Синтез тонкой пленки металлогидрида Mg₂NiH₄ на никелевой подложке

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

Интерметаллический гидрид Mg₂NiH₄ представляет интерес для ряда применений, включая твердотельное хранение водорода [1]. Он содержит до 3.6 мас. % водорода. По сравнению с MgH₂ Mg₂NiH₄ обладает лучшей кинетикой сорбции и десорбции, а также более низкой температурой (223°C) при равновесном давлении 0.1 МПа. Устойчивость во время гидрирования/дегидрирования является дополнительным преимуществом для его практического использования.

Рост гидридной пленки на плоской поверхности никелевой фольги при температуре 450°C и взаимодействии в водороде с порошком MgH₂ при давлениях, превышающих давления разложения MgH₂ и Mg₂NiH₄, изучен в [2]. Технологически такой процесс радикально проще, чем магнетронное распыление, примененное ранее для синтеза пленки, содержащей AlH₃ [3]. Для данных реагентов и условий он позволил выращивать пленки Mg₂NiH₄ толщиной от 0.2 до 4 мкм со скоростью роста 0.13 мкм/ч. При исследовании кинетики роста было выявлено, что после некоторой задержки увеличение толщины покрытия Mg₂NiH₄ от времени синтеза происходит линейно в широком интервале времен и толщин. С помощью метода рентгенофазового анализа (РФА) было показано, что задержка перед началом синтеза Mg₂NiH₄ связана с образованием подслоя Mg₂Ni, растущего до определенной толщины, после чего начинается рост Mg₂NiH₄. Плоская конфигурация системы подложка–пленка позволила сделать в [2] важные выводы о механизме роста. Были рассмотрены различные сценарии роста, и выбран только один из них, объясняющий линейность роста толщины Mg₂NiH₄. Он позволил определить межфазную границу Mg₂Ni–Mg₂NiH₄ как место синтеза и оценить потоки атомов магния и никеля, вступающих в реакцию. Линейность увеличения толщины слоя Mg₂NiH₄ от времени синтеза была объяснена постоянной скоростью диффузионного поступления атомов никеля по подслою MgNi₂ от подложки к межфазной границе Mg₂Ni–Mg₂NiH₄.

В настоящей работе описаны аналогичные исследования роста пленки Mg₂NiH₄ при температурах 400 и 475°C (и давлениях больше 30 и 75 бар соответственно) для оценки применимости метода синтеза [2] в более широком диапазоне температур, получения информации о скоростях роста и справедливости механизма роста, представленного в [2].

Интерметаллид MgNi₂, возникающий как подслой при синтезе пленки Mg₂NiH₄, является гексагональной фазой Лавеса С36. В обзоре [4] и монографии [5] обобщен огромный массив информации о диффузии в интерметаллидах, однако, по мнению авторов, данные о диффузии в фазах Лавеса очень скудны. В рамках проведенного исследования были также получены оценки коэффициентов диффузии атомов никеля по слою MgNi₂, несущие дополнительную информацию о фазах Лавеса.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ

Пленки Mg₂NiH₄ синтезировали в процессе взаимодействия никелевой пластины с порошком гидрида магния (чистота не хуже 96%) в установке высокого давления при температурах от 400 и 475°C и давлениях больше 30 и 75 бар соответственно. Эти условия при синтезе гидридов MgH₂ и Mg₂NiH₄ превышают равновесные значения, выбранные на основании результатов экспериментов по синтезу гидридов, приведенных в [2]. Температура синтеза 450°C оказалась самой подходящей для выбранных условий, так как при более низких температурах скорость синтеза резко снижается, а более высокие температуры требуют высокого давления, превышающего возможности имеющегося оборудования.

