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直接レーザー干渉 (DLIP) とレーザー誘起周期表面構造 (LIPSS) を組み合わせることで、さまざまな材料の機能性表面を作成できます。通常、プロセスのスループットは、より高い平均レーザー出力を使用することで向上します。ただし、これにより熱が蓄積され、結果として得られる表面パターンの粗さと形状に影響を与えます。したがって、製造された素子の形態に対する基板温度の影響を詳細に研究する必要があります。この研究では、鋼表面に ps-DLIP を使用して 532 nm でラインパターンを形成しました。得られるトポグラフィーに対する基板温度の影響を調査するために、加熱プレートを使用して温度を制御しました。250 \(^{\circ }\)С に加熱すると、形成された構造の深さが 2.33 μm から 1.06 μm に大幅に減少しました。この減少は、基板粒子の配向およびレーザー誘起表面酸化に応じて、さまざまなタイプの LIPSS の出現に関連していました。この研究は、基板温度の強い影響を示しており、これは、熱蓄積効果を生み出すために高い平均レーザー出力で表面処理を実行する場合にも予想されます。
超短パルスレーザー照射に基づく表面処理方法は、最も重要な関連材料の表面特性を改善できるため、科学と産業の最前線にあります1。特に、レーザーによるカスタム表面機能は、幅広い産業分野およびアプリケーション シナリオにわたって最先端です1、2、3。たとえば、Vercillo et al.航空宇宙用途のチタン合金では、レーザー誘起超疎水性に基づいた防氷特性が実証されています。Epperleinらは、レーザー表面構造化によって生成されたナノサイズの特徴が、鋼試験片上のバイオフィルムの成長や阻害に影響を与える可能性があると報告しました5。さらに、Guai ら。有機太陽電池の光学特性も改善されました。したがって、レーザー構造化により、表面材料のアブレーションを制御することで高解像度の構造要素を製造できます1。
このような周期的な表面構造を生成するための適切なレーザー構造化技術は、直接レーザー干渉成形 (DLIP) です。DLIP は、2 つ以上のレーザー ビームの表面近傍干渉に基づいて、マイクロメートルおよびナノメートル範囲の特性を持つパターン化された表面を形成します。レーザービームの数と偏光に応じて、DLIP はさまざまな地形的な表面構造を設計および作成できます。有望なアプローチは、DLIP 構造とレーザー誘起周期表面構造 (LIPSS) を組み合わせて、複雑な構造階層を持つ表面トポグラフィーを作成することです 8、9、10、11、12。本質的には、これらの階層は単一スケール モデルよりもさらに優れたパフォーマンスを提供することが示されています 13。
LIPSS 機能は、放射強度分布の表面近傍変調の増大に基づいた自己増幅プロセス (正のフィードバック) を受けます。これは、適用されるレーザーパルスの数が増加するにつれてナノ粗さが増加するためです14、15、16。変調は主に、放射された波と屈折および電磁場の電磁場との干渉によって発生します15、17、18、19、20、21。散乱波成分または表面プラズモン。LIPSS の形成はパルスのタイミングにも影響されます 22、23。特に、生産性の高い表面処理には、より高い平均レーザー出力が不可欠です。これには通常、高い繰り返しレート、つまり MHz 範囲の使用が必要です。その結果、レーザーパルス間の時間距離が短くなり、熱蓄積効果23、24、25、26が生じます。この効果は全体的な表面温度の上昇につながり、レーザーアブレーション中のパターニングメカニズムに大きな影響を与える可能性があります。
以前の研究では、Rudenko ら。およびツィビディスら。対流構造の形成メカニズムについて説明しますが、これは熱の蓄積が増加するにつれてますます重要になるはずです 19,27。さらに、バウアーら。臨界熱蓄積量をミクロンの表面構造と相関させます。この熱誘起構造形成プロセスにもかかわらず、プロセスの生産性は単に繰り返し率を高めるだけで改善できると一般に考えられています28。ただし、これは蓄熱量を大幅に増加させなければ達成できません。したがって、マルチレベルトポロジを提供するプロセス戦略は、プロセスの反応速度と構造形成を変更せずに、より高い繰り返し率に移植できない可能性があります9、12。この点に関して、特に LIPSS の同時形成により層状表面パターンを作成する場合、基板温度が DLIP 形成プロセスにどのような影響を与えるかを調査することが非常に重要です。
