materiały elektroniczne

Transkrypt

INSTYTUT TECHNOLOGII MATERIAŁÓW ELEKTRONICZNYCH
MATERIAŁY
ELEKTRONICZNE
ELECTRONIC MATERIALS
KWARTALNIK
T. 42 - 2014 nr 3
Wydanie publikacji dofinansowane jest przez
Ministerstwo Nauki i Szkolnictwa Wyższego
WARSZAWA ITME 2014
MATERIAŁY ELEKTRONICZNE (Electronic Materials), T. 40, Nr 1/2012
1
INSTYTUT TECHNOLOGII
MATERIAŁÓW ELEKTRONICZNYCH
ul. Wólczyńska 133, 01-919 Warszawa
Z-ca Dyrektora ds. Naukowych
tel.: (48 22) 835 44 16
fax: (48 22) 834 90 03
e-mail: [email protected]
Ośrodek Informacji Naukowej
i Technicznej (OINTE)
tel.: (48 22) 835 30 41-9 w. 129, 498
http://www.itme.edu.pl/biblioteka
Instytut Technologii Materiałów Elektronicznych wydaje dwa czasopisma naukowe,
których tematyka dotyczy inżynierii materiałowej, elektroniki i fizyki ciała stałego,
a w szczególności technologii otrzymywania nowoczesnych materiałów, ich obróbki,
miernictwa oraz wykorzystania dla potrzeb elektroniki i innych dziedzin gospodarki:
•Materiały Elektroniczne – zawierające artykuły problemowe, teksty wystąpień pracowników ITME na konferencjach i Biuletyn PTWK,
•Prace ITME – zawierające monografie, rozprawy doktorskie i habilitacyjne
oraz
•stale aktualizowane katalogi i karty katalogowe technologii, materiałów, wyrobów
i usług oferowanych przez Instytut i opartych o wyniki prowadzonych prac badawczych, opisy nowych wyrobów, metod i aparatury
Informacje można uzyskać:
tel.: (48 22) 835 30 41 w. 408; fax: (48 22) 834 90 03
2
KOLEGIUM REDAKCYJNE
Redaktor Naczelny:
prof. dr hab. inż. Andrzej JELEŃSKI
Redaktorzy Tematyczni:
prof. dr hab. inż. Zdzisław JANKIEWICZ
dr hab. inż. Paweł KAMIŃSKI
dr Zdzisław LIBRANT
dr Zygmunt Łuczyński
prof. dr hab. inż. Tadeusz ŁUKASIEWICZ
prof. dr hab. inż. Wiesław MARCINIAK
prof. dr hab. Anna Pajączkowska
prof. dr hab. inż. Władysław K. WŁOSIŃSKI
Sekretarz Redakcji:
mgr Anna WAGA
Redaktorzy Językowi:
mgr Anna KOSZEŁOWICZ - KRASKA
mgr Krystyna SOSNOWSKA
Redaktor Techniczny:
mgr Szymon PLASOTA
Kwartalnik notowany na liście czasopism naukowych
Ministerstwa Nauki i Szkolnictwa Wyższego
(3 pkt. - wg komunikatu MNiSW z 17 grudnia 2013 r.)
Ocena Index Copernicus - 4,80
Opublikowane artykuły są indeksowane także w bazach danych: BazTech, CAS - Chemical Abstracts
Publikowane artykuły mające charakter naukowy są
recenzowane przez samodzielnych pracowników naukowych.
Wersja papierowa jest wersją pierwotną.
Nakład: 200 egz.
ADRES REDAKCJI
Instytut Technologii Materiałów Elektronicznych
ul. Wólczyńska 133, 01-919 Warszawa,
e-mail: [email protected];
www: www.itme.edu.pl
KONTAKT
redaktor naczelny:
tel.: (22) 835 44 16 lub 835 30 41 w. 454
z-ca redaktora naczelnego: (22) 835 30 41 w. 426
sekretarz redakcji: (22) 835 30 41 w. 129
Na okładce: dioda laserowa z dyfrakcyjnym układem formowania wiązki w obudowie HHL.
PL ISSN 0209 - 0058
spis treści - contents
Zmiany parametrów optycznych i elektrycznych diod
laserowych na pasmo 808 nm i 880 nm w czasie długotrwałej pracy
E. Dąbrowska, M. Teodorczyk,
K. Krzyżak, M. Romaniec,
G. Sobczak, A. Maląg
5
R. Siedlec, C. Strąk
11
B. Stańczyk, L. Dobrzański,
A. Jagoda, M. Możdżonek,
S. Natarajan
20
Changing optical and electrical parameters of laser
diodes (LDs) emitting at 808 nm and 880 nm during
continuous operation
Zgrzewanie tarciowe kompozytów Al/Al2O3 ze stopami
Al 44200
Joining Al/Al2O3 composites and 44200 aluminium
alloys by friction welding technique
Grafen otrzymywany metodą elektrolityczną na podłożach z węglika krzemu
Graphene obtained by electrolytic method on silicon
carbide substrates
Repozytorium Cyfrowe Instytutów Naukowych
26
Streszczenia wybranych artykułów pracowników ITME
27
3
Streszczenia
artykułów
ME 42 - 3 - 2014
The articles
abstracts
ME 42 - 3 - 2014
Zmiany parametrów optycznych i elektrycznych
diod laserowych na pasmo 808 nm i 880 nm w czasie
długotrwałej pracy
Changing optical and electrical parameters of laser
diodes (LDs) emitting at 808 nm and 880 nm during
continuous operation
ME 42, 3, 2014, s. 5
Zaprezentowane zostały zmiany parametrów optycznych
i elektrycznych diod podczas długotrwałej pracy: zmniejszenie
mocy wyjściowej, zwiększenie prądu progowego jak i zmiana
długości fali emisji - dla diod na pasmo 880 nm w kierunku
fal krótszych oraz dla diod na pasmo 808 nm w kierunku fal
dłuższych.
ME 42, 3, 2014, p. 5
The following changes in optical and electrical parameters
for diodes during long-term operation are presented: reduction in
the output power, increase in the threshold current and change in
the emission wavelength for diodes emitting at 880 nm towards
shorter wavelengths and for diodes emitting at 808 nm towards
longer wavelengths.
Zgrzewanie tarciowe kompozytów Al/Al2O3
ze stopami Al 44200
Joining Al/Al2O3 composites and 44200 aluminium
alloys by friction welding technique
ME 42, 3, 2014, s. 11
Zgrzewanie tarciowe to jedna z bardziej ekonomicznych metod trwałego łączenia materiałów w stanie stałym.
Metoda ta umożliwia wykonywanie złączy zarówno jednoimiennych, jak i różnoimiennych w bardzo krótkim czasie.
Zaletą zgrzewania tarciowego jest możliwość uzyskania
złączy o wysokiej jakości. Zgrzewanie tarciowe kompozytów
z metalami, stwarza nowe możliwości aplikacji z uwagi na
fakt, że oba materiały posiadają różne właściwości fizyczne
oraz mechaniczne. W pracy przeprowadzono próby spajania stopu aluminium 44200 (wg normy PN-EN 1706:2001)
z kompozytami Al/Al2O3. W pracy przeprowadzono następujące
badania złączy stop aluminium-kompozyt uzyskanych metodą
zgrzewania tarciowego: mikroskopowe, twardości, mechaniczne (pomiar wytrzymałości na rozciąganie). Wykonane badania
miały na celu ocenę jakości połączenia pomiędzy stopem 44200,
a kompozytami na osnowie stopu aluminium wzmacnianymi
fazą ceramiczną Al/Al2O3.
ME 42, 3, 2014, p. 11
Friction welding is one of the most economical processes
for durable joining of solid-state materials. This technique
allows bonding similar and dissimilar materials in a very short
time. Friction welding of metals and composites opens up new
application opportunities due to the fact that these materials
have different physical and mechanical properties. In the present
study, 44200 aluminum alloy was friction welded to Al/Al2O3
composite. In addition, the following analyses were performed
for all joints produced by friction welding: optical microscopy,
microhardness measurements and tensile strength measurements.
All studies were carried out to evaluate the quality of bonding
between aluminum alloy and metal matrix composites reinforced
with a ceramic phase of Al/Al2O3.
Grafen otrzymywany metodą elektrolityczną
na podłożach z węglika krzemu
ME 42, 3, 2014, s. 20
W artykule przedstawiono nową technikę osadzania warstw
grafenu na podłożach z węglika krzemu metodą elektrolityczną.
Polega ona na zastosowaniu jako materiału elektrod grafitu
i SiC oraz elektrolitu organicznego poli–styrenosulfonianu sodu
(PSS). Widma Ramana osadzanych warstw wskazują na to, że
otrzymano grafen. Istnienie wiązań typu C=C potwierdza spektroskopia FTIR. Prowadzono także proces z roztworów na bazie
tlenku grafenu. Ponadto w procesie z rozcieńczonym elektrolitem
uzyskano rzadką odmianę alotropową węglika krzemu - moissanit, który syntetycznie jest produkowany przede wszystkim na
potrzeby przemysłu elektronicznego.
Graphene obtained by electrolytic method on silicon
carbide substrates
ME 42, 3, 2014, p. 20
We present a new electrochemical deposition method of
graphene layers on silicon carbide substrates. The technological
arrangement was comprised of graphite, SiC electrodes and
organic electrolyte, i.e. poly(sodium-4-styrenesulphonate), and
in the case of an alternative technique suspension with graphene
oxide was applied. Graphene layers consisting of flakes were
obtained on SiC electrodes, which was concluded based on a
Raman Spectroscopy analysis. Moreover, during the process with
diluted electrolyte solution we achieved a rare allotropic form
of silicon carbide called moissanit, which is commonly used in
electronic applications..
4
E. Dąbrowska, M. Teodorczyk, K. Krzyżak, ...
Zmiany parametrów optycznych i elektrycznych diod laserowych
na pasmo 808 nm i 880 nm w czasie długotrwałej pracy
Elżbieta Dąbrowska, Marian Teodorczyk, Konrad Krzyżak, Magdalena Romaniec,
Grzegorz Sobczak, Andrzej Maląg
ul. Wólczyńska 133, 01 - 919 Warszawa;
Streszczenie: Zaprezentowane zostały zmiany parametrów optycznych i elektrycznych diod podczas długotrwałej pracy:
zmniejszenie mocy wyjściowej, zwiększenie prądu progowego jak i zmiana długości fali emisji - dla diod na pasmo 880 nm
w kierunku fal krótszych oraz dla diod na pasmo 808 nm w kierunku fal dłuższych.
Słowa kluczowe: dioda laserowa, test starzeniowy, degradacja diod, elektroluminescencja
Changing optical and electrical parameters of laser diodes (LDs) emitting at 808 nm and
880 nm during continuous operation
Abstract: The following changes in optical and electrical parameters for diodes during long-term operation are presented:
reduction in the output power, increase in the threshold current and change in the emission wavelength for diodes emitting
at 880 nm towards shorter wavelengths and for diodes emitting at 808 nm towards longer wavelengths.
Key words: laser diode, degradation of laser diode, life test, electroluminescence
1. Wprowadzenie
Głównym obszarem zastosowań diod laserowych
emitujących promieniowanie o długości fali 808 i 880 nm
(dalej nazywanych na pasmo 808 i 880 nm) są układy
pompowania optycznego laserów na ciele stałym, krystalicznych i ceramicznych. Ważnym obszarem są ich
zastosowania przemysłowe i medyczne. Tolerancja na
długość fali emitowanej jest w obu przypadkach dosyć
ostra. Diody laserowe (LD) zwykle pracują w warunkach podwyższonej temperatury. Zachodzące w wyniku
tego procesy starzeniowe powodują zmianę parametrów
optycznych i elektrycznych w ostateczności prowadząc
do uszkodzenia diody.
Za degradację odpowiadają naprężenia mechaniczne i termiczne generowane głównie podczas procesów
Rys. 1. Chip laserowy przylutowany do podkładki CuC i chłodnicy Cu.
Fig. 1. Laser chip soldered to CuC heat spreader and Cu heat
sink.
montażowych. Montaż obejmuje obróbkę mechaniczną
(wyodrębnienie chipa z płytki po processingu), trwałe
przymocowanie chipa do podłoża poprzez lutowanie
i przyłączenie wyprowadzeń zewnętrznych (montaż
drutowy) [1]. Procedura lutowania polega na zespoleniu
dwóch materiałów (chipa i podłoża o niedopasowanych
współczynnikach rozszerzalności termicznej) metalicznym
lutowiem, który topi się i tężeje łącząc się z oboma materiałami [2]. Na Rys. 1 pokazano schematycznie chip przylutowany do podłoża CuC i do chłodnicy Cu. Naprężenie
mechaniczne powstające podczas lutowania powoduje
powstawanie dyslokacji w sieci krystalicznej chipa. To
z kolei przyczynia się do wzrostu gęstości liczby centrów
rekombinacji niepromienistej, wzrostu prądu progowego
i zmniejszenia zewnętrznej wydajności kwantowej.
Rozwój sieci dyslokacji w trakcie pracy LD zależy od:
- wymiarów chipa,
- różnicy współczynników rozszerzalności termicznej
(CTE) chipa, podkładki, chłodnicy, lutowia,
- temperatury krzepnięcia lutowia,
- grubości każdej warstwy montażowej tj. chipa, podkładki, chłodnicy, lutowia,
- płaskości i jednorodności grubości lutowia.
Jakość powierzchni bocznych i krawędzi chipu oraz
mikro-urazy i inne wady chipu wprowadzają naprężenia
mogące powodować pęknięcia chipu [3].
Istnieje korelacja pomiędzy naprężeniem a czasem
życia urządzenia [4].