Для синтеза пленок использовали никелевый прокат толщиной 150 мкм (99.93% Ni). Пластину разрезали на куски размером 5 × 80 мм, промывали спиртом и отжигали в вакууме при 600°C в течение 30 мин. Гидрид магния был синтезирован ранее на той же установке методом прямого гидрирования стружки магния чистотой 99.8%. Полученный порошок измельчали вручную. Для изготовления пленок полоски никеля помещали в автоклав и покрывали порошком гидрида магния так, чтобы они не касались стенок автоклава. В результате в процессе синтеза пленки никелевые полоски все время были окружены порошком гидрида магния.

Автоклав вакуумировали и “промывали” водородом: закачивали газ до давления от 0.5 до 1 МПа, затем откачивали для удаления оставшегося воздуха и адсорбированной воды. После этого водород закачивали до рабочего давления, а образец нагревали до рабочей температуры.

Этот метод позволяет воспроизводимо получать пленки гидридов различной толщины. Состав и кристаллическую структуру полученных слоев исследовали несколькими методами.

Картины рентгеновской дифракции (РД) образцов были получены с помощью порошкового дифрактометра высокого разрешения Bruker D2 Phaser в геометрии Брэгга–Брентано со стандартной отпаянной рентгеновской трубкой с медным анодом, дающим дублетное CuK_α-излучение после фильтрации Ni-фольгой. Для регистрации картин РД (рентгеновских дифрактограмм) методом θ–2θ-сканирования использовали полупроводниковый линейный детектор LYNXEYE (Bruker AXS).

Углы сканирования 2θ варьировали от 5° до 140° с шагом 0.02°. Чтобы уменьшить влияние эффектов преимущественной ориентации, во время измерения картин РД образцы вращались вокруг оси, совпадающей с осью образца и гониометрического столика дифрактометра, на котором устанавливался держатель с образцом для измерений. Для определения угловых поправок картин РД (сдвиг нуля счетчика (zero shift)) и смещения из-за несовпадения поверхности образца с фокальной плоскостью дифрактометра (displacement) проводили дополнительные измерения образцов-пластинок, помещенных в порошок NaCl (откалиброванный по углам Брэгга рефлексов с помощью сертифицированного порошкового РД-стандарта Si640f (NIST, США)) таким образом, чтобы поверхности образца и NaCl порошка находились на одном уровне и попадали в рентгеновский пучок равным образом.

РФА проводили с помощью программы EVA, входящей в программное обеспечение используемого дифрактометра и Кристаллографические открытые базы данных (Crystallography Open Database, COD) [6]. Массовое содержание кристаллических фаз определяли методом Ритвельда с помощью программы TOPAS. Структурные модели обнаруженных кристаллических фаз для количественного анализа методом Ритвельда выбирали из COD.

Спектры термодесорбции (ТДС) получены на оригинальной исследовательской установке в соответствии с экспериментальной методикой, подробно описанной в [7]. ТДС проводили при постоянной откачке с базовым давлением 10^–5 Па. Скорость нагрева составляла от 0.01 до 0.2°C/с до максимальной температуры 270°C. Количество выделявшегося из образцов водорода определяли по потоку, регистрируемому масс-спектрометром SRS RGA100 с заранее проведенной калибровкой.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

В результаты синтеза пленок Mg₂NiH₄ при температурах 400 и 475°C (рис. 1) включены данные для температуры 450°C, взятые из [2]. Толщину пленок определяли по количеству водорода, выделившегося при ТДС. Температура 400°C соответствует очень низким скоростям синтеза и не представляет интереса для практического применения. При температуре 475°C наблюдается скорость роста, более чем в 4 раза превышающая скорость при 450°C.

 

Рис. 1. Результаты синтеза пленок Mg₂NiH₄ при температурах 400 (1), 450 (2) и 475°C (3).

 

Видно, что данные, относящиеся как к температурам 400 и 475°C, так и к 450°C, демонстрируют линейные зависимости толщины слоя Mg₂NiH₄ от времени синтеза с отсечкой на оси абсцисс, которую будем называть “временем инкубации”. Естественно предположить, что при всех трех температурах механизм роста одинаков, а именно: сначала происходит рост подслоя MgNi₂ во время инкубации, а затем синтез пленки Mg₂NiH₄ поверх него. Линейность увеличения толщины слоя Mg₂NiH₄ от времени синтеза определяется постоянной скоростью диффузионного транспорта атомов Ni от никелевой фольги по подслою Mg₂Ni.