この研究の目的は、ps パルスを使用したステンレス鋼の DLIP 処理中に得られる表面トポグラフィーに対する基板温度の影響を評価することでした。レーザー加工中、加熱プレートを使用してサンプル基板の温度を 250 \(^\circ\)C まで上昇させました。得られた表面構造は、共焦点顕微鏡、走査型電子顕微鏡、およびエネルギー分散型 X 線分光法を使用して特性評価されました。
最初の一連の実験では、空間周期 4.5 μm、基板温度 \(T_{\mathrm {s}}\) 21 \(^{\circ }\)C、以下「非加熱」表面と呼びます。この場合、パルスのオーバーラップ \(o_{\mathrm {p}}\) は、スポット サイズの関数としての 2 つのパルス間の距離です。99.0% (1 位置あたり 100 パルス) から 99.67% (1 位置あたり 300 パルス) まで変化します。すべての場合において、ピーク エネルギー密度 \(\Phi _\mathrm {p}\) = 0.5 J/cm\(^2\) (干渉のないガウス等価の場合) および繰り返し周波数 f = 200 kHz が使用されました。レーザービームの偏光方向は、位置決めテーブルの動きと平行です (図 1a))。これは、2 つのビームの干渉パターンによって作成される線形幾何学形状の方向と平行です。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を使用した、得られた構造の代表的な画像を図１〜３に示す。1a～c。トポグラフィーの観点から SEM 画像の分析をサポートするために、評価対象の構造に対してフーリエ変換 (FFT、暗い挿入図で表示) が実行されました。すべての場合において、結果として得られる DLIP ジオメトリは 4.5 μm の空間周期で可視化されました。
図の暗い部分では \(o_{\mathrm {p}}\) = 99.0% の場合です。図１ａでは、干渉最大値の位置に対応して、より小さな平行構造を含む溝が観察できる。それらは、ナノ粒子のようなトポグラフィーで覆われたより明るいバンドと交互になります。溝間の平行構造はレーザービームの偏光に対して垂直に見え、周期が \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-I}}\) 418\(\pm 65\) nm であるため、わずかにレーザーの波長 \(\lambda\) (532 nm) よりも短い光は、低空間周波数 (LSFL-I) を持つ LIPSS と呼ぶことができます 15,18。LSFL-I は、FFT でいわゆる s タイプの信号、「s」散乱を生成します15,20。したがって、信号は中央の強い垂直要素に対して垂直であり、この要素は DLIP 構造 (\(\Lambda _{\mathrm {DLIP}}\) \(\about\) 4.5 µm) によって生成されます。FFT画像内のDLIPパターンの線形構造によって生成される信号を「DLIPタイプ」と呼びます。
DLIP を使用して作成された表面構造の SEM 画像。ピーク エネルギー密度は \(\Phi _\mathrm {p}\) = 0.5 J/cm\(^2\) (ノイズのないガウス等価の場合)、繰り返し率 f = 200 kHz です。画像はサンプル温度、分極、オーバーレイを示しています。定位フェーズの移動は、(a) の黒い矢印で示されています。黒い挿入図は、37.25\(\times\)37.25 µm SEM 画像から得られた対応する FFT を示しています (波数ベクトルが \(\vec {k}\cdot (2\pi )^ {-1}\) = 200 になるまで表示nm）。プロセスパラメータは各図に示されています。
図 1 をさらに詳しく見てみると、 \(o_{\mathrm {p}}\) のオーバーラップが増加するにつれて、シグモイド信号が FFT の x 軸に向かって集中していることがわかります。LSFL-I の残りの部分は、より並列的な傾向があります。さらに、s 型シグナルの相対強度が減少し、DLIP 型シグナルの強度が増加しました。これは、トレンチの重なりが多くなり、ますます顕著になるためです。また、タイプ s と中心の間の x 軸信号は、LSFL-I と同じ配向を持つが、より長い周期を持つ構造から来ている必要があります (\(\Lambda _\mathrm {b}\) \(\about \ ) 1.4 ± 0.2 μm) (図 1c) に示すように。したがって、それらの形成はトレンチの中心にあるピットのパターンであると考えられます。新しい特徴は、縦軸の高周波範囲 (波数が大きい) にも現れます。信号はトレンチの斜面にある平行なリップルから発生しており、おそらく斜面での入射光と前方反射光の干渉によるものと考えられます9,14。以下では、これらのリップルは LSFL \ (_ \ mathrm {edge} \) で表され、その信号は type -s \ (_ {\mathrm {p)) \) で表されます。