Naprężenie indukowane montażem deformuje wszystkie warstwy heterostruktury. Do QW przechodzi od 1/4
5
Zmiany parametrów optycznych i elektrycznych diod laserowych na pasmo ....
nawet do 1/2 naprężenia pochodzącego od montażu. Za
koniec życia lasera przyjmuje się moment, kiedy straci
on 20 % swojej pierwotnej mocy [5].
W artykule przedstawione są zmiany parametrów
optycznych diod laserowych na pasmo 808 i 880 nm
w czasie ich pracy w warunkach cw.
a)
2. Badania
Diody emitujące promieniowanie laserowe w pasmach
λ = 808 nm i 880 nm zostały wykonane z zastosowaniem
heterostruktur DBSCH (AlGaAs/GaAs) z naprężonymi
studniami kwantowymi (QW) z GaAsP (808 nm – naprężenie ściskające) oraz InGaAs (880 nm – naprężenie
rozciągające ) jako warstwami aktywnymi.
Do badań mocy optycznych, prądów progowych i charakterystyk spektralnych przeznaczono diody laserowe na
pasmo 808 nm o długości rezonatora 2 i 3 mm z obszarem
aktywnym o szerokości 90 μm. Diody na pasmo 880 nm,
również o długości rezonatora 2 i 3 mm były wykonane
z obszarem aktywnym o szerokości 180 μm. Paski aktywne były definiowane poprzez implantację jonów He+
(E = 160 keV dla 880 nm oraz E = 130 keV dla 808 nm)
przez metalizację TiPt i maskę fotorezystu.
Dla wszystkich diod obliczono rezystancję termiczną
Rth. Była ona stosunkowo wysoka ze względu na małe wymiary chłodnicy (klocki Cu o wymiarach 4 mm x 7 mm x
2 mm) nie nadążającej odprowadzać ciepła z obszaru
aktywnego. Ale tylko dla tak zmontowanych diod można
było przeprowadzić badania starzeniowe. Rth liczono ze
zmian położenia maksimum charakterystyki spektralnej
ze zmianą wielkości wstrzykiwanego prądu przy pracy
ciągłej [6]. Wg autorów [3] dla poprawnego działania
diody chłodnica Cu powinna mieć wymiar co najmniej
10 krotny wymiar chipa. Przy tak małych stosowanych
chłodnicach mamy do czynienia z podwyższoną rezystancją termiczną diody, a co za tym idzie ze zwiększeniem
temperatury złącza. Oznacza to, że prowadzone testy były
przyspieszonymi testami starzeniowymi. Współczynnik
przyspieszenia wynosił ~ 2 [7].
3. Wyniki
Dla 70 % badanych diod na pasmo 880 nm i 60 % diod
na pasmo 808 nm zarejestrowano degradację stopniową.
Na Rys. 2 pokazano przykładowe wyniki dla diody DL
c2 na pasmo 880 nm z długością rezonatora 2 mm. Rezystancja termiczna Rth = 7,2 ± 0,5 °C/W, co było wynikiem
poprawnym dla tych diod i dla tego typu chłodnic.
Dla diody DL c2 w czasie trwania testu starzeniowego do 1500 h wzrasta prąd progowy, zmniejsza się moc
diody, przesunięciu ulega charakterystyka spektralna
w kierunku fal krótszych (Rys. 2). Po ~ 1500 h moc diody
i prąd progowy ustabilizowały się, natomiast charaktery-
6
b)
c)
Rys. 2. Wyniki pomiarowe dla diody LD c2 na pasmo 880 nm:
a) zmiana długości fali emisji, b) zmiana prądu progowego,
c) zmiana mocy optycznej.
Fig. 2. Measurement results for LD c2 emitting at 880 nm:
a) change in wavelength, b) change in threshold current,
c) change in optical power.
styka spektralna w dalszym ciągu, choć zdecydowanie
wolniej przesuwa się w kierunku fal krótszych. Badania
starzeniowe dla diody przerwano po 3000 h.
Natomiast dla diody LD E na pasmo 808 nm z długością rezonatora 2 mm, przy postępującej powolnej
degradacji parametrów elektrooptycznych obserwuje się
stałe przesuwanie się charakterystyki spektralnej tym
a)
QW
QW
b)
Rys. 4. Zdjęcie SEM : góra – rozmyta studnia kwantowa dla
diody z długim czasem pracy, dół – studnia kwantowa dla diody
przed badaniami starzeniowymi.
Fig. 4. SEM image: top fuzzy quantum well for diodes with long
life, bottom - quantum well diode before aging tests.
c)
Rys. 3. Wyniki pomiarowe dla diody LD E na pasmo 808 nm:
a) zmiana długości fali emisji, b) zmiana prądu progowego,
c) zmiana mocy optycznej
Fig. 3. Measurement results for a LD E emitting at 808 nm:
a) change in wavelength, b) change in threshold current,
c) change in optical power.
razem w kierunku fal dłuższych (Rys. 3). Dla tej diody
badania przerwano po 950 h. Rezystancja termiczna diody
wynosiła Rth = 7 ± 0,4 °C/W.
Dla diod o długim czasie pracy, dla których nie zaobserwowano defektów, ale powolną degradację parametrów
elektro-optycznych zaobserwowano na zdjęciach SEM
rozmycie studni kwantowej (QW) [8]. Na Rys. 4 pokazano
widok QW dla diody z długim czasem pracy, dla której
następowały powolne zmiany parametrów elektrycznych
i optycznych oraz widok QW diody przed badaniami
starzeniowymi.
Dla diod na pasmo 880 nm z długim czasem pracy
obserwuje się najprawdopodobniej dyfuzję In na zewnątrz
studni kwantowej. Powoduje to zmniejszanie naprężenia
ściskającego i w konsekwencji przesuwanie charakterystyki spektralnej w kierunku fal krótszych.
Natomiast dla diod na pasmo 808 nm mamy najprawdopodobniej do czynienia z dyfuzją P ze studni kwantowej
co powoduje zmniejszenie naprężenia rozciągającego
i powolne przesuwanie charakterystyk spektralnych
w kierunku fal dłuższych.
Diody na pasmo 808 nm są wrażliwsze na naprężenia od diod na pasmo 880 nm najprawdopodobniej
z powodu konstrukcji heterostruktury. Odległość od
kontaktu p do QW dla diod na 808 nm wynosi ~ 2,4 μm,
dla diod 880 nm ~ 3,8 μm. Dlatego wydaje się, że do
QW diod na 808 nm dochodzi większa część naprężeń niż do QW diod na 880 nm. Stąd obserwuje się
dla nich znacznie krótszy czas życia w porównaniu
z diodami na pasmo 880 nm.
Na Rys. 5 pokazane są charakterystyki dla przykładowej diody LD i2 na pasmo 880 nm o długości rezonatora
3 mm. Dioda ta straciła 20 % swojej mocy już po 200 h,
a 50 % po 600 h. Dla wszystkich diod na pasmo 880 nm,
dla których charakterystyki spektralne przesuwają się
w obu kierunkach, tak jak dla diody LD i2, obserwuje się
w końcowym obrazie elektroluminescencji linie defektowe
(tutaj w środku chipa) prostopadłe do osi rezonatora. Linie
te rozwijają się bardzo szybko i ostatecznie prowadzą do
całkowitej degradacji diody.
Również dla diod na pasmo 808 nm przy przesuwaniu się charakterystyk spektralnych podczas pracy
w różnych kierunkach pojawiają się defekty uwidocznione w obrazie elektroluminescencji. W tym przypadku
pojawiają się plamy rozwijające się pod kątem 45° do osi
rezonatora (Rys. 6). Rezystancja termiczna przedsta-
7
a)
b)
c)
d)
Rys. 5. Wyniki pomiarów dla diody LD i2: a) zmiana mocy optycznej, b) obraz elektroluminescencji przed i po 600 h pracy
w warunkach przyspieszonych, c) zmiana długości fali emisji, d) zmiana prądu progowego.
Fig. 5. Measurement results for LD i2: a) change in optical power, b) electroluminescence image before and after 600 h under
accelerated conditions, c) change in wavelength, d) change in threshold current.
a)
c)
b)
d)
Rys. 6. Wyniki pomiarów dla diody LD cf5: a) zmiana długości fali emisji, b) zmiana prądu progowego c) obraz elektroluminescencji
po 250 h pracy w warunkach przyspieszonych, d) zmiana mocy optycznej.
Fig. 6. Measurement results for LD cf5: a) change in wavelength, b) change in threshold current, c) electroluminescence image after
250 h under accelerated conditions, d) change in optical power.
8
Rys. 7. Charakterystyki niskoprądowe w warunkach impulsowych dla diod na pasmo 808 nm i 880 nm z różnym stopniem uszkodzenia.
Fig. 7. Low-current characteristics under pulse conditions for diodes emitting at 808 nm and 880 nm, with varying degree of damage.
wionej diody LD cf5 była podwyższona i wynosiła
Rth = 7,9 ± 0,5 °C/W. Na obrazie elektroluminescencji
widoczny jest obszar zdegradowany w tylnej części
diody. Na Rys. 6 pokazano także zmianę charakterystyk
mocowo-prądowych i spektralnych. Dioda po 250 h pracy, po przeprowadzonych pomiarach spektralnych uległa
całkowitej degradacji.
Duże zmiany obserwuje się również w pomiarach
impulsowych charakterystyk niskoprądowych. Wyniki
dla diod z różnym stopniem uszkodzenia pokazane są
na Rys. 7.
Diody o dłuższym czasie pracy po badaniach starzeniowych charakteryzowały się dużymi upływnościami. Charakterystyki I-V miały obniżony przebieg w stosunku do
diod przed badaniami starzeniowymi. Należy przypuszczać,
że w obszarach aktywnych tych diod pojawiły się zmiany:
punkty defektowe lub rozmycie studni kwantowej. Prąd
upływu jest spowodowany przepływem prądu elektronowego z obszaru aktywnego do warstwy p-claddingowej
i prądu dziurowego z obszaru aktywnego do warstwy
n-claddingowej (jest dużo mniejszy = 1/100 elektronowego).
Również diody z liniami defektowymi (na pasmo 880 nm)
lub obszarami zdefektowanymi (na pasmo 808 nm)
widocznymi w obrazie elektroluminescencji miały zmienione charakterystyki niskoprądowe.
4. Podsumowanie
Po przebadaniu 42 diod na pasmo 808 i 30 diod na
pasmo 880 nm stwierdzono że:
- rozmiar defektów ujawnionych w obrazie elektroluminescencji zwiększa się bardzo szybko. Defekty pojawiają
się przede wszystkim tam, gdzie występują większe
naprężenia. Defekty punktowe czy też dyslokacje mogą
indywidualnie tworzyć się w obszarze aktywnym podczas
wzrostu kryształu czy też podczas montażu. W wyniku defektu wzrasta liczba centrów rekombinacji niepromienistej
prowadząc do wzrostu absorpcji, co powoduje wzrost prą-
du progowego i zmniejszenie wydajności kwantowej [9],
- charakterystyki spektralne diod na pasmo 808 nm podczas długotrwałej pracy przy zasilaniu cw, gdy nie ma
defektów widocznych w obrazie elektroluminescencji
przesuwają się w kierunku długofalowym. Jeśli pojawiają
się defekty, charakterystyki te przesuwają się w przypadkowych kierunkach,
- dla diod na pasmo 808 nm pojawiające się w obrazie elektroluminescencji plamy defektowe rozchodzą się pod kątem 45° do osi rezonatora. Większe obszary defektowe wytworzone są z punktów defektowych działających jak centra rekombinacji niepromienistej, wspierających tworzenie
się nowych punktów defektowych [10]. Dla 20 % przebadanych diod na pasmo 808 nm zaobserwowano obszary
defektowe,
- charakterystyki spektralne diod na pasmo 880 nm podczas
długotrwałej pracy przy zasilaniu cw, gdy brak jest defektów
widocznych w obrazie elektroluminescencji przesuwają
się w kierunku krótkofalowym. Jeśli pojawiają się defekty, charakterystyki te przesuwają się w przypadkowych
kierunkach,
- dla diod na pasmo 880 nm pojawiające się w obrazie
elektroluminescencji linie defektowe rozchodzą się prostopadle do osi rezonatora. Wzrost linii defektowych jest
typowym procesem wydłużania dyslokacji jako konsekwencja oddziaływania pomiędzy dyslokacjami i ładunkami
mniejszościowymi (z injekcji elektrycznej) w obszarze
aktywnym oraz generację optyczną spowodowaną samo
absorpcją światła laserowego wewnątrz studni kwantowej [9]. Dla 17 % przebadanych diod na pasmo 808 nm
zaobserwowano linie defektowe,
- dla diod o długim czasie pracy, dla których nie zaobserwowano defektów, ale tylko lekką degradację parametrów
elektro-optycznych zaobserwowano na zdjęciach SEM
rozmycie QW,
- diody o dłuższym czasie pracy po badaniach starzeniowych charakteryzowały się dużymi upływnościami
widocznymi w pomiarach impulsowych.
Zmiany zachodzące w długo pracujących diodach są
9
nieuniknione. Niski uzysk na etapie prac badawczych
nie w pełni odzwierciedla uzyski otrzymywane podczas
ustabilizowanej technologii produkcyjnej.
Literatura
[1] Tomm J. W., Gerhardt A., Müller R., Malyarchuk V.,
Sainte-Marie Y., Galtier P., Nagle J., Landesman J. P.:
Spatially resolved spectroscopic strain measurements
on high-power laser diode bars, Journal of Applied
Physics, 2003, 93, 3
[2] Fritz M. A., Cassidy D. T.: Cooling rate in diode laser
bonding”, IEEE Transactions on Components and
Packaging Technologies, 2004, 27, 1
[3] Zimmer J., Palen E. : Diamont heat spreaders maximize emitter power and lifetime, Laser Focus World
2006, 42 5, S11 - S14
[4] Martin E., Landesman J. P., Hirtz J. P., Fily A.: Microphotoluminescence mapping of packaging-induced
stress distribution on high-power AlGaAs laser diodes, Applied Physics Letters, 1999 ,75, 17
10 [5] Häusler K., Zeimer U., Sumpf B., Erbert G., Tränkle G.:
Degradation model analysis of laser diodes, J. Mater.