Черные линии на рис. 1 – линейная аппроксимация графиков, позволяющая определить:

• длительность инкубационного периода;
• скорость роста толщины пленки Mg₂NiH₄;
• величину плотности потока атомов Ni сквозь подслой MgNi₂, оцененную по скорости роста с учетом плотности гидрида.

Результаты оценки параметров синтеза пленок Mg₂NiH₄ приведены в табл. 1.

Проанализируем плотности потока никеля сквозь подслой MgNi₂, определенные как количество атомов Ni, необходимое для формирования Mg₂NiH₄ на 1 см² площади в секунду.

 

Таблица 1. Параметры синтеза пленок Mg₂NiH₄, оцененные из зависимости толщины получаемой пленки от длительности синтеза

Т, °C	Инкубационный период, ч	Скорость роста Mg2NiH4, мкм/ч	Плотность потока Ni сквозь подслой MgNi2, 1/(см2∙с)
400	9.6	0.0164	6.3∙1012
450	1.2	0.130	5∙1013
475	0.4	0.364	1.4∙1014

 

Плотность потока равна

$J = D\frac{∆C}{l}$, (1)

где D – коэффициент диффузии никеля, l – толщина подслоя, ∆C – разность концентраций на его границах: Ni–MgNi₂ и MgNi₂–Mg₂NiH₄.

Основываясь на известных данных по плотности потоков и оценив величины ∆C и l, можно получить значения коэффициента диффузии D для трех указанных температур. Это, с одной стороны, представляет интерес в рамках теории диффузии в интерметаллидах, а с другой – может позволить оценить энергетику диффузии атомов никеля.

Начнем с толщины l. Ее оценивали из анализа картин РД дегазированных образцов пленок гидрида, имеющих примерно одинаковую толщину и полученных синтезом при трех разных температурах. Образцы обозначим буквами B (синтез в течение 32 ч при 400°C, полученная толщина гидридной пленки 0.35 мкм), C (475°C, 2 ч, 0.55 мкм) и D (450°C, 4 ч, 0.30 мкм). На рис. 2а картины РД, измеренные от разных образцов, представлены в логарифмическом масштабе. РД-сигналы (интенсивности РД-рефлексов) от пленок очень сильно уступают интенсивностям рефлексов от никелевой подложки, поскольку пленки довольно тонкие.

На рис. 2б представлены фрагменты картин РД исследованных образцов. Видно, что для разных образцов рефлексы hkil = 0004 с углом Брэгга 2θ = 22.49° от подслоя интерметаллида MgNi₂ по крайней мере сравнимы по величине друг с другом так же, как сравнимы друг с другом самые сильные рефлексы никеля (с индексами Миллера hkl = 002 и углом Брэгга 2θ = 51.83°).

 

Рис. 2. Результаты рентгенофазового анализа: картины РД всего диапазона сканирования (а), фрагменты РД картин РД (б). Для лучшей визуализации картины РД разных образцов (B, C и D) сдвинуты вдоль вертикальной оси. Номера карт COD обнаруженных фаз указаны в (а). Теоретические позиции углов Брэгга наблюдаемых рефлексов кристаллических фаз пленки согласно указанным картам COD показаны разными символами. Указаны индексы Миллера hkl рефлексов Ni (пр. гр. Fm3m (225)) подложки и индексы Миллера–Браве hkil некоторых избранных наблюдаемых рефлексов кристаллических пленок Mg₂Ni (пр. гр. P6222 (180)) и MgNi₂ (пр. гр. P63/mmc (194)).