次の実験では、いわゆる「加熱」表面下でサンプルの温度を 250 °C まで上昇させました。構造化は、前のセクションで説明した実験と同じ処理戦略に従って実行されました (図 1a ～ 1c)。SEM 画像は、図 1d ～ f に示すように、結果として生じるトポグラフィーを示しています。サンプルを 250 C に加熱すると、LSFL の出現が増加します。LSFL の方向はレーザー偏光と平行です。これらの構造は LSFL-II として特徴付けることができ、空間周期 \(\Lambda _\mathrm {LSFL-II}\) は 247 ± 35 nm です。LSFL-II 信号は、ハイモード周波数のため、FFT には表示されません。\(o_{\mathrm {p}}\) が 99.0 から 99.67\(\%\) に増加するにつれて (図 1d–e)、明るいバンド領域の幅が増加し、DLIP 信号が出現しました。高周波以上の場合。波数（低周波数）が大きくなり、FFT の中心に向かってシフトします。図1dのピットの列は、LSFL-I22、27に垂直に形成されたいわゆるグルーブの前駆体である可能性があります。さらに、LSFL-II は短くなり、不規則な形になっているように見えます。この場合、ナノ粒子形態を有する明るいバンドの平均サイズがより小さいことにも注意してください。さらに、これらのナノ粒子のサイズ分布は、加熱しない場合よりも分散が少ない（または粒子の凝集が少ない）ことが判明しました。定性的には、これは図 1a、d または b、e をそれぞれ比較することで評価できます。
オーバーラップ \(o_{\mathrm {p}}\) がさらに 99.67% まで増加すると (図 1f)、溝がますます明らかになるため、明確な地形が徐々に現れました。ただし、これらの溝は、図 1c よりも規則性が低く、深さも浅くなっています。画像の明るい部分と暗い部分の間のコントラストが低いと、品質に現れます。これらの結果は、図 1f の FFT 縦軸の信号が c の FFT と比較して弱く、より分散していることによってさらに裏付けられます。図 1b と図 1e を比較すると、加熱すると小さな脈理も明らかになり、これは後に共焦点顕微鏡で確認されました。
前の実験に加えて、レーザー ビームの偏光が 90 \(^{\circ}\) 回転され、これにより偏光方向が位置決めプラットフォームに対して垂直に移動しました。図上。2a ～ c は構造形成の初期段階を示しています。 \(o_{\mathrm {p}}\) = 非加熱 (a)、加熱 (b) および加熱 90\(^{\ circ }\ ) で 99.0% – ケース回転偏光あり (c)。構造のナノトポグラフィーを視覚化するために、色付きの四角でマークされた領域を図2および3に示します。２ｄの拡大図。
DLIP を使用して作成された表面構造の SEM 画像。プロセスパラメータは図1と同じです。この画像は、サンプル温度 \(T_s\)、分極およびパルスの重なり \(o_\mathrm {p}\) を示しています。黒い差し込み図は、対応するフーリエ変換を再度示しています。(d) ～ (i) の画像は、(a) ～ (c) のマークされた領域の拡大図です。
この場合、図2b、cの暗い領域の構造は偏光に敏感であるため、LSFL-II14、20、29、30とラベル付けされていることがわかります。注目すべきことに、LSFL-Iの向きも回転しています(図 2g、i)、対応する FFT の s タイプ信号の方向からわかります。LSFL-I周期の帯域幅は周期bに比べて広く見え、より広範囲に広がるs型信号によって示されるように、その範囲は図2cのより小さい周期の方にシフトしています。したがって、さまざまな加熱温度でサンプル上で次の LSFL 空間周期を観察できます: \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-I}}\) = 418\(\pm 65\) nm at 21 ^{ \circ }\ )C (図 2a)、\(\Lambda _{\mathrm {LSFL-I}}\) = 445\(~\pm\) 67 nm および \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-II) }} \) = 250℃で 247 ± 35 nm (図 2b)、s 偏光。逆に、p 偏光と 250 \(^{\circ }\)C の空間周期は \(\Lambda _{\mathrm {LSFL-I))\) = 390\(\pm 55\ ) nm および \(\ Lambda_{\mathrm{LSFL-II}}\) = 265±35 nm (図 2c)。