Sci: Mater. Electron, 2008, 19, S160 - 164
[6] Dąbrowska E., Maląg A.: Comparison of measurement
methods of laser diode’s thermal resistance, Electrical
Rev. (Przegląd Elektrotechniczny), 2011, 4, 232 - 238
[7] Pliska A. C., Mottin J., Matuschek N., Bosshard Ch.:
Bonding semiconductor laser chip: substrate materials
figure of merit and die attach layer influence” Belgirate, Italy, 28 - 30 September 2005
[8] Chu S. N. G., Chand N., Joyce W. B.: Generic degradation mechanism for 980 nm InxGa1-x As/GaAs
strained quantum-well lasers, Applied Physics Letters,
2001, 78, 21
[9] Xia R., Larkins E. C., Harrison I., Andrianov S. R. A.,
Morgan J., Landesman J. P.: Mounting-induced strain
threshold for the degradation of high-power AlGaAs
laser bars, IEEE Photonics Technology Letters, 2002,
14, 7
[10]Juan Jimenez C. R.: Laser diode reliability: crystal
defects and degradation modes, Physique, 2003, 4,
663 - 673
Zgrzewanie tarciowe kompozytów Al/Al2O3 ze stopami Al 44200
Robert Siedlec, Cezary Strąk
Streszczenie: Zgrzewanie tarciowe to jedna z bardziej ekonomicznych metod trwałego łączenia materiałów w stanie stałym. Metoda ta umożliwia wykonywanie złączy zarówno jednoimiennych, jak i różnoimiennych w bardzo krótkim czasie.
Zaletą zgrzewania tarciowego jest możliwość uzyskania złączy o wysokiej jakości. Zgrzewanie tarciowe kompozytów
z metalami, stwarza nowe możliwości aplikacji z uwagi na fakt, że oba materiały posiadają różne właściwości fizyczne
oraz mechaniczne. W pracy przeprowadzono próby spajania stopu aluminium 44200 (wg normy PN-EN 1706:2001)
z kompozytami Al/Al2O3. W pracy przeprowadzono następujące badania złączy stop aluminium-kompozyt uzyskanych
metodą zgrzewania tarciowego: mikroskopowe, twardości, mechaniczne (pomiar wytrzymałości na rozciąganie). Wykonane
badania miały na celu ocenę jakości połączenia pomiędzy stopem 44200, a kompozytami na osnowie stopu aluminium
wzmacnianymi fazą ceramiczną Al/Al2O3.
Słowa kluczowe: zgrzewanie tarciowe, kompozyt, ceramika, stop Al
Joining Al/Al2O3 composites and 44200 aluminium alloys by friction welding technique
Abstract: Friction welding is one of the most economical processes for durable joining of solid-state materials. This technique allows bonding similar and dissimilar materials in a very short time. Friction welding of metals and composites opens
up new application opportunities due to the fact that these materials have different physical and mechanical properties. In
the present study, 44200 aluminum alloy was friction welded to Al/Al2O3 composite. In addition, the following analyses
were performed for all joints produced by friction welding: optical microscopy, microhardness measurements and tensile
strength measurements. All studies were carried out to evaluate the quality of bonding between aluminum alloy and metal
matrix composites reinforced with a ceramic phase of Al/Al2O3.
Key words: friction welding, composite, ceramic, aluminum alloy
1. Wprowadzenie
Stosowanie materiałów kompozytowych wytwarzanych na osnowie stopów lekkich niesie szereg korzyści.
Szczególne znaczenie ma tutaj grupa materiałów kompozytowych wytwarzana na osnowie stopów aluminium
wzmacnianych fazą ceramiczną Al2O3.
Kompozyty na bazie stopów Al znajdują coraz szersze
zastosowanie, szczególnie w konstrukcjach obciążonych,
spełniając wysokie właściwości wytrzymałościowe. Dodatkowo charakteryzują się one odpornością na korozję,
wyższą odpornością na zużycie w połączeniu z niską
gęstością i niskim współczynnikiem rozszerzalności
cieplnej. Coraz częściej stosuje się je tam, gdzie istotne
jest zmniejszenie masy podzespołów, przy jednoczesnym
zachowaniu parametrów mechanicznych. Obszarem potencjalnego zastosowania materiałów kompozytowych jest
przemysł motoryzacyjny.
Biorąc pod uwagę wymagania i jednoczesne zmniejszenie kosztów produkcji kluczowe jest opracowanie
nowych technologii łączenia kompozytów z innymi materiałami. Jedną z takich metod jest zgrzewanie tarciowe.
Materiałem podstawowym wykorzystywanym podczas
badań był stop aluminium 44200, który znajduje zastosowanie w przemyśle motoryzacyjnym na elementy silników
spalinowych (tłoki, głowice). Do wytworzenia materiałów
kompozytowych z grupy Al/Al2O3 wykorzystano również
stop 44200, który stanowił osnowę. Jako wzmocnienie
kompozytu zastosowano cząstki ceramiczne tlenku glinu. Wykorzystywane w pracy materiały kompozytowe
wytworzono metodą infiltracji ciśnieniowej kształtek
ceramicznych o porowatościach 70 % oraz 80 %.
Zarówno wybór stopu jak i materiałów kompozytowych stosowanych w pracy nie był przypadkowy.
Stop aluminium typu 44200 jest jednym z częściej
stosowanych w przemyśle samochodowym, a użyte
kompozyty opracowano w ramach projektu KomCerMet
(POIG.01.03.01-00-013/08-00) właśnie w celu podniesienia właściwości (istotnych z punktu widzenia zastosowań
w motoryzacji) czystego stopu. Stosowanie kompozytów
o dwóch różnych zawartościach fazy ceramicznej miało
wykazać, który z nich będzie miał większy potencjał
aplikacyjny.
Podczas procesu zgrzewania tarciowego następuje
zamiana energii kinetycznej w energię cieplną wskutek tarcia. Cały proces polega na łączeniu w stanie stałym dwóch
elementów, przy czym jeden z nich umieszczony jest
w nieruchomym uchwycie, a drugi poddany jest ruchowi
obrotowemu względem ich osi. Materiały są zbliżane
do siebie, a następnie zostaje zadane tarcie pochodzące
od siły docisku Pt (Rys .1). W wyniku tarcia łączonych
powierzchni wytwarza się ciepło. Powierzchnie zgrzewanych materiałów nagrzewają się do wysokiej temperatury,
bliskiej temperaturze topnienia metalu, jednak jej nie
przekraczają. Po zatrzymaniu obrotów materiały dociskane
są jeszcze siłą Ps, zazwyczaj większą od siły Pt. Silnie
11
Tab. 1. Skład chemiczny stopu Al 44200.
Tab. 1. Chemical composition of 44200 Al alloy.
Skład chemiczny
Fe
Si
max 10,5 0,55 13,5
Mn
Ti
Cu
Zn
Pozostałe
0,35
0,15
0,05
0,1
0,15
Stop 44200 charakteryzuje się bardzo dobrymi własnościami odlewniczymi. Jego mikrostruktura została
przedstawiona na Rys. 2. Wybrane właściwości stopu
44200 zebrano w Tab. 2.
Rys. 1. Przebieg procesu zgrzewania tarciowego: a) nadanie
elementowi A prędkości obrotowej n, b) docisk łączonych elementów siłą Pt, c) zwiększenie siły docisku po zatrzymaniu
obrotów [1].
Fig. 1. Friction welding process: a) giving element A rotational
speed, b) pressure force on welded elements, c) increasing pressure force after stopping rotation [1].
uplastyczniony materiał ze strefy tarcia przesuwa się do
wypływki, następuje skrócenie s łączonych elementów [1].
Główną cechą, którą muszą się odznaczać złącza
kompozyt – metal jest najczęściej wysoka wytrzymałość
mechaniczna w warunkach znacznych amplitud temperaturowych. Jest to zagadnienie utrudnione ze względu na
wysoką twardość i kruchość materiałów kompozytowych.
Zatem uzyskanie złącza metal-kompozyt o wysokiej
jakości sprowadza się do ukształtowania odpowiedniej
warstwy przejściowej pomiędzy tymi materiałami.
Dodatkowo, podczas łączenia materiałów o różnych
właściwościach pojawiają się problemy wynikające
z występowania różnic twardości, temperatury topnienia,
przewodności cieplnej oraz mikrostruktury. Zgrzewanie tarciowe umożliwia uzyskanie połączenia dwóch
materiałów różnoimiennych, których właściwości fizykochemiczne są odmienne. Dzięki technice zgrzewania
tarciowego uzyskuje się złącza bardzo wysokiej jakości,
w krótkim czasie.
2. Zgrzewanie tarciowe stopu Al 44200
z kompozytami Al/Al2O3
2.1. Charakteryzacja materiałów
Materiałem wyjściowym wykorzystywanym w pracach
był stop aluminium 44200 zawierający następujące pierwiastki stopowe: Si, Fe, Cu, Mg i Ni (Tab. 1). Materiał ten
należy do grupy stopów eutektycznych - wysoka zwartość
krzemu - 11 %. Stopy Al – Si tworzą eutektykę przy
składzie 11,7 % Si, o temperaturze topnienia 577 °C złożoną z kryształów roztworu stałego krzemu w aluminium
i roztworu stałego β aluminium w krzemie.
12 Rys. 2. Mikrostruktura stopu 44200.
Fig. 2. Microstructure of 44200 Al alloy.
Tab. 2. Wybrane właściwości stopu 44200.
Tab. 2. Selected properties of 44200 aluminum alloy.
Materiał:
Czyste Al
Stop Al
(44200)
Gęstość
3
[g/cm ]
Cp
[J/(g*K)]
α 10-6 [1/K]
2,66
0,9
23,86
2,64
0,9
23,86
Przeprowadzono pomiar twardości stopu 44200 metodą Vickersa na urządzeniu Struers Durascan 10. Uzyskano średnią twardość stopu: 51 HV [0,3] (odchylenie
standardowe σ = 1,6)
Do prób zgrzewania ze stopem aluminium 44200 wykorzystano materiały kompozytowe wytworzone na bazie
odlewniczego stopu aluminium 44200. Wykorzystane
w pracy kompozyty wytworzone zostały przez Politechnikę Wrocławską.
Wykorzystano dwa rodzaje materiału kompozytowego:
• stop Al 44200 umacniany cząstkami Al2O3 (rozmiar
rzędu 3 - 6 μm) o udziale objętościowym 30 %.
Zastosowano kształtkę ceramiczną o porowatości 80 %.
Badania struktury potwierdzają dobre rozmieszczenie fazy
ceramicznej Al2O3 w kompozycie.
Średnia twardość kompozytu zmierzona metodą Vickersa wyniosła 110 HV[0,3] (σ = 10,9).
2.2. Próby zgrzewania tarciowego
Próby łączenia stopu aluminium 44200 z kompozytami Al/Al2O3 przeprowadzono na zgrzewarce tarciowej
HARMS WENDE HWH model RSM200 umożliwiającej
zgrzewanie materiałów osiowo-symetrycznych (Rys. 5).
Zgrzewarka ta umożliwia przeprowadzenie prób łączenia materiałów w następującym zakresie parametrów:
• prędkość obrotowa głowicy: 6000 - 24000 rpm,
• siła tarcia: 11 kN,
• siła spęczania: 11 kN,
• czas tarcia/spęczania: 100 - 7000 ms.
Rys. 5. Zgrzewarka tarciowa
H&W RSM200.
Fig. 5. H&W RSM200 friction
welding system.
Rys. 3. Mikrostruktura kompozytu Al 44200 + 30 % Al2O3.
Fig. 3. Microstructure of 44200 Al + 30 % Al2O3 composite.
Kompozyt objętościowy, którego osnową jest stop
44200, wzmocnienie stanowi kształtka ceramiczna
o porowatości 70 %. Badania mikroskopowe wykazały,
iż cząstki tlenku glinu są równomiernie rozmieszczone
w osnowie stopu.
Średnia twardość kompozytu zmierzona metodą
Vickersa wynosiła 140 HV [0,3] (σ = 13,3). Kompozyt
charakteryzuje się wysoką twardością, prawie trzykrotnie
wyższą niż stop aluminium 44200.
• stop Al 44200 umacniany cząstkami Al2O3 (rozmiar
rzędu 3 - 6 μm) o udziale objętościowym 20 %.
Rys. 6. Materiały wykorzystywane do prób zgrzewania.
Fig. 6. Specimens used for friction welding.
Wszystkie zgrzewane materiały miały postać prętów o średnicy Ø8 mm o płaskich powierzchniach
czołowych. Długość zgrzewanych materiałów wynosiła
25 mm (Rys. 6).
Schemat prób zgrzewania stopu Al z kompozytami przedstawiono na Rys 7. Próbka aluminiowa
U
Rys. 4. Mikrostruktura kompozytu Al 44200 + 20 % Al2O3.
Fig. 4. Microstructure of 44200 Al + 20 % Al2O3 composite.
S
Rys. 7. Schemat procesu zgrzewania tarciowego: U - próbka ze
stopu aluminium umieszczona w obrotowym wrzecionie, S materiał kompozytowy umieszczony w nieruchomym uchwycie.
Fig. 7. Scheme of friction welding process: U - Al alloy specimen
mounted on rotary spindle, S - composite material in stationary
clamp.
13
mocowana była w obrotowym wrzecionie U. Materiał
kompozytowy umieszczano w nieruchomym uchwycie
S z dociskiem pneumatycznym.