 

В табл. 2 приведены отношения величин максимальных интенсивностей самых сильных наблюдаемых рефлексов фазы MgNi₂ пленки и Ni-подложки за вычетом фона, т. е. 0004 MgNi₂ и 002 Ni, для всех трех образцов. Видно, что отношения практически совпадают с точностью ~11%. Это позволяет считать, что толщины слоя MgNi₂ очень близки (в пределах примерно ±11%) для всех трех использованных температур синтеза.

 

Таблица 2. Отношения величин максимальных интенсивностей рефлексов 0004 MgNi₂ и 002 Ni (за вычетом вклада фона) и массовое содержание фазы MgNi₂ согласно результатам количественного анализа

	B	C	D
Отношение высот пиков рефлексов 0004 MgNi2 и 002 Ni	0.0119	0.0123	0.0098
Мас. % MgNi2 согласно результатам количественного анализа	3.03	4.01	2.731

 

Процедура выглядит корректной, поскольку эксперименты РД проводили в одинаковых условиях и на образцах примерно равных размеров. Поверх слоя MgNi₂ находятся пленки Mg₂Ni, которые хоть и имеют разную толщину, но очень тонкие, что проявляется в заметно меньшей интенсивности рефлексов, относимых к Mg₂Ni. Глубина проникновения медного излучения, с которой приходит РД-сигнал, ослабленный в e ≈ 2.72 раза по сравнению с интенсивностью рентгеновского пучка на входе в образец, для углов до 2θ = 50°, где видны рефлексы пленки, составляют примерно: для чистого MgNi₂ ~ 7 мкм, для Mg₂Ni ~ 50 мкм, т. е. поглощение слоем Mg₂Ni влияет на картину РД, но не радикально и приемлемо для анализа состава.

Также в табл. 2 приведены оценки массового содержания пленки MgNi₂ (содержание фазы Mg₂Ni пренебрежимо мало (~0.01 мас. %), остальное – Ni). Здесь разброс результатов по массовому содержанию MgNi₂ составляет ±20%, т. е. можно полагать, что в пределах ±20% толщины слоя MgNi₂ в образцах совпадают, что удовлетворительно согласуется с приблизительными оценками (±11%), приведенными выше по соотношению самых сильных рефлексов MgNi₂ и Ni. Таким образом, оценки, проведенные разными методами анализа данных РД, показали, что для всех трех образцов примерно совпадает толщина l подслоя MgNi₂. В [2] дана ее оценка – 0.09 мкм, т. е. 0.9 × 10^–5 см, которая будет использоваться в дальнейших вычислениях (отметим, что при публикации в [2] допущена техническая опечатка и приведено значение 0.9 мкм).

Теперь обратимся к величине ∆C. Здесь ситуация не так однозначна, поскольку можно опираться лишь на фазовые диаграммы. Из них следует, что концентрация элементов в интерметаллиде MgNi₂ не является константой (а именно 33.3% Mg), а покрывает некоторый диапазон концентраций. Например, для NbCo₂ согласно [8] этот диапазон может составлять ±3% концентрации от 33.3% Co.

На рис. 3 приведен типичный вид фазовой диаграммы системы Ni–Mg. Видно, что некоторый диапазон концентраций в районе идеального состава 33.3% Mg (т.е 66.7% Ni) имеет место, однако его величина обычно не указывается. На рис. 3 этот диапазон обозначен стрелками.

 

Рис. 3. Фазовая диаграмма Ni–Mg [9].

 

Именно этот диапазон концентраций отклонения от идеального состава и представляет интерес, поскольку в процессе роста гидрида Mg₂NiH₄ концентрации никеля по обеим сторонам (x = 0 и x = l1, рис. 4) интерметаллида MgNi₂ соответствуют указанным границам на фазовой диаграмме. На основании анализа сценариев роста пленки гидрида Mg₂NiH₄, приведенного в [2] с учетом линейности увеличения толщины его слоя, местом протекания реакции синтеза была однозначно определена граница MgNi₂–Mg₂NiH₄, обозначенная на рис. 4 прерывистой линией. На этой границе (x = l1) при взаимодействии MgNi₂ с атомами магния образуется интерметаллид Mg₂Ni, который затем под воздействием водорода превращается в гидрид Mg₂NiH₄. Таким образом, граница x = l1 является местом контакта интерметаллидов MgNi₂ и Mg₂Ni, что соответствует правой стрелке на рис. 3.