特に、この結果は、サンプル温度を上昇させるだけで、表面形態が (i) LSFL-I 元素のみを含む表面と (ii) LSFL-II で覆われた領域を含む 2 つの極端な状態の間で切り替わることを示しています。金属表面上でのこの特定のタイプの LIPSS の形成は表面酸化層と関連しているため、エネルギー分散型 X 線分析 (EDX) が実行されました。表 1 に、得られた結果をまとめます。各測定は、処理されたサンプルの表面上の異なる場所にある少なくとも 4 つのスペクトルを平均することによって実行されます。測定は、異なるサンプル温度 \(T_\mathrm{s}\) および非構造領域または構造領域を含むサンプル表面の異なる位置で実行されます。測定値には、処理された溶融領域の直下にある、EDX 分析の電子侵入深さの範囲内にある、より深い未酸化層に関する情報も含まれています。ただし、EDX は酸素含有量を定量化する能力が限られているため、ここでのこれらの値は定性的な評価のみを提供できることに注意してください。
サンプルの未処理部分は、すべての動作温度において有意な量の酸素を示さなかった。レーザー治療後、すべてのケースで酸素レベルが増加しました31。2 つの未処理サンプル間の元素組成の違いは、市販の鋼サンプルで予想されたとおりであり、炭化水素汚染により AISI 304 鋼のメーカーのデータシートと比較して著しく高い炭素値が見つかりました 32。
溝アブレーション深さの減少と LSFL-I から LSFL-II への移行について考えられる理由を議論する前に、パワー スペクトル密度 (PSD) と高さのプロファイルを使用します。
(i) 表面の準二次元正規化パワースペクトル密度 (Q2D-PSD) は、図 1 および 2 に SEM 画像として示されています。1 および 2. PSD は正規化されているため、和信号の減少は次のとおりです。定数部分 (k \(\le\) 0.7 µm\(^{-1}\)、図示せず)、つまり滑らかさの増加として理解されます。(ii) 対応する平均表面高さプロファイル。サンプル温度 \(T_s\)、オーバーラップ \(o_{\mathrm {p}}\)、および位置決めプラットフォームの移動の方向 \(\vec {v}\) に対するレーザー偏光 E がすべてのプロットに表示されます。
SEM 画像の印象を定量化するために、x または y 方向のすべての 1 次元 (1D) パワー スペクトル密度 (PSD) を平均することにより、パラメータ セットごとに少なくとも 3 つの SEM 画像から平均正規化パワー スペクトルが生成されました。対応するグラフが図 3i に示されており、信号の周波数シフトとスペクトルに対するその相対的な寄与を示しています。
図上。3ia、c、e、DLIP ピークは \(k_{\mathrm {DLIP}}~=~2\pi\) (4.5 µm)\(^{-1}\) = 1.4 µm \ ( ^{- 1}\)、またはオーバーラップが増加するにつれて対応する高調波 \(o_{\mathrm {p))\)。基本振幅の増加は、LRIB 構造のより強力な発達に関連していました。高調波の振幅は、傾斜が急になるにつれて増加します。限定的なケースとしての長方形関数の場合、近似には最大数の周波数が必要です。したがって、PSD の 1.4 µm\(^{-1}\) 付近のピークと対応する高調波は、溝の形状の品質パラメーターとして使用できます。
反対に、図3(i)b、d、fに示すように、加熱されたサンプルのPSDは、それぞれの高調波の信号が少なく、より弱く幅広いピークを示します。さらに、図では。3(i)f は、第 2 高調波信号が基本信号をさえ超えていることを示しています。これは、加熱されたサンプルのより不規則で目立たない DLIP 構造を反映しています (\(T_s\) = 21\(^\circ\)C と比較して)。もう 1 つの特徴は、オーバーラップ \(o_{\mathrm {p}}\) が増加するにつれて、結果として生じる LSFL-I 信号がより小さい波数 (より長い周期) にシフトすることです。これは、DLIP モードのエッジの急峻性の増加と、それに関連する入射角の局所的な増加によって説明できます 14,33。この傾向に従って、LSFL-I 信号の広がりも説明できる可能性があります。急な斜面に加えて、DLIP 構造の底部と頂部には平坦な領域もあり、より広い範囲の LSFL-I 期間が可能になります。吸収性の高い素材の場合、LSFL-I 期間は通常次のように推定されます。
ここで、\(\theta\) は入射角であり、下付き文字 s と p は異なる偏光を表します33。