Przeprowadzono szereg prób i wstępnych badań uzyskanych złączy. Parametry procesu zgrzewania tarciowego
z części przeprowadzonych prób zestawiono w Tab. 3.
Rys. 8 przedstawia obraz z ekranu komputera
z warunkami zgrzewania w funkcji czasu dla złącza:
44200/44200 + 30 % Al2O3 (próbka nr 4).
Na schemacie z Rys. 10 przedstawiono warunki zgrzewania w funkcji czasu dla złącza: 44200/44200 + 20 %
Al2O3 (próbka nr 5), natomiast na Rys. 11 przedstawiono
otrzymane złącze dla tych warunków.
Tab. 3. Warunki zgrzewania tarciowego dla stopu Al 44200 z kompozytami Al2O3.
Tab. 3. Friction welding conditions for Al alloy joined with Al2O3 composites.
Siła
Siła docisku
Ciśnienie
docisku
w fazie
w fazie tarcia
w fazie
spęczania (bar)
[MPa]
tarcia (bar)
Ciśnienie
w fazie
spęczania
[MPa]
Nr
próbki
Materiał
kompozytowy
Prędkość
obrotowa
(obr/min)
Czas
tarcia
(ms)
Czas
spęczania
(ms)
1
44200 + 30 %-obj
Al2O3
23000
40
3000
3
4
1,5
2,0
2
44200 + 30 %-obj
Al2O3
13000
40
3000
3
4
1,5
2,0
3
44200 + 30 %-obj
Al2O3
13000
40
3000
2
2
1,0
1,0
4
44200 + 30 %-obj
Al2O3
13000
40
3000
1,6
2
0,8
1,0
5
44200 + 20 %-obj
Al2O3
13000
40
3000
1
2
0,5
1,0
6
44200 + 20 %-obj
Al2O3
15000
40
3000
1
2
0,5
1,0
Rys. 8. Przebieg warunków zgrzewania w funkcji czasu dla złącza: 44200/44200 + 30 % Al2O3. Linia: czerwona – prędkość obrotowa
wyrażona w procentach (100 % = 25000 obr/min), żółta – ciśnienie wyrażone w procentach (100 = 8 bar).
Fig. 8. Welding conditions as a function of time for 44200/44200 + 30 % Al2O3 joints.
Rys. 9. Widok złącza i jego przekrój otrzymane techniką zgrzewania tarciowego w warunkach z Tab. 3, dla próbki nr 4.
Fig. 9. Shape and cross-sectional view of friction zone welded under conditions specified in Tab. 3 for specimen 4.
14 MATERIAŁY ELEKTRONICZNE (Electronic Materials), T. 42, Nr 3/2014
Rys. 10. Przebieg warunków zgrzewania w funkcji czasu dla złącza: 44200/44200 + 20 % Al2O3. Linia: czerwona – prędkość obrotowa wyrażona w procentach (100 % = 25000 obr/min), żółta – ciśnienie wyrażone w procentach (100 = 8 bar).
Fig. 10. Welding conditions as a function of time for 44200/44200 + 20 % Al2O3 joints.
Rys. 11. Złącze 44200/44200 + 20 % Al2O3 otrzymane dla parametrów zgrzewania zestawionych w Tab. 3, próbka nr 5.
Fig. 11. Shape and cross-sectional view of friction zone welded under conditions specified in Tab. 3 for specimen 5.
3. Wyniki badań
Na uzyskanych złączach stopu aluminium 44200
z materiałami kompozytowymi Al/Al2O3 przeprowadzono
badania twardości, mikrostrukturalne oraz wytrzymałości
na rozciąganie.
Badanie twardości przeprowadzono metodą Vickersa
(HV0,3) na urządzeniu firmy Struers model Durascan 10.
Badanie rozkładu twardości wykonano zgodnie ze schematem z Rys. 12 wzdłuż trzech linii pomiarowych: I, II
oraz III. Otrzymane wyniki pomiarów przedstawiono w
Tab. 4 i 5.
Rys. 12. Schemat pomiarów twardości w złączach stop 44200 kompozyt.
Fig. 12. Schematic microhardness measurement diagram for Al
alloy-composite joints.
Tab. 4. Wyniki pomiarów twardości w złączu stop/44200 +
30 % Al2O3.
Tab. 4. Results of microhardness measurements for 44200 alloy +
30 % Al2O3 joints.
Materiał
Kompozyt
Stop
44200
Twardość HV [0,3]
Odległość od złącza [mm]
I
II
III
148
151
136
-1,75
134
148
139
-1,5
143
133
151
-1,25
148
151
141
-1
146
141
156
-0,75
120
116
130
-0,5
124
104
132
-0,25
60,7
59,3
61,5
0,25
57,7
53,5
56,9
0,5
48,1
42,9
47,6
0,75
41,8
45
46,3
1
43,3
42,8
45,3
1,25
40,3
41,8
43,8
1,5
15
Tab. 5. Wyniki pomiarów twardości w złączu stop Al/44200 +
20 % Al2O3.
Tab. 5. Results of microhardness measurements for 44200 Al
alloy + 30 % Al2O3 joints.
Twardość HV [0,3]
Materiał
I
II
103,5 101,4
Kompozyt
Stop
44200
III
Odległość od złącza
[mm]
98,5
-1,5
101
98,1
94,2
-1,25
105
95,5
101
-1
96,9
110
95,8
-0,75
102
112
113,6
-0,5
90,5
95,5
112
-0,25
65,7
70,3
66,2
0,25
58,1
61,5
48,9
0,5
50,3
51,3
45,7
0,75
46,3
43,5
47,6
1
44,9
44
43
1,25
39,6
38,9
43,8
1,5
43,3
41,9
43,8
1,75
Wyniki pomiarów pokazują, że rozkład twardości
pokrywa się dla wszystkich trzech linii pomiarowych.
W odległości 0,5 mm od złącza obserwuje się spadek
twardości kompozytu z wartości 140 HV (twardość materiału rodzimego) do wartości ~ 110 HV.
W przypadku stopu 44200 jest nieco inaczej.
W obszarze przylegającym do samego złącza (do 0,5 mm),
następuje wzrost twardości stopu aluminium do wartości
60 HV. W obszarze od 0,7 mm stop 44200 posiada już
twardość na poziomie materiału rodzimego ~ 50 HV.
Dla złącza stopu aluminium z kompozytem umacnianym cząstkami Al2O3 o 20 % udziale następuje zmniejszenie twardości materiału kompozytowego w obszarze
przylegającym do samego złącza (0,25 mm). Dla stopu
44200 widoczne jest zwiększenie twardości w obrębie samego złącza (~ 60 HV) przy czym od odległości 0,75 mm
od złącza, stop posiada już twardość materiału rodzimego.
Rozkład wartości twardości jest niemal identyczny dla
wszystkich z trzech linii pomiarowych.
Wybrane wyniki badań strukturalnych otrzymanych
złączy stopu z kompozytami przedstawiono poniżej.
Zdjęcia mikrostruktur wykonano przy użyciu mikroskopu
optycznego Axiovert 40 MAT.
Na Rys. 15 przedstawiono przekrój poprzeczny złącza
stopu 44200 z kompozytem 44200 + 30% Al2O3 przy
powiększeniu x 50, uzyskanego przy warunkach z Tab. 3.
W górnej części zdjęcia widoczna jest struktura kompozytu, natomiast w dolnej części można zaobserwować
strukturę stopu 44200.
Zdjęcia strukturalne potwierdzają dobrą jakość złącza stop-kompozyt. Obserwuje się ciągłość połączenia
Rys. 13. Rozkład twardości złącza: 44200 + 30 % Al2O3/stop.
Fig. 13. Microhardness pattern for 44200 Al alloy + 30 % Al2O3
friction welded joints.
Rys. 14. Rozkład twardości złącza: 44200 + 20 % Al2O3/stop.
Fig. 14. Microhardness pattern for 44200 Al alloy + 20 % Al2O3
friction welded joints.
Graficzne rozkłady twardości dla złącza stop/44200 +
30 % Al2O3 oraz złącza stop/44200 + 20 % Al2O3 przedstawiono na Rys. 13 i 14.
16 Rys. 15. Obrazy mikrostruktury złącza: stop-44200 + 30 %
Al2O3.
Fig. 15. Microstructure of 44200 Al alloy + 30 % Al2O3 friction
welded joints.
a)
b)
Rys. 16. Obrazy struktury złącza: stop/44200 + 20 % Al2O3.
Fig. 16. Microstructure of 44200 Al alloy + 20 % Al2O3 friction
welded joints.
wzdłuż całego złącza. Nie są widoczne żadne nieciągłości.
Struktura materiału kompozytowego nie uległa zmianie.
Nie zaobserwowano żadnych pęknięć czy też deformacji
w materiale kompozytowym wzmacnianym cząstkami
tlenku glinu. Mała plastyczność kompozytu wynikająca
z wysokiej zawartości cząstek Al2O3 (30 %) sprawia, że
kompozyt nie ulega odkształceniu. Można zaobserwować
natomiast silne uplastycznienie i wymieszanie stopu Al
w obszarze złącza, który w wyniku działania siły docisku,
został przemieszczony do wypływki.
W obszarze samego złącza obserwuje się zmianę struktury stopu 44200. Następuje rozdrobnienie struktury, obszar ten wykazuje większą twardość. W dalszych obszarach
od złącza widoczne są igłowe wydzielenia kryształów Si.
Na Rys. 16a przedstawiono strukturę przekroju poprzecznego złącza Al 44200/44200 + 20 % Al2O3 przy
powiększeniu x100 (warunki procesu zgrzewania z Tab. 3
(próbka nr 5). Nie obserwuje się żadnych nieciągłości
wzdłuż całego złącza. Struktura połączenia jest jednorodna, bez widocznych pęknięć czy porów.
Na Rys. 16b przy powiększeniu x 50 można zaobserwować kierunek płynięcia materiału: stop Al przemieszcza
się z osi próbki (środka) do zewnątrz, formując wypływkę.
Struktura kompozytu pozostaje nienaruszona. Nie obserwuje się jego pęknięć ani deformacji. Można natomiast
zaobserwować rozdrobnienie struktury stopu 44200.
Wykonano również rozkład powierzchniowy pierwiastków na przekroju złączy stop-kompozyt.
Rozkłady powierzchniowe pokazują jednorodne rozmieszczenie poszczególnych faz w obrębie złącza. Dla
stopu Al 44200 obserwuje się charakterystyczne wydzie-
a)
b)
Rys. 17. a) Mikrostruktura, b) rozkład powierzchniowy pierwiastków, na przekroju złącza stop/44200 + 30 % Al2O3.
Fig. 17. a) Microstructure, b) surface distribution of 44200 Al
a)
b)
Rys. 18. a) Mikrostruktura, b) rozkład powierzchniowy pierwiastków, na przekroju złącza stop/44200 + 20 % Al2O3.
Fig. 18. a) Microstructure, b) surface distribution of 44200 Al
lenia krzemowe, widoczne jako jasno-zielone pola.
Rozkłady przedstawione na Rys. 17 oraz 18 wykazują
taki sam charakter złączy. Widoczna jest wyraźna granica
połączenia stop-kompozyt.
Badania wytrzymałościowe przeprowadzone zostały
17
a)
b)
Rys. 19. Schemat badania wytrzymałości na rozciąganie.
Fig. 19. Schematic diagram of tensile strength tests for 44200
aluminum alloy and Al/Al2O3 composite joints.
Rys. 21. Krzywa rozciągania dla złączy: a) stop/44200 + 30 %
Al2O3, b) stop/44200 + 20 % Al2O3.
Fig. 21. Stress-strain diagram for: a) 44200 Al alloy + 30 %
Al2O3, b) 44200 Al alloy + 20 % Al2O3.
Tab. 6. Zestawienie wyników badania wytrzymałości na rozciąganie.
Tab. 6. Summary of results of tensile strength tests.
Rys. 20. Krzywa statycznej próby rozciągania dla złącza stop-stop.
Fig. 20. Stress-strain diagram for Al alloy-Al alloy joint.
w celu określenia wytrzymałości otrzymanych złączy
na rozciąganie. Otrzymane złącza były zrywane osiowo
według schematu na Rys. 19.
Próbką referencyjną było złącze stop 44200/stop
44200, dla którego zerwanie następowało przy sile F =
4,73 kN (Rys. 20), co odpowiada naprężeniu Rm = 94 MPa.
Dla złączy z materiałami kompozytowymi wzmacnianymi cząstkami Al2O3 w udziale 30 % oraz 20 % uzyskano
siłę zrywającą odpowiednio: 5 kN i 4,6 kN (Rys. 21a,b).
Otrzymane wyniki wytrzymałości na rozciąganie złączy
stopu 44200 z kompozytami wzmacnianymi cząstkami
tlenku glinu odpowiadają wytrzymałości połączenia
stop-stop.
Na wszystkich krzywych uzyskanych podczas statycznej próby rozciągania obserwuje się na samym
początku wykresu bardzo krótki odcinek prostoliniowy
(powiększone obszary). Jest to ten fragment wykresu
na którym badane próbki odkształcają się sprężyście.
Najmniejsze odkształcenie sprężyste zarejestrowano dla
złącza stop-44200 + 30 % Al2O3 (Rys. 21a).
Za prostoliniowym fragmentem krzywych rozciągania, występuje etap, który odpowiada odkształceniom
plastycznym badanych próbek. Następnie rejestruje się
dalsze trwałe plastyczne odkształcenia, aż do momentu
zerwania badanych materiałów przy sile zawartej w Tab. 6.
Dodatkowo dla złącza stop-stop zarejestrowano
największe przemieszczenie wynoszące ponad 15 mm.
