی شده ویژه یک پیکربندی تداخل سنجی دو پرتو برای ایجاد ساختارهای خطی روی نمونه ارائه می دهند.عدسی با فاصله کانونی 100 میلی‌متر دو پرتو لیزر اضافی را با زاویه ثابت 6.8\(^\circ\) روی سطح قرار می‌دهد که یک دوره فضایی حدود 4.5 میکرومتر می‌دهد.اطلاعات بیشتر در مورد راه اندازی آزمایشی را می توانید در جای دیگری بیابید50.
قبل از پردازش لیزر، نمونه بر روی صفحه حرارتی در دمای معین قرار می گیرد.دمای صفحه گرمایش 21 و 250 درجه سانتیگراد تنظیم شد.در تمام آزمایشات، یک جت عرضی هوای فشرده در ترکیب با یک دستگاه اگزوز برای جلوگیری از رسوب گرد و غبار بر روی اپتیک استفاده شد.یک سیستم مرحله x,y برای موقعیت‌یابی نمونه در طول ساختاردهی تنظیم شده است.
سرعت سیستم مرحله موقعیت‌یابی از 66 تا 200 میلی‌متر بر ثانیه برای به دست آوردن همپوشانی بین پالس‌های 99.0 تا 99.67 \(\%\) به ترتیب تغییر کرد.در همه موارد، نرخ تکرار روی 200 کیلوهرتز ثابت بود و توان متوسط 4 وات بود که انرژی هر پالس 20 میکروژول را می‌داد.قطر پرتو مورد استفاده در آزمایش DLIP حدود 100 میکرومتر است و حداکثر چگالی انرژی لیزر حاصل 0.5 J/cm\(^{2}\) است.کل انرژی آزاد شده در واحد سطح، اوج جریان تجمعی مربوط به 50 J/cm\(^2\) برای \(o_{\mathrm {p}}\) = 99.0 \(\%\)، 100 J/cm است. \(^2\) برای \(o_{\mathrm {p))\)=99.5\(\%\) و 150 J/cm\(^2\) برای \(o_{ \mathrm {p} }\ ) = 99.67 \(\%\).از صفحه \(\lambda\)/2 برای تغییر قطبش پرتو لیزر استفاده کنید.برای هر مجموعه از پارامترهای استفاده شده، مساحت تقریباً 35 × 5 میلی متر\(^{2}\) روی نمونه بافت می شود.تمام آزمایشات ساختاری تحت شرایط محیطی برای اطمینان از کاربرد صنعتی انجام شد.
مورفولوژی نمونه ها با استفاده از میکروسکوپ کانفوکال با بزرگنمایی 50 برابر و وضوح نوری و عمودی به ترتیب 170 نانومتر و 3 نانومتر مورد بررسی قرار گرفت.سپس داده های توپوگرافی جمع آوری شده با استفاده از نرم افزار تحلیل سطحی مورد ارزیابی قرار گرفت.استخراج پروفایل ها از داده های زمین بر اساس ISO 1661051.
نمونه ها همچنین با استفاده از میکروسکوپ الکترونی روبشی در ولتاژ شتاب دهنده 6.0 کیلو ولت مشخص شدند.ترکیب شیمیایی سطح نمونه ها با استفاده از ضمیمه طیف سنجی اشعه ایکس پراکنده انرژی (EDS) در ولتاژ شتاب دهنده 15 کیلو ولت ارزیابی شد.علاوه بر این، یک میکروسکوپ نوری با هدف 50 برابر برای تعیین مورفولوژی دانه‌ای ریزساختار نمونه‌ها استفاده شد. قبل از آن، نمونه ها در دمای ثابت 50 \(^\circ\)C به مدت پنج دقیقه در رنگ آمیزی فولاد ضد زنگ با اسید کلریدریک و اسید نیتریک 15-20 \(\%\) و 1\( اچ شدند. -<\)5 \(\%\)، به ترتیب. قبل از آن، نمونه ها در دمای ثابت 50 \(^\circ\)C به مدت پنج دقیقه در رنگ آمیزی فولاد ضد زنگ با اسید کلریدریک و اسید نیتریک 15-20 \(\%\) و 1\( اچ شدند. -<\)5 \(\%\)، به ترتیب. Перед этим образцы травили при постоянной دما 50 \(^\circ\)С در течение пяти минут در رنگدانه از انرژی و آزوتونی کیслотами концентрацией 15-20 \(\%( -\) و 1 \%\) соответственно. قبل از آن، نمونه ها در دمای ثابت 50 \(^\circ\)C به مدت پنج دقیقه در رنگ استنلس استیل با اسیدهای کلریدریک و نیتریک با غلظت 15-20 \(\%\) و 1\( اچ شدند. -<\)5 \( \%\) به ترتیب.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 \ (\%\)，分别.在此之前，样品在不锈钢染色液中以50 \(^\circ\)C (\%\)，分别。قبل از آن، نمونه ها به مدت پنج دقیقه در دمای ثابت 50 \(^\circ\)C در محلول رنگ آمیزی فولاد ضد زنگ با غلظت اسیدهای کلریدریک و نیتریک 15-20 \(\%\) و 1 ترشی شدند. \.(-<\)5 \ (\%\) соответственно. (-<\)5 \ (\%\) به ترتیب.
نمودار شماتیک تنظیمات آزمایشی یک راه اندازی DLIP دو پرتو، شامل (1) یک پرتو لیزر، (2) یک صفحه \(\لامبدا\)/2، (3) یک سر DLIP با یک پیکربندی نوری خاص، (4) ) یک صفحه داغ، (5) یک سیال متقاطع، (6) مراحل موقعیت یابی x،y و (7) نمونه های فولاد ضد زنگ.دو پرتو روی هم قرار گرفته که در سمت چپ به رنگ قرمز دایره شده‌اند، ساختارهای خطی روی نمونه در زوایای \(2\theta\) ایجاد می‌کنند (شامل قطبش s و p).
مجموعه داده های مورد استفاده و/یا تجزیه و تحلیل شده در مطالعه حاضر در صورت درخواست معقول از نویسندگان مربوطه در دسترس است.
زمان ارسال: ژانویه-07-2023