図 4 に示すように、DLIP セットアップの入射面は通常、位置決めプラットフォームの動きに対して垂直であることに注意してください (「材料と方法」セクションを参照)。したがって、通常、s 偏光はステージの動きと平行であり、p 偏光はステージの動きに対して垂直です。方程式によると。(1) s 偏光の場合、LSFL-I 信号の拡散とより小さい波数へのシフトが予想されます。これは、トレンチの深さが増加するにつれて \(\theta\) と角度範囲 \(\theta \pm \delta \theta\) が増加するためです。これは、図 3ia、c、e の LSFL-1 ピークを比較することでわかります。
図に示されている結果によると、1c、LSFL\(_\mathrm {edge}\) は図の対応する PSD にも表示されます。3すなわち。図上。3ig,h は、p 偏光の PSD を示します。DLIP ピークの差は、加熱サンプルと非加熱サンプルの間でより顕著になります。この場合、LSFL-I からの信号は DLIP ピークの高調波と重なり、レーザー発振波長付近の信号に加わります。
結果をより詳細に説明するために、図 3ii に、さまざまな温度での DLIP 線形高さ分布の構造深さとパルス間の重なりを示します。表面の垂直高さプロファイルは、DLIP 構造の中心の周囲の 10 個の個別の垂直高さプロファイルを平均することによって得られました。適用される温度ごとに、パルスのオーバーラップが増加するにつれて構造の深さも増加します。加熱されたサンプルのプロファイルには、平均ピークツーピーク (pvp) 値が s 偏光の場合 0.87 μm、p 偏光の場合 1.06 μm の溝が示されています。対照的に、非加熱サンプルの s 偏光と p 偏光は、それぞれ 1.75 μm と 2.33 μm の pvp を示します。対応する pvp は、図の高さプロファイルに示されています。3ii.各 PvP 平均は、8 つの単一 PvP を平均することによって計算されます。
さらに、図では。3iig,h は、位置決めシステムと溝の動きに垂直な p 分極高さの分布を示しています。p 偏光の方向は、1.75 μm pvp での S 偏光と比較して 2.33 μm でわずかに高い pvp をもたらすため、溝の深さにプラスの影響を与えます。これは、位置決めプラットフォーム システムの溝と動きに対応します。この効果は、p 偏光の場合と比較して s 偏光の場合の構造が小さいことによって引き起こされる可能性があります (図 2f、h を参照)。これについては次のセクションで詳しく説明します。
議論の目的は、加熱されたサンプルの場合の主要な LIPS クラス (LSFL-I から LSFL-II) の変化による溝深さの減少を説明することです。したがって、次の質問に答えてください。
最初の質問に答えるには、アブレーションの減少に関与するメカニズムを考慮する必要があります。法線入射の単一パルスの場合、アブレーション深さは次のように説明できます。
ここで、\(\delta _{\mathrm {E}}\) はエネルギー浸透深度、\(\Phi\) と \(\Phi _{\mathrm {th}}\) は吸収フルエンスとアブレーション フルエンスです。それぞれ閾値３４．
数学的には、エネルギーの浸透の深さはアブレーションの深さに乗算的な影響を及ぼしますが、エネルギーの変化は対数的な影響を及ぼします。つまり、フルエンスの変化は \(\Phi ~\gg ~\Phi _{\mathrm {th}}\) である限り \(\Delta z\) にはあまり影響しません。ただし、強い酸化（たとえば、酸化クロムの形成による）により、Cr-Cr 結合と比較して Cr-O35 結合が強くなり、アブレーション閾値が増加します。その結果、\(\Phi ~\gg ~\Phi _{\mathrm {th}}\) が満たされなくなり、エネルギー束密度の減少に伴って切除深さが急速に減少します。さらに、酸化状態と LSFL-II の周期との相関関係が知られており、これはナノ構造自体の変化と表面酸化によって引き起こされる表面の光学特性によって説明できます 30,35。したがって、吸収フルエンス \(\Phi\) の正確な表面分布は、構造周期と酸化物層の厚さの間の相互作用の複雑な力学によるものです。周期に応じて、ナノ構造は、場の急激な増加、表面プラズモンの励起、異常光の伝達または散乱により、吸収されるエネルギー束の分布に強い影響を与えます17、19、20、21。したがって、\(\Phi\) は表面付近で非常に不均一になり、\(\delta _ {E}\) はおそらく 1 つの吸収係数 \(\alpha = \delta _{\mathrm {opt} } では不可能になります) ^ { -1} \about \delta _{\mathrm {E}}^{-1}\) は、表面付近のボリューム全体に対して使用されます。酸化膜の厚さは凝固時間に大きく依存するため[26]、命名法の効果はサンプル温度に依存します。補足資料の図S1に示されている光学顕微鏡写真は、光学特性の変化を示しています。