18 Opis złącza
Siła
[kN]
Naprężenie
[MPa]
stop-stop
4,73
94,1
stop/44200 + 30 % Al2O3
5,01
99,7
stop/44200 + 20 % Al2O3
4,63
92,2
Wynika to z wysokiej plastyczności stopu. W przypadku
złączy z materiałami kompozytowymi, przemieszczenie jest znacznie mniejsze, poniżej 10 mm. Wynika to
z wyższego modułu Younga zastosowanych materiałów
kompozytowych wzmacnianych cząstkami Al2O3.
4. Podsumowanie.
W artykule przedstawiono możliwość wykorzystania
techniki zgrzewania tarciowego do łączenia dwóch materiałów różnoimiennych: stop Al – kompozyt Al/Al2O3.
Zawarto w nim parametry procesu zgrzewania tarciowego dla złączy stopu aluminium z materiałami kompozytowymi wzmacnianymi cząstkami Al2O3 o różnym
procentowym udziale objętościowym. Przeprowadzone
badania strukturalne uzyskanych połączeń potwierdzają
zwartą budowę złączy zarówno dla kompozytów o 30 %,
jak i 20 % udziale objętościowym. Złącza charakteryzują
się stabilną strukturą wzdłuż całego przekroju, a strefa
połączenia wolna jest od wad w postaci nieciągłości.
Dodatkowo wyniki badań wytrzymałościowych na rozcią-
ganie pokazują wysoką wytrzymałość uzyskanych złączy
stop-kompozyt, na poziomie złącza odniesienia stop-stop.
Zastosowana metoda daje bardzo dobre rezultaty
w przypadku spajania kompozytów z grupy Al/Al2O3 ze
stopem Al. Technika zgrzewania tarciowego znajduje
najczęściej zastosowanie w przemyśle motoryzacyjnym.
Przewagą tej metody spajania jest fakt, iż proces łączenia
przebiega bardzo szybko. Dodatkowo w obszar połączenia
nie wprowadza się dodatkowych materiałów. Krótki czas
zgrzewania oraz brak konieczności przygotowywania
łączonych powierzchni przed procesem czyni tę metodę
prostą i ekonomiczną.
Należy również zwrócić uwagę na trudności jakie pojawiają się podczas spajania aluminium takie jak: wysokie
przewodnictwo cieplne, stosunkowo niska temperatura
topnienia oraz wysokie powinowactwo do tlenu. Metalicznie czyste powierzchnie aluminium błyskawicznie pokrywają się warstwą tlenków, która ma znacznie większą
temperaturę topnienia niż czyste aluminium. Ze względu
na wysokie powinowactwo chemiczne tlenu z aluminium
oraz możliwość występowania porów, podczas spawania
tego metalu wykorzystuje się gazy osłonowe. Zgrzewanie
tarciowe zyskuje w tym miejscu znacząca przewagę ze
względu na fakt, że wszelkiego rodzaju zanieczyszczenia
m.in. tlenkowe usuwane są z obszaru złącza i przemieszczane do wypływki na skutek silnego uplastycznienia
materiału i działania siły docisku.
W celu zmniejszenia różnic właściwości pomiędzy
kruchym materiałem kompozytowym, a plastycznym
stopem aluminium, podczas łączenia stosuje się często
dodatkowe zabiegi w postaci nanoszenia powłok na
łączone materiały, czy też wykorzystywanie materiałów
o pośrednich właściwościach jako przekładkę (międzywarstwę), przez którą następuje spajanie. Dzięki zastosowaniu metody zgrzewania tarciowego uzyskano trwałe
połączenie stop-kompozyt, bez konieczności modyfikacji
czy też specjalnego przygotowania powierzchni materiałów przed procesem.
Literatura
[1] Ambroziak A., Zgrzewanie tarciowe materiałów
o różnych właściwościach, Oficyna Wydawnicza
Politechniki Wrocławskiej, Wrocław 2011.
[2] Uday M. B., Ahmad-Fauzi M. N.: Microstructural
development in friction welded aluminum alloy with
different alumina specimen geometries, Friction and
Wear Research, 2013, 1, 2
[3] Uday M. B., Ahmad Fauzi M. N., Zuhailawati H.,
Ismail A. B.: Effect of welding speed on mechanical
strength of friction welded joint of YSZ – alumina
composite and 6061 aluminum alloy, Materials Science and Engineering A, 2011, 528
[4] Park I. D., Lee Ch. T., Kim H. S., Choi W. J., Kan
M. C.: Structural considerations in friction welding
of hybrid Al2O3-reinforced aluminum composites,
Transactions of Nonferrous Metals Society of China,
2011, 21, Supplement 1
[5] Ahmad Fauzi M. N., Uday M. B., Zuhailawati H.,
Ismail A. B.: Microstructure and mechanical properties of alumina-6061 aluminum alloy joined by
friction welding, School of Materials and Minerals
Resource Engineering, Engineering Campus, University Sains Malaysia, Materials & Design, 2010,
31, 2
[6] Hascalik A., Orhan N.: Effect of particle size on the
friction welding of Al2O3 reinforced 6160 Al alloy
composite and SAE 1020 steel, University of Firat,
Technical Education Faculty, Department of Manufacturing, Elaziğ, Turkey, Materials & Design, 2007,
28, 1
[7] Zhou Y., Zhang J., North T. H, Wang Z.: The mechanical properties of friction welded aluminium-based
metal–matrix composite materials, Journal of Materials Science, 1997, 32
Podziękowania
Badania zostały wykonane w ramach pracy statutowej
„Opracowanie warunków technologicznych zgrzewania
tarciowego kompozytów Al/Al2O3 ze stopami Al”.
19
Grafen otrzymywany metodą elektrolityczną na podłożach z węglika...
Grafen otrzymywany metodą elektrolityczną
na podłożach z węglika krzemu
Beata Stańczyk, Lech Dobrzański, Andrzej Jagoda, Małgorzata Możdżonek, Sathish Natarajan
Streszczenie: W artykule przedstawiono nową technikę osadzania warstw grafenu na podłożach z węglika krzemu metodą
elektrolityczną. Polega ona na zastosowaniu jako materiału elektrod grafitu i SiC oraz elektrolitu organicznego poli–styrenosulfonianu sodu (PSS). Widma Ramana osadzanych warstw wskazują na to, że otrzymano grafen. Istnienie wiązań typu
C=C potwierdza spektroskopia FTIR. Prowadzono także proces z roztworów na bazie tlenku grafenu. Ponadto w procesie
z rozcieńczonym elektrolitem uzyskano rzadką odmianę alotropową węglika krzemu - moissanit, który syntetycznie jest
produkowany przede wszystkim na potrzeby przemysłu elektronicznego.
Słowa kluczowe: grafen, metoda elektrolityczna
Graphene obtained by electrolytic method on silicon carbide substrates
Abstract: We present a new electrochemical deposition method of graphene layers on silicon carbide substrates. The technological arrangement was comprised of graphite, SiC electrodes and organic electrolyte, i.e. poly(sodium-4-styrenesulphonate), and in the case of an alternative technique suspension with graphene oxide was applied. Graphene layers consisting of
flakes were obtained on SiC electrodes, which was concluded based on a Raman Spectroscopy analysis. Moreover, during
the process with diluted electrolyte solution we achieved a rare allotropic form of silicon carbide called moissanit, which
is commonly used in electronic applications.
Key words: graphene, electrochemical method
1. Wstęp
Grafen to alotropowa odmiana węgla występująca
w postaci pojedynczej, dwuwymiarowej warstwy atomowej. Orbitale atomu węgla występują w hybrydyzacji sp2
i tworzą sześcioatomowe pierścienie ułożone w siatkę
plastra miodu. Grafen charakteryzuje się wyjątkowymi
właściwościami. Cechuje go dwustukrotnie większa wytrzymałość mechaniczna niż stal o tej samej grubości. Jest
bardzo twardy, a przy tym elastyczny. Posiada wysokie
przewodnictwo cieplne (~ 5000 W/mK) i elektryczne,
dużą ruchliwość (250000 cm2/Vs w 300 K) oraz transparentność na poziomie 98 %. Wszystko to czyni ten
materiał przydatnym do wielu zastosowań w różnych
gałęziach przemysłu elektronicznego, optoelektronicznego, energetycznego czy w medycynie [1 - 2]. Może
też zostać wykorzystany do produkcji urządzeń wysokiej
częstotliwości, sensorów i biosensorów, kompozytów
o określonych parametrach, w bateriach słonecznych oraz
jako atrament przewodzący.
Badania nad uzyskaniem grafenu prowadzone są już
od 40 lat. Do niedawna jednak nie dawały one zadawalających efektów. Dopiero po roku 2004 grupie naukowców
z Andre Geimem i Konstantinem Novoselovem na czele
udało się wyizolować grafen, za co w 2010 r. liderzy
otrzymali nagrodę Nobla w dziedzinie fizyki. Od tej pory
datuje się znaczący wzrost liczby publikacji i finansowania badań w tej dziedzinie. Obecnie rozwija się techniki
otrzymywania grafenu wieloma metodami.
20 Eksfoliacja mechaniczna - odrywanie za pomocą taśmy klejącej pozwala na uzyskanie warstw grafenowych
bardzo dobrej jakości jeżeli chodzi o parametry elektryczne. Nie można jednak tą metodą otrzymać próbek
przydatnych do zastosowań praktycznych i opłacalnych
finansowo [3 - 4].
Grafen epitaksjalny wytwarza się techniką CVD
(chemical vapor deposition) - osadzania z fazy gazowej
na metalach Cu lub Ni i bezpośrednio na podłożach
z węglika krzemu. Pierwsza z tych metod znacząco
obniżyła koszty produkcji i pozwoliła uzyskać materiał
o odpowiednio dużej powierzchni, ale o jakości nie wystarczającej do zastosowania w elektronice. Na foliach miedzianych lub niklowych grafen ma tendencję do tworzenia
ziaren, które się zrastają ze sobą co skutkuje powstaniem
niejednorodnej warstwy. Inną metodą CVD bezpośrednio na podłożu SiC uzyskuje się warstwę grafenu, który
spełnia wymagania urządzeń elektronicznych. Polega ona
na dekompozycji prostego węglowodoru w temperaturze
~ 1600 ºC, pod ciśnieniem 50-300 mbar, w atmosferze
argonu i dzięki temu ograniczeniu sublimacji krzemu
z podłoża SiC [2, 5].
Kolejnym sposobem uzyskiwania grafenu jest synteza chemiczna. Proces ten obejmuje utlenianie grafitu
do tlenku grafitu np. metodą Hummersa, następnie jego eksfoliację do tlenku grafenu za pomocą sonikacji
i w ostatecznym etapie jego redukcję termiczną lub
chemiczną wykorzystując np. hydrazynę. Technologią tą
uzyskuje się płatki grafenowe, które nakładane na podłoża
mogą mieć różne aplikacje, również elektroniczne.
B. Stańczyk, L. Dobrzański, A. Jagoda, ...
W literaturze pojawiła się także informacja o metodzie
eksfoliacji elektrolitycznej, której podstawą są elektrody
grafitowe i elektrolity pochodzenia organicznego [6].
Otrzymane w ten sposób płatki grafenowe na anodzie należy po oczyszczeniu oraz odpowiedniej obróbce przenieść
na właściwe podłoże.
W artykule opisano metodę otrzymywania grafenu
metodą elektrolityczną z wykorzystaniem jako materiału elektrod prętów grafitowych i płytek podłożowych
z węglika krzemu, oraz jako elektrolitu polimeru organicznego. Proponowana przez nas modyfikacja polega na
wykorzystaniu płytki SiC jako anody, na której bezpośrednio w wyniku rozkładu polimeru ma odkładać się warstwa
grafenu. Jako podstawową metodę diagnostyczną zastosowano pomiary spektroskopii ramanowskiej. Szczegółowy
opis dotyczący powstawania poszczególnych pasm i ich
dokładna analiza jest przedstawiony m.in. w artykułach
L. M. Malarda z 2009 r. [10] oraz K. Grodeckiego pt.
„Spektroskopia ramanowska grafenu” z 2013 r. [11].
2. Opis eksperymentu.
Osadzanie elektrochemiczne warstw grafenowych wykonano bezpośrednio na podłożach z węglika krzemu. Do
tego celu użyto jako materiału katody prętów grafitowych
o średnicy 6 mm i długości 20 mm (czystości 5n, firmy
Sigma Aldrich), a jako anodę zastosowano płytki SiC-4H
firmy CREE o wymiarach 15 x 20 mm typu n i typu p.
Powierzchnia dodatniej elektrody SiC była aktywowana
przed procesem w roztworze HF:H2O /1:10. Elektrolit
stanowił roztwór polimeru soli sodowej polistyrenosulfonianu (PSS), jego stężenie molowe zmieniano od 0,001
do 0,004 mol/dm3. Ogniwo elektrolityczne zasilane było
źródłem prądowym. Procesy prowadzone były przez 1, 2,
3, i 4 godziny, z maksymalnym prądem 500 µA. Odległość między elektrodami wynosiła 25 mm. Analogiczne
procesy prowadzone były na płytkach SiC typu p i n,
porównywano również jakość osadzanych warstw na stronie krzemowej i węglowej. Jakościowe oznaczenie stron
wykonano metodą utleniania w piecu PEO 603. Podjęto
również próbę osadzania grafenu na listkach miedziowych.
Przeprowadzono także proces elektrolityczny, w którym
jedną ze stron płytki SiC pokryto warstwą niklu o grubości ~ 80 nm [7]. Tak przygotowaną anodę zanurzono
w roztworze elektrolitu organicznego PSS i zawiesinie
tlenku grafenu w alkoholu etylowym. Katodą natomiast
był nadal pręt grafitowy.
Jakość uzyskiwanych warstw była weryfikowana za
pomocą pomiarów ramanowskich wykonanych spektrometrem Renishaw inVia Raman Microscope. Źródło
promieniowania stanowił laser o długości fali 532 nm
(Nd: YAG 532 nm).