 

Рис. 4. Феноменологическая модель роста пленки Mg₂NiH₄.

 

На границе x = 0 соприкасаются Ni-фольга и интерметаллид MgNi₂, что соответствует левой стрелке на рис. 3.

Лишь в одной публикации [10] присутствуют значения концентрации никеля: от 67.3% при x = 0 до 66.2% при x = (рис. 4). Они определены для температур, существенно превышающих использованные в данном случае, однако других оценок в цитируемой литературе нет. Таким образом, в дальнейших вычислениях будем считать, что ∆C = 1.1%.

Опираясь на значения толщины l = 0.9∙10^–5 см слоя MgNi₂ и классическое выражение (1) для плотности потока, можно определить величины коэффициента диффузии D никеля для разных температур.

Результаты оценки коэффициента диффузии D никеля приведены в табл. 3.

 

Таблица 3. Величины коэффициента диффузии никеля для разных температур

T, °C	1/Т, 1/K	J, 1/(см2∙с)	D, см2/с	ln(D)
400	0.00149	6.3∙1012	1.03091∙1013	–29.90317
450	0.00138	5∙1013	8.18182∙1013	–27.83169
475	0.00134	1.4∙1014	2.29091∙1012	–26.80207

 

Заметим, что порядок величины для коэффициента диффузии примерно соответствует приведенному в монографии [5] для похожих бинарных интерметаллидов. Но данных по исследуемому здесь материалу нет.

На рис. 5 приведены графики Аррениуса, построенные по этим данным.

 

Рис. 5. Графики Аррениуса для коэффициента диффузии по лимитирующим потокам никеля (а) и временам инкубации (б).

 

Из графика получено выражение для коэффициента диффузии атомов никеля по интерметаллиду MgNi₂: D = 2.34exp(–20700)×T^–1см²/с.

Энергия активации диффузии – 172 кДж/моль. Ее большая величина соответствует диффузии крупных атомов по вакансионному механизму. Структура гексагональной фазы Лавеса С36, которой принадлежит интерметаллид MgNi₂, имеет подрешетку преобладающего элемента, т. е. никеля. На рис. 6 атомы никеля изображены черными шариками. Видно, что они связаны в непрерывную цепь. Поэтому, если диффузия происходит по вакансионному механизму, возможен непрерывный диффузионный путь. Такой механизм рассматривается как наиболее вероятный для преобладающего компонента сплава (никеля в данном случае).

 

Рис. 6. Структура кристалла Mg₂Ni [https://som.web.cmu.edu/structures/S034-MgNi2.html].

 

Анализ инкубационного периода. В рассматриваемом здесь случае инкубационный период – это время, в процессе которого рос слой интерметаллида MgNi₂, а рост гидрида Mg₂NiH₄ еще не начался. Это идеализация, поскольку присутствует некоторая неравномерность толщины растущих пленок. В столбце “инкубационный период” табл. 1 его величины определяются отсечкой графиков рис. 1 на оси времени.

Связь времени инкубации со скоростью роста пленки гидрида Mg₂NiH₄ неочевидна. Однако, как показано в [2], рост пленки гидрида лимитирован плотностью потока атомов никеля в зону реакции на границе MgNi₂–Mg₂NiH₄, т. е. в конечном счете определяется коэффициентом диффузии никеля по интерметаллиду MgNi₂. А если и рост самой пленки интерметаллида также определяется им, эта связь может проявиться.

Параболический закон скорости роста при диффузионном лимитировании широко известен и неоднократно описан (например [5]. Одним из условий его применимости для рассматриваемой реакции синтеза является избыток атомов магния в зоне реакции, т. е. на границе MgNi₂–газовая фаза.