これらの効果は、図 1d、e、2b、c、および 3(ii)b、d、f の表面構造が小さい場合のトレンチ深さが浅くなることを部分的に説明します。
LSFL-II は、半導体、誘電体、酸化しやすい材料上に形成されることが知られています 14、29、30、36、37。後者の場合、表面酸化層の厚さが特に重要です30。実行された EDX 分析により、構造化表面上に表面酸化物の形成が明らかになりました。したがって、加熱されていないサンプルの場合、周囲の酸素はガス粒子の部分的な形成と表面酸化物の部分的な形成に寄与していると思われます。どちらの現象もこのプロセスに大きく貢献します。逆に、加熱されたサンプルの場合、さまざまな酸化状態の金属酸化物 (SiO\(_{\mathrm {2}}\)、Cr\(_{\mathrm {n}} \)O\(_{\mathrm { m}}\ )、Fe\(_{\mathrm {n}}\)O\(_{\mathrm {m}}\)、NiO など) は明らかに賛成です。必要な酸化物層に加えて、必要なサブ波長 (d タイプ) 強度モードを形成するには、サブ波長粗さ、主に高空間周波数 LIPSS (HSFL) の存在が必要です 14,30。最終的な LSFL-II 強度モードは、HSFL の振幅と酸化物の厚さの関数です。このモードの理由は、HSFL によって散乱された光と、材料内で屈折して表面誘電体材料の内部を伝播する光との遠距離場干渉である 20、29、30。補足資料セクションの図 S2 の表面パターンのエッジの SEM 画像は、既存の HSFL を示しています。この外側領域は強度分布の周辺部の影響を弱く受けるため、HSFL が形成されます。強度分布の対称性により、この効果は走査方向にも発生します。
サンプルの加熱は、LSFL-II の形成プロセスにいくつかの影響を与えます。一方で、サンプル温度 \(T_\mathrm{s}\) の上昇は、溶融層の厚さよりも凝固と冷却の速度にはるかに大きな影響を与えます26。したがって、加熱されたサンプルの液体界面は、より長時間にわたって周囲の酸素にさらされます。さらに、凝固の遅延により、酸素と酸化物の溶鋼との混合を増加させる複雑な対流プロセスの発達が可能になります26。これは、拡散のみによって形成される酸化物層の厚さを比較することで証明できます (\(\Lambda _\mathrm {diff}=\sqrt{D~\times ~t_\mathrm {s}}~\le ~15\) nm) 対応する凝固時間は \(t_\mathrm {s}~\le ~200\) ns、拡散係数は \(D~\le\) 10\(^{-5}\) cm\(^ 2 \ )/ s) LSFL-II 層では、大幅に厚い厚さが観察されたか、または必要でした 30。一方、加熱は HSFL の形成にも影響を及ぼし、したがって LSFL-II d 型強度モードに移行するために必要な散乱物体にも影響を与えます。表面下に捕捉されたナノボイドが露出していることは、ナノボイドがHSFL39の形成に関与していることを示唆しています。これらの欠陥は、必要な高周波周期強度パターンによる HSFL の電磁起源を表している可能性があります 14、17、19、29。さらに、これらの生成された強度モードは、多数のナノボイドを使用するとより均一になります19。したがって、HSFL の発生率が増加する理由は、\(T_\mathrm{s}\) の増加に伴う結晶欠陥のダイナミクスの変化によって説明できます。
最近、シリコンの冷却速度が固有の格子間過飽和、ひいては転位の形成を伴う点欠陥の蓄積にとって重要なパラメータであることが示されました 40,41。純粋な金属の分子動力学シミュレーションでは、急速な再結晶化中に空孔が過飽和になり、したがって金属中の空孔の蓄積が同様の方法で進行することが示されています 42,43,44。さらに、銀の最近の実験研究は、点欠陥の蓄積によるボイドやクラスターの形成メカニズムに焦点を当てています45。したがって、サンプル \(T_\mathrm {s}\) の温度の上昇と、その結果としての冷却速度の低下は、HSFL の核であるボイドの形成に影響を与える可能性があります。
空孔が空洞、ひいては HSFL の必要な前駆体である場合、サンプル温度 \(T_s\) には 2 つの影響があるはずです。一方では、\(T_s\) は再結晶化の速度に影響を与え、その結果、成長した結晶内の点欠陥の濃度 (空孔濃度) に影響を与えます。一方、凝固後の冷却速度にも影響を及ぼし、それにより結晶４０、４１内の点欠陥の拡散に影響を与える。さらに、凝固速度は結晶方位に依存するため、点欠陥の拡散と同様に高度に異方性になります42、43。この前提によれば、材料の異方性応答により、光と物質の相互作用は異方性になり、その結果、この決定論的な周期的なエネルギーの放出が増幅されます。多結晶材料の場合、この動作は単一粒子のサイズによって制限される可能性があります。実際、LIPSS の形成は粒子の配向に依存することが実証されています 46,47。したがって、結晶化速度に対するサンプル温度 \(T_s\) の影響は、結晶方位の影響ほど強くない可能性があります。したがって、異なる粒子の異なる結晶配向は、それぞれ HSFL または LSFL-II の空隙と凝集の増加の潜在的な説明を提供します。