3. Omówienie wyników i wnioski
3.1. Elektrolityczne osadzanie warstw grafenowych
z elektrolitów organicznych
Elektroliza jest procesem zachodzącym przy powierzchni elektrod. Polega ona na odkładaniu się substancji pochodzących z elektrolitu na elektrodach w wyniku
przepływającego prądu. Pod wpływem przyłożonego
napięcia rozkładający się polimer dyfundował do anody
i tworzył na niej warstwę sfunkcjonalizowanego grafenu.
W przypadku elektrolitycznego osadzania warstw grafenowych zastosowano elektrolit polistyrenosulfonianu sodu
(PSS) w trzech stężeniach Cm: 0,001, 0,002, 0,004 M,
katodę - czysty grafit oraz anodę - płytkę SiC typu n oraz
p. Po przeprowadzeniu elektrolizy próbki zostały poddane
pomiarom spektroskopii ramanowskiej.
Próbki uzyskane w procesie elektrolizy przy stężeniu
elektrolitu 0,001 M po analizie widma ramanowskiego
nie wykazywały cech warstwy grafenowej, nie obserwowane były nawet piki pochodzące od grafitu (Rys. 1).
Znalezione zostały jedynie sygnały pochodzące od poli-
Rys. 1. Widmo ramanowskie warstwy otrzymanej w wyniku procesu elektrolitycznego w roztworze elektrolitu PSS o Cm = 0,001.
Fig. 1. Raman spectrum of layer obtained as a result of electrolytic process in PSS solution with Cm = 0.001
21
krystalicznego SiC. Dopasowanie widma na podstawie
istniejącej bazy danych pozwoliło na zidentyfikowanie
rzadkiej odmiany alotropowej węglika krzemu – moissanitu. Przesunięcia ramanowskie (Rys. 1) wskazujące
na istnienie warstwy moissanitu wynoszą: 761, 783,
960 cm-1 [8 - 9]. Na widmie obserwowane są również
piki przy wartościach 770, 792, 968 cm-1, które są charakterystyczne dla SiC. Moissanit krystalizuje w jednym
z trzech układów: regularnym, heksagonalnym i trygonalnym. Największe znaczenie jubilerskie mają bezbarwne
kryształy krystalizujące w układzie heksagonalnym.
Minerał ten określany jest jako nowa imitacja diamentu.
Syntetycznie jest produkowany przede wszystkim na potrzeby przemysłu elektronicznego. Cechuje się twardością
porównywalną do diamentu w (w skali Mohsa na poziomie
9,25). Modyfikacja parametrów procesu polegająca na
zmianie natężenia prądu i czasu elektrolizy nie wpływała
na jakość i rodzaj uzyskiwanych warstw.
Płytki SiC użyte do elektrolizy w środowisku roztworu PSS o stężeniu 0,002 M nie pokryły się żadną
warstwą. Dalsze próby zatężania elektrolitu do wartości
0,004 M (proces 6 i 7) doprowadziły do otrzymania na
anodzie (której typ przewodnictwa był odpowiednio dla
Rys. 2. Zdjęcie warstwy uzyskanej w wyniku elektrolizy nr 7
w PSS o Cm = 0,004M.
Fig. 2. Picture of layer obtained as a result of electrolytic process
number 7 in PPS solution with Cm = 0.004
Rys. 3. Widmo ramanowskie dla warstwy osadzonej podczas
elektrolizy nr 6, przy użyciu elektrolitu PSS o Cm = 0,004.
Fig. 3. Raman spectrum of layer obtained during electrolytic
process number 6 using PSS solution with Cm = 0.004.
22 6 „p” i dla 7 „n”) - jednorodnej ciągłej warstwy (Rys. 2).
Uzyskane z nich widma Ramana charakteryzowały się
dużą fluorescencją tła co wskazuje na istnienie warstwy
pochodzenia organicznego. Po usunięciu tła zakłócającego odczyt, uzyskano widmo przedstawione na Rys. 3.
Analiza widm nie potwierdziła jednak obecności modów
grafenowych w tych próbkach. Widoczne są natomiast
pasma odpowiadające materiałowi podłoża SiC.
Warstwę z płatkami grafenowymi uzyskano po modyfikacji podłoża polegającej na nałożeniu 80 nm warstwy
Ni na tylnej powierzchni płytki SiC – anody. Frontem była
ona ustawiona do elektrody grafitowej. Zabieg ten zmniejszył izolacyjność podłoża. Zmienił on parametry procesu
o ~ 50 %. Stężenie elektrolitu wynosiło 0,004 M. Po
4 godzinach, na anodzie pojawiła się warstwa, której jakość
została zweryfikowane za pomocą spektroskopii Ramana
i udokumentowana w widmie przedstawionym na Rys. 4.
W spektrum ramanowskim bardzo wyraźnie zaznaczony
jest pik D przy długości 1350 cm-1 o intensywności poniżej 700 a.u., G przy 1590 cm-1, i 2D odpowiadający
2700 cm-1. Pik D informuje o zdefektowaniu grafenu.
Stosunek intensywności ID/IG, który wynosi dla tej
próbki 0,142 i jest miarą objętości defektów wskazuje,
że otrzymane płatki są dobrej jakości. Obliczono także
wielkość LD = 135 nm, która jest dwukrotnie wyższa niż
dla grafenu uznawanego za dobry (LD - defekt spacing
na poziomie 60 nm). Kolejny, wyznaczony na podstawie
widma stosunek I2D/IG = 0,61 potwierdza istnienie od 5
do 10 warstw grafenowych (przy założeniu, że ułożenie
jest bernalowskie ABAB). Dla grafenu idealnego wynosi
on 2, natomiast dla płatkowego RGO - 0,4. Określono
szerokości połówkowe pików D, G, 2D. Są one równe
odpowiednio 39, 21, 72 cm-1 i świadczą o dobrej strukturze
materiału [10]. Powstała warstwa nie jest jednak ciągła
w całej powierzchni płytki, a w pozostałym obszarze daje
silną fluorescencję tła w widmie Ramana, pochodzącą od
elektrolitu organicznego. Obserwuje się również pasma
charakterystyczne dla SiC.
Rys. 4. Widmo ramanowskie dla warstwy osadzonej podczas
elektrolizy, przy użyciu elektrolitu PSS o Cm = 0,004.
Fig. 4. Raman spectrum of layer obtained during electrolytic
process using PSS solution with Cm = 0.004
Rys. 5. Widmo absorpcji z zakresu podczerwieni dla warstwy osadzonej podczas elektrolizy, przy użyciu elektrolitu PSS o Cm = 0,004.
Fig. 5. FTIR absorption spectrum of layer deposited during electrolytic process using PSS solution with Cm = 0.004
Rys. 6. Zdjęcie listka Cu z nałożoną elektrolitycznie warstwą oraz jego widmo Ramana.
Fig. 6. Image of Cu electrode with layer deposited on top of it and its Raman spectrum.
Próbka poddana została analizie za pomocą FTIR
(spektroskopii w podczerwieni) (Rys. 5). W widmie
absorpcji zidentyfikowano pasma przy 1601 i 1496 cm-1
pochodzące od drgań charakterystycznych dla wiązań
typu C=C. Pozostałe piki wskazują na istnienie grup typu
C-H; C-O-H; O-H. Wiązania te mogą pochodzić od sfunkcjonalizowanego grafenu, ale również od zanieczyszczeń
organicznych elektrolitu.
W ramach eksperymentu przeprowadzono także elektrolizę w roztworze 0,004 M PSS, jako materiał elektrod
wykorzystując grafit i listek miedziowy jako anodę. Spowodowało to, że przy niskim napięciu równym 0,79 V
uzyskano prądy rzędu 500 µA. Proces prowadzono tylko
1 godzinę. Już po tym krótkim czasie na anodzie pojawił
się czarny osad, który został zdiagnozowany za pomocą
pomiarów spektroskopowych (Rys. 6).
23
Z analizy widma ramanowskiego wyznaczono stosunek intensywności I2D/IG, który jest na poziomie 0,39.
Wartość ta jest typowa dla RGO. Obliczono także LD =
337 nm, stosunek intensywności pików ID/IG = 0,057
oraz szerokości połówkowe pasma D = 35,5, G = 17,5
i 2D = 43,5 cm-1 [10]. Wszystkie te wartości wskazują, że
osadzone płatki są dobrej jakości, bez defektów.
3.2. Elektrolityczne osadzanie warstw z elektrolitów na
bazie grafenu
W wyniku przeprowadzenia procesu elektrolitycznego z roztworu na bazie grafenu w alkoholu etylowym
otrzymano SiC pokryty warstwą tlenku grafenu. Procesy
prowadzono przez 4 i 3 h. Podłoże SiC było modyfikowane, jak w poprzednim przypadku 80 nm warstwą Ni
nakładaną na odwrocie, na stronie krzemowej. Zastosowanie tego zabiegu pozwoliło na uzyskanie przy tych
samych wartościach napięcia znacząco różnych wartości
natężenia prądu od 40 do 400 µA. Schemat tego procesu
przedstawiono na Rys. 7.
Pod wpływem przyłożonego napięcia negatywnie
naładowane płatki tlenku grafenu migrują do dodatniej
Rys. 7. Schemat elektrolitycznego osadzania warstw grafenowych na metalizowanym podłożu SiC.
Fig. 7. Diagram illustrating electrolytic deposition of graphene
flakes on metalized SiC substrate.
elektrody SiC i pokrywają jej powierzchnię. Proces ten był
monitorowany także za pomocą pomiarów spektroskopii
Ramana (Rys. 8).
Spektrum przedstawione na Rys. 8 jest obrazem warstwy tlenku grafenu na zmodyfikowanym podłożu SiC
na stronie węglowej (z Ni). Analiza widma wykazuje,
że uzyskane warstwy nie są doskonałe. W widmie dobrej
jakości tlenku grafenu powinno występować ostre pasmo
G i szerokie pasmo D, które świadczy o istnieniu tlenku
grafenu. Tutaj obserwuje się dodatkowo pośrednie pasmo D* ~ 1520 cm-1, które charakteryzuje zdefektowaną
warstwę. Na Rys. 9 przedstawiona jest mapa ilustrująca
rozkład intensywności ID/IG na powierzchni płytki. Na
powierzchni płytki w większości obszarów wielkość ta
kształtuje się na poziomie 1. Obszar zielony odpowiada
wartości nieco powyżej 1,1 – 1,2 co spowodowane jest
prawdopodobnie większą oksydacją i zdefektowaniem
tlenku grafenu.
Rys. 9. Mapa obrazująca rozkład stosunku intensywności ID/IG
dla warstwy osadzonej z elektrolitu na bazie GO.
Fig. 9. Distribution of ID/IG intensity ratio for layer deposited
using electrolyte based on GO.
Rys. 8. Widmo Ramana dla elektrolitycznie osadzonej warstwy przy użyciu zawiesiny tlenku grafenu jako elektrolitu.
Fig. 8. Raman spectrum of electrolytically deposited layer obtained using graphene oxide suspension as electrolyte.
Ponadto podczas przeprowadzanych eksperymentów
otrzymano rzadką odmianę alotropową węglika krzemu
- moissanit, który syntetycznie jest produkowany przede
wszystkim na potrzeby przemysłu elektronicznego.
Podstawowe eksperymenty prowadzące do otrzymania
warstw grafenowych na podłożach SiC nie dają informacji
o mechanizmie przenoszenia ładunków. Interpretacja taka
wymaga specjalnego ukierunkowania badań.
Bibliografia
Rys. 10. Mapa obrazująca rozkład FWHD pasma D dla warstwy
osadzonej, z elektrolitu na bazie GO.
Fig. 10. Distribution of FWHD of D band for layer deposited
using electrolyte based on GO.
Na Rys. 10 widoczny jest rozkład wartości szerokości
połówkowej FWHD pasma D. Jest on dość jednorodny
w obszarze pomiarowym i wynosi ~ 130 cm-1. Jest to
wartość porównywalna do wyników eksfoliowanego
tlenku grafenu.
4. Podsumowanie
Metoda elektrochemiczna polegająca na zastosowaniu
jako materiału elektrod grafitu-katoda i SiC-anoda oraz
elektrolitu organicznego polistyrenosulfonianu sodu (PSS)
daje możliwości rozwinięcia nowej techniki osadzania
warstw grafenowych bezpośrednio na podłożach z węglika krzemu.
Pod wpływem przyłożonego napięcia rozkładający
się polimer migruje do powierzchni anody tworząc na
niej warstwy o różnym charakterze. W wyniku licznych
modyfikacji polegających na zmniejszeniu izolacyjności
i zmiany stężeń elektrolitu, uzyskano grafen w postaci
płatków składających się z 5 - 10 warstw, na co wskazują
widma Ramana. Istnienie wiązań typu C=C potwierdza
również spektroskopia FTIR. Grafen nie utworzył jednorodnej, ciągłej warstwy.
Warstwy osadzono również podczas procesu elektrolitycznego z zawiesin tlenku grafenu. W czasie czterogodzinnego procesu uzyskano warstwę tlenku grafenu,
co zostało zweryfikowane za pomocą analizy widma
ramanowskiego. Uzyskana w ten sposób warstwa była
ciągła i pokrywała całą powierzchnię podłoża z SiC.
Metoda elektrolitycznego osadzania warstw może być
wykorzystana do pokrywania struktur 3D.