Используя выражение для линейного представления зависимости давления паров над чистым магнием от температуры [11]:

$\ln \left(p\left[\mathrm{topp}\right]\right) = -\frac{7550}{T}+8.69$ , (2)

в предположении, что давление насыщенных паров магния над MgH₂ такое же из-за виртуального разложения гидрида, получим, что поток атомов магния к исследуемой границе при температуре 450°C составляет 5∙10¹⁹ атомов/(см²∙с). По аналогии оценим потоки реагентов при двух других температурах. Получены следующие значения: для 400°C – 2.4∙10¹⁹, 475°C – 7.38∙10¹⁹ атомов/(см²∙с).

Сравнивая полученные результаты с потоками никеля (табл. 1), заметим, что плотности потоков магния на порядки больше, поэтому на внешней поверхности MgNi₂ – квазиравновесие с парами магния, причем практически с самого начала формирования слоя. Итак, заключаем: к границе MgNi₂ газовая фаза магния поступает в избытке.

Тогда, если скорость роста толщины (см) пленки лимитируется диффузией атомов никеля по интерметаллиду с коэффициентом

$D = D_{0}exp\left(-\frac{E_D}{RT}\right)$ , (3)

то выражение для толщины растущего слоя принимает вид

$\frac{dl}{dt}=\frac{J{\displaystyle \frac{1}{\left[с{м}^2·c\right]}}}{{С}_{Ni}\left[{\displaystyle \frac{1}{с{м}^3}}\right]}$ . (4)

Здесь C_Ni = 5∙10²² 1/см³ в MgNi₂ (см. выше), а плотность потока определяется выражением (1). Интегрируя (4) по времени, получим $\frac{l^2}{2}{C}_{Ni}= D·∆C·t$.

Отсюда время формирования слоя (или инкубационный период)

$t = \frac{l^2{C}_{Ni}}{2D∆C}$ . (5)

По-прежнему считаем, что толщина 0.9∙10^–5 см и близка по величине для разных температур, $\frac{C_{Ni}}{∆C} = \frac{1}{0.011}$.

Вычисляя, получим график Аррениуса (рис. 5б) для коэффициента диффузии никеля в пленке MgNi₂, но уже исходя из величин инкубационного периода на основе предположения о параболическом росте толщины интерметаллида MgNi₂. Видно, что он очень хорошо согласуется с полученным выше (рис. 5а).

Подчеркнем, что эта зависимость получена на основании данных РД, подтверждающих, что толщины подслоя MgNi₂ примерно одинаковы после синтеза при всех трех температурах, и предположении о диффузионном лимитировании скорости роста этого подслоя диффузией атомов никеля, а следовательно, параболическом законе роста толщины. И если первое – это экспериментальный факт, то второе – только предположение. Однако близость параметров графиков Аррениуса (рис. 5) позволяет надеяться, что это предположение справедливо.

Совпадение настолько хорошее, что обращает внимание на два вопроса:

• в синтезе слоя MgNi₂ в какой-то мере должна (или может) участвовать и диффузия атомов магния от границы MgNi₂–газовая фаза к границе интерметаллида с никелем. Однако представления о механизме транспорта компонента, имеющего меньшую концентрацию, не вполне сложились. Предполагается, что он происходит в виде атомов замещения в подрешетке преобладающего компонента, что определяет существенно меньшие плотности потоков [4]. То есть диффузия атомов магния может влиять довольно слабо;
• если величина = 1.1% имеет хорошее обоснование для оценки плотности стационарного потока атомов никеля по MgNi₂, приведенное в предыдущем разделе, то для правой границы x = l1 (рис. 4) в ситуации роста слоя MgNi₂ есть вопросы. Если концентрация никеля в интерметаллиде MgNi₂ на этой границе соответствует равновесию MgNi₂–Mg₂Ni, то все справедливо. Однако это косвенно означает, что на всем протяжении времени инкубации, т. е. роста пленки MgNi₂, на ее границе с газовой фазой присутствуют зародыши Mg₂Ni, которые не превращаются в гидрид, а преобразуются в другой интерметаллид – MgNi₂. В соответствии с [12] энергетически это выгодно (на 0.048 эВ/атом).