この仮説の最初の兆候を明らかにするために、生のサンプルをエッチングして、表面近くの粒子形成を明らかにしました。図の穀物の比較。S3 は補足資料に示されています。さらに、LSFL-I と LSFL-II は加熱されたサンプル上にグループとして出現しました。これらのクラスターのサイズと形状は粒子サイズに対応します。
さらに、HSFL は対流起源のため、低磁束密度の狭い範囲でのみ発生します 19,29,48。したがって、実験では、これはおそらくビームプロファイルの周辺部でのみ発生します。したがって、HSFL は非酸化表面または弱酸化表面に形成され、これは処理サンプルと未処理サンプルの酸化物割合を比較すると明らかになりました (表 reftab: 例を参照)。これは、酸化物層が主にレーザーによって誘起されるという仮定を裏付けます。
LIPSS の形成が通常、パルス間フィードバックによるパルスの数に依存することを考えると、パルスのオーバーラップが増加するにつれて、HSFL はより大きな構造に置き換えられる可能性があります 19。HSFL が規則的でない場合、LSFL-II の形成に必要な強度パターン (d モード) が規則的ではなくなります。したがって、\(o_\mathrm {p}\) の重なりが増加するにつれて (図 1 の de を参照)、LSFL-II の規則性は減少します。
この研究では、レーザー構造化 DLIP 処理ステンレス鋼の表面形態に対する基板温度の影響を調査しました。基板を21℃から250℃に加熱すると、アブレーション深さがs偏光では1.75μmから0.87μmに、p偏光では2.33μmから1.06μmに減少することがわかっています。この減少は、LIPSS タイプが LSFL-I から LSFL-II に変化したことによるもので、これはサンプル温度が高いときのレーザー誘起表面酸化層に関連しています。さらに、LSFL-II は酸化の増加により閾値フラックスを増加させる可能性があります。高いパルスオーバーラップ、平均エネルギー密度、平均繰り返し率を備えたこの技術システムでは、LSFL-II の発生は、サンプル加熱によって引き起こされる転位ダイナミクスの変化によっても決定されると考えられます。LSFL-II の凝集は、粒子配向に依存したナノボイド形成によるものであり、LSFL-II の前駆体として HSFL が生じると仮説が立てられています。さらに、構造周期および構造周期の帯域幅に対する偏光方向の影響が研究されています。アブレーション深さの観点からは、DLIP プロセスでは p 偏光の方が効率的であることがわかります。全体として、この研究は、DLIP アブレーションの深さを制御および最適化し、カスタマイズされた表面パターンを作成するための一連のプロセス パラメーターを明らかにしました。最後に、LSFL-I から LSFL-II への移行は完全に熱駆動であり、熱蓄積の増加による一定のパルスのオーバーラップにより繰り返し率のわずかな増加が期待されます24。これらの側面はすべて、たとえばポリゴン スキャニング システム 49 の使用など、DLIP プロセスを拡張するという今後の課題に関連しています。熱の蓄積を最小限に抑えるには、ポリゴン スキャナのスキャン速度をできるだけ高く保ち、スキャン方向と直交する大きなレーザー スポット サイズを利用し、最適なアブレーションを使用するという戦略に従うことができます。さらに、これらのアイデアにより、DLIP を使用した高度な表面機能化のための複雑な階層トポグラフィーの作成が可能になります。
この研究では、厚さ 0.8 mm の電解研磨されたステンレス鋼プレート (X5CrNi18-10、1.4301、AISI 304) が使用されました。表面から汚染物質を除去するために、レーザー処理前にサンプルをエタノールで注意深く洗浄しました (エタノールの絶対濃度 \(\ge\) 99.9%)。
DLIP 設定を図 4 に示します。サンプルは、波長 532 nm、最大繰り返し速度 50 MHz の 12 ps 超短パルス レーザー光源を備えた DLIP システムを使用して構築されました。ビームエネルギーの空間分布はガウス分布です。特別に設計された光学系は、サンプル上に線状構造を作成するためのデュアルビーム干渉構成を提供します。焦点距離 100 mm のレンズは、2 つの追加のレーザー ビームを 6.8\(^\circ\) の固定角度で表面に重ね合わせます。これにより、約 4.5 μm の空間周期が得られます。実験セットアップに関する詳細情報は、他の場所で見つけることができます50。