[1] Hebda M., Łopata A.: Grafen - materiał przyszłości,
Czasopismo Techniczne Politechniki Krakowskiej,
2012, 22, 45-53
[2] Zhu Y., Murali S., et.al.: Graphene and graphene oxide: synthesis, properties, and applications, Advanced
Materials, 2010, 22, 35, 3906 – 3924
[3] Novoselov K., Geim A., et.al.: Electric field effect
in atomically thin carbon films, Science, 2004, 306,
666 - 669
[4] Dimiev A., Kosynkin D. V., et.al.: Layer-by-layer
removal of graphene for device patterning, Science,
2011, 331, 1168 - 1172
[5] Strupiński W. et.al.: Graphene epitaxy by Chemical
Vapor Deposition on SiC, Nano Letters, 2011, 11,
1786 - 1791
[6] Wang G., Wang B. et. al.: Highly efficient and large-scale synthesis of graphene by electrolytic exfoliation, Carbon, 2009, 47, 3242 – 3246
[7] Ishikava R., Ko P. J. et.al.: Electrophoretic deposition
of high quality transparent conductive graphene films
on insulating glass substrates, J. Physics.: Conference
Series, 2012, 352, 012003
[8] Kiefert L., Schmetzer K., Hänni H. A.: Synthetic
moissanite from Russia, J. Gemm., 2001, 27, 8, 471 481
[9] Xu J., Mao H., Hemley R. J., Hines E.: The moissanite
anvil cell: a new tool for high-pressure research, J.
Phys.: Condens. Matter. 2002, 14, 11543 – 11548.
[10]Malard L. M. et.al.: Raman spectroscopy in graphene,
Physics Reports, 2009, 473, 51 - 87
[11]Grodecki K.: Spektroskopia ramanowska grafenu,
Materiały Elektroniczne, 41, (2013), 1, 47 - 53
25
Repozytorium Cyfrowe Instytutów Naukowych
Program Operacyjny Innowacyjna Gospodarka
Działanie 2.3. Inwestycje związane z rozwojem infrastruktury informatycznej nauki
DOTACJE NA INNOWACJE
Tytuł Projektu: Repozytorium Cyfrowe Instytutów Naukowych
Biblioteka Instytutu Technologii Materiałów Elektronicznych bierze udział w budowie Repozytorium
Cyfrowego Instytutów Naukowych. Projekt realizowany
jest w okresie od marca 2010 do września 2014 i finansowany ze środków Programu Operacyjnego Innowacyjna
Gospodarka Oś priorytetowa 2.º Inwestycje związane
z rozwojem infrastruktury informatycznej nauki w ramach
poddziałania 2.3.2 Projekty w zakresie rozwoju zasobów
informacyjnych nauki w postaci cyfrowej.
Podstawowym celem Projektu jest utworzenie ogólnodostępnego w sieci Internet ponadregionalnego, multidyscyplinarnego, pełnotekstowego, przeszukiwalnego
Repozytorium Cyfrowego złożonego ze zdigitalizowanych publikacji naukowych, materiałów archiwalnych,
dokumentacji badań oraz piśmienniczego dziedzictwa
kulturowego wyselekcjonowanych ze zbiorów 16 polskich instytutów naukowych oraz ich bibliotek tworzących Konsorcjum Repozytorium Cyfrowego Instytutów
Naukowych, na którego czele stoi Muzeum i Instytut
Zoologii PAN.
Celami szczegółowymi Projektu są:
•
modernizacja infrastruktury naukowo-badawczej i informatycznej szesnastu jednych z najlepszych polskich jednostek naukowych reprezentujących
zarówno nauki ścisłe, przyrodnicze, medyczne, jak
i humanistyczne;
zwiększenie cyfrowych zasobów Internetu
•
o wartościowe polskie treści publikacji naukowych
wydawanych przez członków Konsorcjum (monografii
naukowych, czasopism, wydawnictw seryjnych, map i
atlasów) i jednoczesne upowszechnianie wyników badań
własnych Instytutów, co przełożyć się powinno na wzrost
ich cytowalności;
•
zabezpieczenie dla przyszłych pokoleń bieżącego dorobku naukowego Instytutów Konsorcjum poprzez
zbudowanie archiwum cyfrowego Instytutów Konsorcjum
(archiwizacja plików matek);
26 •
umożliwienie ogółowi dostępu do pozycji udostępnianych obecnie tylko wyjątkowo nielicznej grupie badaczy
(starodruki, książki i mapy, rękopisy, czasopisma, zdjęcia,
kartoteki i pozycje zachowane tylko w jednym egzemplarzu
w Polsce, a nawet na świecie, itp.) i zabezpieczenie ich dla
przyszłości, poprzez cyfrową archiwizację tych wyselekcjonowanych pozycji. Wiele z tych historycznych zbiorów
aktualnie służy badaniom naukowym, np. mapy historyczne
są pomocne w badaniach nad zmianami globalnymi;
zwiększenie dostępności do pozostałych wyse•
lekcjonowanych unikalnych materiałów współczesnych
i historycznych, gromadzonych w Instytutach Konsorcjum
m.in. w postaci rękopisów prac doktorskich, specjalistycznych kartotek czy dokumentacji badań;
promocja polskiej nauki, historii, kultury i wa•
lorów środowiska przyrodniczego w świecie poprzez
obecność zasobów Repozytorium Konsorcjum w bibliotece
cyfrowej Unii Europejskiej Europeana oraz zwiększenie
dostępności tych zasobów dzięki dodaniu bezpośrednich
do nich linków w katalogach on-line Bibliotek Instytutów
Konsorcjum oraz katalogach ogólnopolskich NUKAT
i Karo, a pośrednio także w światowym katalogu WorldCat;
•
wsparcie edukacji, w tym edukacji na odległość
i wyrównywanie szans młodzieży pochodzącej spoza
ośrodków wielkomiejskich poprzez wzbogacenie treści
cyfrowych Internetu o zasoby cyfrowe dotychczas niedostępne chociażby z powodu praw autorskich, a służące m.in.
dydaktyce na różnych poziomach nauczania;
•
podnoszenie umiejętności użytkowników
bibliotek naukowych Konsorcjum w zakresie wyszukiwania literatury naukowej w wartościowych zasobach Internetu w ramach spotkań informacyjnych
promujących Projekt.
W ramach Projektu planowana była cyfryzacja ponad
25 tysięcy pozycji ze zbiorów Bibliotek i Instytutów Konsorcjum, a do końca czerwca 2014 roku w Repozytorium
zostało zamieszczone ponad 45 tysięcy pozycji.
Repozytorium Cyfrowe Instytutów Naukowych to
ogólnodostępna platforma dostępu do cyfrowych zbiorów zarówno dla środowiska naukowców, pracowników
gospodarki, pracowników informacji naukowej, ale też
uczniów, studentów i całego społeczeństwa.
Zdigitalizowane zbiory są udostępnione w Internecie
na platformie Repozytorium utworzonego za pomocą
systemu dLibra, który jest standardem obecnie używanym
w Polsce.
W ramach realizacji projektu Instytut Technologii Materiałów Elektronicznych dokonał digitalizacji i udostępnił w internecie ponad 20 tysięcy stron wydawanych przez
Instytut, od lat 70., czasopism: „Materiały Elektroniczne”
i „Prace ITME” oraz prac doktorskich pracowników.
OINT
W projekcie RCIN uczestniczą:
•
•
•
•
•
•
•
•
Instytut Archeologii i Etnologii Polskiej Akademii
Nauk
Instytut Badań Literackich Polskiej Akademii Nauk
Instytut Biologii Doświadczalnej im. Marcelego
Nenckiego Polskiej Akademii Nauk
Instytut Biologii Ssaków Polskiej Akademii Nauk
Instytut Chemii Fizycznej Polskiej Akademii Nauk
Instytut Chemii Organicznej Polskiej Akademii
Nauk
Instytut Filozofii i Socjologii Polskiej Akademii
Nauk
Instytut Geografii i Przestrzennego Zagospodarowania im. Stanisława Leszczyckiego Polskiej
Akademii Nauk
•
•
•
•
•
•
•
•
Instytut Historii im. Tadeusza Manteuffla Polskiej
Akademii Nauk
Instytut Języka Polskiego Polskiej Akademii Nauk
Instytut Matematyczny Polskiej Akademii Nauk
Instytut Medycyny Doświadczalnej i Klinicznej
im. Mirosława Mossakowskiego Polskiej Akademii
Nauk
Instytut Podstawowych Problemów Techniki Polskiej Akademii Nauk
Instytut Slawistyki Polskiej Akademii Nauk
Muzeum i Instytut Zoologii Polskiej Akademii
Nauk
streszczenia wybranych artykułów
pracowników itme
Broadband infrared supercontinuum generation in hexagonal-lattice tellurite photonic
crystal fiber with dispersion optimized for
pumping near 1560 nm: reply
ment addressed the attenuation of our oxide tellurite glass
labeled TWPN/I/6. We provide the originally measured
absorbance spectrum of the glass and correct values of
its mid-infrared attenuation.
Mariusz Klimczak1, Grzegorz Stepniewski1, Henry
Bookey2, Agnieszka Szolno1, Ryszard Stepien1, Dariusz
Pysz1, Ajoy Kar2, Andrew Waddie2, Mohammad R.
Taghizadeh2, Ryszard Buczynski1,3
Epitaxial growth of ultra-thin NbN films on
AlxGa1-xN buffer-layers
Department of Glass, Institute of Electronic Materials
Technology, Wolczynska 133, 01-919 Warsaw, Poland
1
School of Engineering and Physical Sciences, Heriot-Watt
University, Edinburgh EH14 4AS, Scotland, UK
2
Faculty of Physics, University of Warsaw, Pasteura 7, 02-093
Warsaw, Poland
3
Optics Letters 2014, 39, 8, 2241 - 2241
We respond to the comment submitted by Xian Feng
on our recent Letter, Opt. Lett. 38, 4679 (2013). The com-
S. Krause1, D. Meledin1, V Desmaris1, A Pavolotsky1,
V Belitsky1, M Rudziński2, E Pippel3
Group for Advanced Receiver Development, Chalmers
University of Technology, SE-412 96 Gothenburg, Sweden
1
Institute of Electronic Materials Technology (ITME), 01-919
Warsaw, Poland
2
Max Planck Institute of Microstructure Physics, D-06120
Halle/Saale, Germany
3
Superconductors Science and Technology (0953-2048). Vol.
27 (2014), 6
27
The suitability of AlxGa1-xN epi-layer to deposit onto
ultra-thin NbN films has been demonstrated for the first
time. High quality single-crystal films with 5 nm thickness
confirmed by high-resolution transmission electron microscopy (HRTEM) have been deposited in a reproducible
manner by means of reactive DC magnetron sputtering
at elevated temperatures and exhibit critical temperatures
(Tc) as high as 13.2 K and residual resistivity ratio (RRR)
~ 1 on hexagonal GaN epi-layer. With increasing the Al-content x in the AlxGa1-xN epi-layer above 20 % a gradual
deterioration of Tc down to 10 K was observed. Deposition
of NbN on bare silicon substrates served as reference
and comparison. Excellent spatial homogeneity of the
fabricated films was confirmed by R(T) measurements of
patterned micro-bridges across the entire film area. The
superconducting properties of those films were further
characterized by critical magnetic field and critical current
measurements. It is expected that the employment of GaN
material as a buffer-layer for the deposition of ultra-thin
NbN films prospectively benefit terahertz electronics,
particularly hot electron bolometer (HEB) mixers.
Comprehensive study of the effect of the irradiation temperature on the behavior of cubic
zirconia
A. Debelle1, J. Channagiri2, L. Thomé1, B. Décamps1, A.
Boulle2, S. Moll1, F. Garrido1, M. Behar3, J. Jagielski4,5
Centre de Sciences Nucléaires et de Sciences de la Matière,
Univ. Paris-Sud, CNRS/IN2P3, 91405 Orsay, France
1
Science des Procédés Céramiques et Traitements de Surface,
CNRS UMR 7315, Centre Européen de la Céramique, 12 rue
atlantis, 87068 Limoges Cedex, France
2
Instituto de Física, Universidade Federal do Rio Grande do
Sul, C.P. 15051, 91501-970 Porto Alegre, RS, Brazil
3
Institute for Electronic Materials Technology, Wolczynska
133, 01-919 Warsaw, Poland
4
The Andrzej Soltan Institute for Nuclear Studies, 05-400
Swierk/Otwock, Poland
5
J. Appl. Phys. 115, 183504 (2014)
Cubic zirconia single-crystals (yttria-stabilized zirconia
(YSZ)) have been irradiated with 4 MeV Au 2+ ions in a
broad fluence range (namely from 5 × 1012 to 2 × 1016 cm−2)
and at five temperatures: 80, 300, 573, 773, and 1073 K.
Irradiated samples have been characterized by Rutherford
backscattering spectroscopy in channeling mode, X-ray
diffraction and transmission electron microscopy techniques in order to determine the disordering kinetics. All
experimental results show that, whatever is the irradiation
temperature, the damage build-up follows a multi-step
process. In addition, the disorder level at high fluence
is very similar for all temperatures. Thus, no enhanced
dynamic annealing process is observed. On the other
hand, transitions in the damage accumulation process
28 occur earlier in fluence with increasing temperature. It is
shown that temperature as low as 573 K is sufficient to
accelerate the disordering process in ion-irradiated YSZ.
Microstructural characterization of novel
Mo–Re–Al2O3 composite
Beata Dubiel1, Marcin Chmielewski2, Tomasz Moskalewicz1, Adam Gruszczyński1, Aleksandra Czyrska-Filemonowicz1
AGH University of Science and Technology, International
Centre of Electron Microscopy for Materials Science, Faculty
of Metals Engineering and Industrial Computer Science, Al.
A.Mickiewicza 30, 30-059 Kraków, Poland
1
Institute of Electronic Materials Technology, Wólczyńska
133,01-919 Warszawa, Poland
2
Materials Letters 124, 2014, 137–140
Mo–Al2O3 composites are the promising materials for
high temperature applications. Their mechanical properties
can be improved by addition of rhenium. In the present
work a novel 98 % (75Mo/25Al2O3)+2%Re (vol%) composite was produced by the powder metallurgy route.