Ответы на эти вопросы неочевидны, однако хорошее совпадение параметров диффузии никеля по интерметаллиду MgNi₂, полученных как по скорости роста пленки Mg₂NiH₄, так и по времени инкубации, предполагает положительные ответы.

ВЫВОДЫ

Измерения скорости синтеза Mg₂NiH₄ в зависимости от времени при температурах 400 и 475°C показали, что, как и при температуре 450°C [2], толщина слоя увеличивается линейно после прохождения некоторой инкубации, во время которой формируется подслой интерметаллида MgNi₂. В соответствии с анализом, проведенным в [2], для этих температур справедлив и механизм синтеза, подразумевающий лимитирование скорости реакции синтеза Mg₂NiH₄ скоростью транспорта (плотностью потока) атомов никеля через слой интерметаллида MgNi₂.

Получены оценки скорости роста пленок Mg₂NiH₄ при температурах 400 и 475°C. Они равны 0.0164 и 0.364 мкм/ч соответственно.

С помощью метода РФА показано, что для всех трех температур толщина слоя интерметаллида MgNi₂, лежащего под слоем Mg₂NiH₄, примерно одинакова и на основании данных, опубликованных в [2], может быть принята равной 0.09 мкм.

Данные по скорости роста Mg₂NiH₄ позволили получить оценки параметров диффузии атомов никеля через слой интерметаллида MgNi₂:

D = 2.34 exp(–20700)/T см²/с.

На основании данных по длительности инкубации и в предположении о параболическом законе роста толщины подслоя MgNi₂ получены альтернативные оценки параметров диффузии атомов никеля через слой интерметаллида MgNi₂: D = 4.62 exp(–21100) × T^–1, что очень близко к оценке по скорости роста Mg₂NiH₄.

Можно утверждать: рост пленки гидрида Mg₂NiH₄ лимитирован скоростью поставки (плотностью потока) никеля в зону реакции и в конечном счете определяется коэффициентом диффузии никеля по слою MgNi₂, кинетика роста самой пленки интерметаллида MgNi₂ определяется этим же коэффициентом диффузии.

Исследование выполнено при поддержке Российского научного фонда (грант № 22-12-00360, https://rscf.ru/project/22-12-00360/).

РД-измерения выполнены с использованием оборудования федерального Центра коллективного пользования “Материаловедение и диагностика в передовых технологиях” (ФТИ им. А.Ф. Иоффе) в рамках госзадания РАН (государственные задания РФ 0034-2019-0001). Разработка макетов выполнена по контракту с Росатомом № Н.4а.241.19.23.1014 от 18.01.2023 и подготовлена в счет работ для организации ИТЭР. Взгляды и мнения, выраженные здесь, не обязательно отражают взгляды и мнения Организации ИТЭР.

About the authors

А. П. Барабан

Санкт-Петербургский государственный университет

Email: elets.denis@mail.ioffe.ru
Russian Federation, г. Санкт-Петербург

А. П. Войт

Санкт-Петербургский государственный университет

Email: elets.denis@mail.ioffe.ru
Russian Federation, г. Санкт-Петербург

И. Е. Габис

Санкт-Петербургский государственный университет

Email: elets.denis@mail.ioffe.ru
Russian Federation, г. Санкт-Петербург

Д. И. Елец

Физико-технический институт им. А.Ф. Иоффе РАН

Author for correspondence.
Email: elets.denis@mail.ioffe.ru
Russian Federation, г. Санкт-Петербург

А. А. Левин

Физико-технический институт им. А.Ф. Иоффе РАН

Email: elets.denis@mail.ioffe.ru
Russian Federation, г. Санкт-Петербург

Д. А. Зайцев

АО “НПО “ЛЕНКОР”

Email: elets.denis@mail.ioffe.ru
Russian Federation, г. Санкт-Петербург

References

Supplementary files