レーザー加工の前に、サンプルは一定の温度の加熱プレート上に置かれます。加熱プレートの温度は21℃と250℃に設定した。すべての実験では、光学系への塵の堆積を防ぐために、圧縮空気の横方向ジェットを排気装置と組み合わせて使用しました。X、Y ステージ システムは、構造化中にサンプルを位置決めするためにセットアップされます。
位置決めステージ システムの速度を 66 ～ 200 mm/s まで変化させて、それぞれ 99.0 ～ 99.67 \(\%\) のパルス間のオーバーラップを得ました。すべての場合において、繰り返し率は 200 kHz に固定され、平均電力は 4 W で、パルスあたりのエネルギーは 20 μJ でした。DLIP 実験で使用されるビーム直径は約 100 µm で、得られるピーク レーザー エネルギー密度は 0.5 J/cm\(^{2}\) です。単位面積あたりに放出される総エネルギーは、\(o_{\mathrm {p}}\) = 99.0 \(\%\)、100 J/cm の場合、50 J/cm\(^2\) に対応するピーク累積フルエンスです。 \(o_{\mathrm {p))\)=99.5\(\%\) および \(o_{ \mathrm {p} }\ の場合は 150 J/cm\(^2\) ) = 99.67 \(\%\)。\(\lambda\)/2 プレートを使用して、レーザー ビームの偏光を変更します。使用されるパラメータのセットごとに、サンプル上に約 35 × 5 mm\(^{2}\) の領域がテクスチャリングされます。すべての構造化された実験は、産業上の利用可能性を確保するために周囲条件下で実施されました。
サンプルの形態は、倍率 50 倍、光学解像度 170 nm、垂直解像度 3 nm の共焦点顕微鏡を使用して検査されました。次に、収集された地形データは、表面解析ソフトウェアを使用して評価されました。ISO 1661051 に従って地形データからプロファイルを抽出します。
加速電圧 6.0 kV で走査型電子顕微鏡を使用してサンプルの特性評価も行いました。サンプル表面の化学組成は、加速電圧 15 kV で付属のエネルギー分散型 X 線分光法 (EDS) を使用して評価されました。さらに、50 倍の対物レンズを備えた光学顕微鏡を使用して、サンプルの微細構造の粒状形態を測定しました。 その前に、サンプルは、塩酸と硝酸の濃度が 15 ～ 20 \(\%\) および 1\(それぞれ -<\)5 \(\%\)。 その前に、サンプルは、塩酸と硝酸の濃度が 15 ～ 20 \(\%\) および 1\(それぞれ -<\)5 \(\%\)。 Перед этим образцы травили при постоянной температуре 50 \(^\circ\)С в течение пяти минут в краске из нержавеющей ста ли соляной и азотной кислотами концентрацией 15-20 \(\%\) и 1\( -<\)5 \( \%\) соответственно。 その前に、サンプルは、濃度 15 ～ 20 \(\%\) および 1\(それぞれ -<\)5 \( \%\)。この前に、サンプルは 50 \(^\circ\)C の不锈钢染色液中で 5 分間の恒温であり、塩酸と硝酸の濃度は 15-20 \(\%\) および 1\( -<\)5 \ でした。 (\%\)、それぞれ。この前に、サンプルをそれぞれ 50 \(^\circ\)C (\%\) の不溶性染色液に入れておきました。その前に、サンプルは、塩酸と硝酸の濃度が 15 ～ 20 \(\%\) および 1 のステンレス鋼用の染色液に、50 \(^\circ\)C の一定温度で 5 分間酸洗いされました。 \。(-<\)5 \ (\%\) соответственно。 それぞれ (-<\)5 \ (\%\) です。
2 ビーム DLIP セットアップの実験セットアップの概略図。(1) レーザー ビーム、(2) \(\lambda\)/2 プレート、(3) 特定の光学構成を備えた DLIP ヘッド、(4) ) ホットプレート、(5) クロス流体、(6) x、y 位置決めステップ、および (7) ステンレス鋼試験片。左側の赤丸で囲まれた 2 つの重ねられたビームは、角度 \(2\theta\) でサンプル上に線状構造を作成します (s 偏光と p 偏光の両方を含む)。
現在の研究で使用および/または分析されたデータセットは、合理的な要求に応じて各著者から入手できます。
投稿時刻: 2023 年 1 月 7 日