Electron microscopy images combined with elemental
maps have shown the distribution of rhenium in molybdenum matrix. The new composite exhibits high relative
density of 98.1%. FIB-SEM tomography revealed the 3D
arrangement and morphology of pores. Pores irregular in
shape are distributed on metal/ceramic grain boundaries,
while within the grains almost spherical pores are present.
Nonlinear Absorption of Submicrometer Grain-Size Cobalt-Doped Magnesium Aluminate
Transparent Ceramics
Anna Wajler1, Anna Kozłowska1, Magdalena Nakielska1, Kamila Leśniewska-Matys2, Agata Sidorowicz1,3,
Dariusz Podniesiński1, Piotr Putyra4
Institute of Electronic Materials Technology, Warsaw, Poland
1
Institute of Microelectronics and Optoelectronics, Warsaw
University of Technology, Warsaw, Poland
2
Faculty of Materials Science and Engineering, Warsaw
University of Technology, Warsaw, Poland
3
Institute of Advanced Manufacturing Technology, Cracow,
Poland
4
Journal of the American Ceramic Society, 97, 6, 1692–1695,
2014
Transparent cobalt-doped magnesium aluminate
spinel (Co:MgAl2O4) ceramics with a submicrometer
grain size were prepared by spark plasma sintering. For
the first time, the nonlinear absorption of Co:MgAl2O4
transparent ceramics was experimentally demonstrated.
Both ground state absorption (σGSA) and excited state absorption (σESA) were estimated using the solid-state slow
saturable absorber model based on absorption saturation
measurements performed at 1.535 μm. σGSA and σESA for
0.03 at.% Co:MgAl2O4 were found to be 4.1 × 10−19 cm2
and 4.0 × 10 − 20 cm2, respectively. In the case of 0.06
at. % Co:MgAl2O4 ceramics, σGSA = 2.6 × 10−19 cm2 and
σESA = 5.3 × 10−20 cm2 were determined.
Precipitation of Tm2O3 nanopowders for application in reactive sintering of Tm:YAG
Agata Sidorowicz1,2, Anna Wajler1, Helena Węglarz2,
Andrzej Olszyna2
Institute of Electronic Materials Technology, Wólczyńska 133,
01-919 Warsaw, Poland
1
Faculty of Materials Science and Engineering, Warsaw
University of Technology, Wołoska 141, 02-507 Warsaw,
Poland
2
Ceramics International, 40, 7, Part B, 2014, 10269–10274
In this study thulium oxide powder has been prepared
by the precipitation technique using several precipitating
agents, i.e. ammonium carbonate, ammonium hydrogen
carbonate and ammonia. The relation between precipitation parameters and the properties of thulium oxide
nanopowders has been investigated. The morphology
and physical properties of the fabricated Tm2O3 powders
have been examined using a scanning electron microscope
(SEM) and performing nitrogen sorption measurements
(BET). Finally, commercially available alumina, yttria
and precipitated Tm2O3 powders have been mixed and
subsequently sintered for 6 h at 1830 °C. For comparison,
ceramics with the same composition (2 at% Tm:YAG)
have been prepared from commercial micrometric thulium
oxide powder. The resultant ceramics have been studied in
terms of their microstructure and optical transmittance. It
has been found that the best homogeneity and transmittance has been obtained in the case of mixture with ammonia
precipitated Tm2O3 powder.
The influence of the agglomeration state of
nanometric MgAl2O4 powders on their consolidation and sintering
Łukasz Zych1, Radosław Lach1, Anna Wajler2
AGH–University of Science and Technology, Faculty of
Materials Science and Ceramics, al. Mickiewicza 30, 30-059
Kraków, Poland
1
Institute of Electronic Materials Technology, Department of
Ceramics, ul. Wólczyńska 133, 01-919 Warsaw, Poland
2
Ceramics International 40, 7, Part A, 2014, 9783–9790
This paper presents the results of investigations on
the consolidation of nanometric magnesium–aluminum
spinel powders through pressure filtration of their aqueous
suspensions. A portion of the pressure-filtrated samples
was subjected to cold isostatic pressing. To assess the
effectiveness of the pressure filtration method, dry powders were uniaxially or isostically pressed under various
pressures and the pore size distributions of all samples
were compared. Samples were sintered in a dilatometer at
temperatures up to 1550 °C and isothermally sintered in
air at 1600 °C for 3 h. The agglomeration state of the powders was investigated using methods such as XRD, TEM,
BET and laser diffraction, and the resulting characteristics
were used to explain differences in the consolidation and
sintering behavior of the powders. It was shown that the
pressure filtration method was capable of consolidating
nanometric spinel powders suspensions, leading to green
samples with a narrow pore size distribution whose density
exceeds 99% when sintered at 1600 °C.
Influence of Al on synthesis and properties of
carbon-encapsulated iron nanoparticles
O. Łabędź1, A. Grabias2, W. Kaszuwara3, M. Bystrzejewski1
University of Warsaw, Department of Chemistry, 02-093
Warsaw, Poland
1
Institute of Electronic Materials Technology, 01-919 Warsaw,
Poland
2
Warsaw University of Technology, 02-507 Warsaw, Poland
3
Journal of Alloys and Compounds 603, 2014, 230–238
Each method of encapsulation of Fe nanoparticles in
carbon coatings results in formation of thermodynamically
unstable austenite phase. The presence of austenite is highly unwanted because it drastically worsens the magnetic
performance of carbon-encapsulated iron nanoparticles.
This paper verifies whether the inclusion of Al, which
is known as efficient ferrite stabilizing element, may
eliminate this unwanted paramagnetic phase in carbon-encapsulated iron nanoparticles synthesized via carbon
arc discharge route. The influence of Al on the synthesis
yield, morphology, phase composition and magnetic
properties of carbon-encapsulated iron nanoparticles was
studied. The inclusion of Al surprisingly yielded an anomalous increase of austenite content. It was also found
that the austenite content monotonically increases with
the Al concentration in the anode. The inclusion of Al
also diminished the structural ordering of carbon coatings
and substantially narrowed the diameter distribution of
encapsulated iron nanoparticles.
Singular robust room-temperature spin response from topological Dirac fermions
Lukas Zhao1,2, Haiming Deng1, Inna Korzhovska1,2,
Zhiyi Chen1,2, Marcin Konczykowski3, Andrzej Hruban4, Vadim Oganesyan2,5, Lia Krusin-Elbaum1,2
Department of Physics, The City College of New York,
CUNY, New York, New York 10031, USA
1
MATERIAŁY ELEKTRONICZNE (Electronic Materials), T. 42, Nr 3/2014 29
The Graduate Center, CUNY, New York, New York
10016,USA
2
Laboratoire des Solides Irradiés, CNRS UMR 7642 and
CEA-DSM-IRAMIS, Ecolé Polytechnique, F 91128 Palaiseau
cedex, France
3
4
Institute of Electronic Materials Technology, 01-919 Warsaw,
Poland,
Department of Engineering Science and Physics, College of
Staten Island, CUNY, Staten Island, New York 10314, USA
5
Nature Materials 13, 580–585 (2014)
Topological insulators are a class of solids in which the
non-trivial inverted bulk band structure gives rise to metallic
surface states1, 2, 3, 4, 5, 6 that are robust against impurity
scattering2, 3, 7, 8, 9. In three-dimensional (3D) topological
insulators, however, the surface Dirac fermions intermix
with the conducting bulk, thereby complicating access to
the low-energy (Dirac point) charge transport or magnetic
response. Here we use differential magnetometry to probe
spin rotation in the 3D topological material family (Bi2Se3,
Bi2Te3 and Sb2Te3). We report a paramagnetic singularity in
the magnetic susceptibility at low magnetic fields that persists
up to room temperature, and which we demonstrate to arise
from the surfaces of the samples. The singularity is universal
to the entire family, largely independent of the bulk carrier
density, and consistent with the existence of electronic states
near the spin-degenerate Dirac point of the 2D helical metal.
The exceptional thermal stability of the signal points to an
intrinsic surface cooling process, probably of thermoelectric
origin10, 11, and establishes a sustainable platform for the
singular field-tunable Dirac spin response.
Effect of rhenium addition on the strengthening of chromium–alumina composite
materials
Marcin Chmielewski1, Katarzyna Pietrzak1,3, Agata
Strojny-Nedza1, Beata Dubiel2, Aleksandra Czyrska-Filemonowicz2
Department of Metal Matrix Composites and Joints, Institute
of Electronic Materials Technology, Warsaw, Poland
1
International Centre of Electron Microscopy for Materials
Science & Faculty of Metals Engineering and Industrial
Computer Science, AGH University of Science and
Technology, Cracow, Poland
2
Institute of Fundamental Technological Research, Polish
Academy of Science, Warsaw, Poland
3
International Journal of Materials Research, 105, 2, 200-207
Chromium alumina composites are well known for
their good mechanical properties in comparison to pure
ceramics or metals. These composites are characterized
by high hardness and high mechanical strength. The aim
of the present work was to improve the properties of
chromium alumina composites even more and expand the
range of their possible applications by addition of rhenium.
30 To achieve this goal, chromium alumina composites
containing 2 and 5 vol.% of rhenium were produced via
powder metallurgy. The microstructural characterization
of the processed material was performed using light
microscopy, scanning and transmission electron microscopy as well as X-ray diffraction analysis. Measurement
of selected properties such as Young's modulus, bend
strength and hardness revealed an advantageous influence
of rhenium additions. The results are discussed in terms
of the influence of rhenium volume content on the microstructure and on the physical and mechanical properties
of the chromium-alumina composites. The solid solution
is "only partially formed. The properties strongly depend
on the amount and distribution of both aluminium oxide
and rhenium content.
Anisotropy of the Electrocaloric Effect in Lead-Free Relaxor Ferroelectrics
Florian Le Goupil1, Anna-Karin Axelsson1,2, Lawrence
J. Dunne1,2, Matjaz Valant3, George Manos4, Tadeusz
Lukasiewicz5, Jan Dec6, Andrey Berenov1, Neil McN.
Alford1
Department of Materials, Imperial College London, London,
UK
1
Department of Engineering Systems, London South Bank
University, London, UK
2
Materials Research Laboratory, University of Nova Gorica,
Nova Gorica, Slovenia
3
Department of Chemical Engineering, University College
London, London, UK
4
5
6
Institute of Materials Science, University of Silesia, PL,
Katowice, Poland
Advanced Energy Materials 4, 9, 2014
The highly anisotropic electrocaloric effect, evidenced
by both direct measurements and a descriptive theoretical
model in lead-free relaxor ferroelectric Sr0.75Ba0.25Nb2O6
single crystals, can be exploited by producing low-cost
grain-oriented ceramics. Combined with the broad-temperature-range cooling regime provided by their polar
nanoregions, these materials may be the key to future
cost- and energy-efficient solid-state refrigeration.
Toxicity of pristine graphene in experiments
in a chicken embryo model
Sawosz E.1, Jaworski S.1, Kutwin M.1, Hotowy A.1,
Wierzbicki M.1, Grodzik M.1, Kurantowicz N.1, Strojny
B.1, Lipińska L.2, Chwalibog A.3
Division of Nanobiotechnology, Warsaw University of Life
Sciences, Warsaw, Poland
1
2
Department of Veterinary Clinical and Animal Sciences,
University of Copenhagen, Frederiksberg, Denmark
3
Int. J. Nanomedicine. 2014, 14, 9, 3913 - 22
Evaluation of the potential cytotoxicity of graphene is
a key factor for medical applications, where flakes or a
surface of graphene may be used as bioactive molecules,
drug carriers, or biosensors. In the present work, effects
of pristine graphene (pG) on the development of a living
organism, with an emphasis on morphological and molecular states of the brain, were investigated using a chicken embryo model. Fertilized chicken eggs were divided
into the control group and groups administered with pG
suspended in milli-Q water at concentrations of 50 μg/L,
100 μg/L, 500 μg/L, 1,000 μg/L, 5,000 μg/L, and 10,000
μg/L (n=30 per group). The experimental solutions were
injected in ovo into the albumin and then the eggs were
incubated. After 19 days of incubation, the survival, weight of the body and organs, and blood serum biochemical
indices were measured. The brain samples were collected
for microscopic examination of brain ultrastructure and
measurements of gene and protein expression. Survival of
embryos was significantly decreased after treatment with
pG, but the body and organ weights as well as biochemical
indices were not affected. In all treatment groups, some
atypical ultrastructures of the brain were observed, but
they were not enhanced by the increasing concentrations
of pG. Expression of proliferating cell nuclear antigen at
the messenger ribonucleic acid level was downregulated,
and the number of proliferating cell nuclear antigen-positive nuclei was significantly reduced in the 500-10,000
μg/L groups compared with the control group, indicating
a decreased rate of deoxyribonucleic acid synthesis in the
brain. The present results demonstrate some harmful effects of the applied pG flakes on the developing organism,
including brain tissue, which ought to be considered prior
to any medical applications.
Soliton-based ultrafast multi-wavelength
nonlinear switching in dual-core photonic
crystal fibre
P. Stajanca1, D. Pysz2, M. Michalka3, G. Andriukaitis4,
T. Balciunas4, G. Fan4, A. Baltuska4, I. Bugar3,4
Department of Experimental Physics, Faculty of Mathematics,
Physics and Informatics, Comenius University, Mlynska
dolina, 842 48 Bratislava, Slovakia
Systematic experimental study of ultrafast multi-wavelength all-optical switching performance in a dual-core photonic crystal fibre is presented. The focus is on
nonlinearly induced switching between the two output
ports at non-excitation wavelengths, which are generated
during nonlinear propagation of femtosecond pulses in
the anomalous dispersion region of a dual-core photonic
crystal fibre made of multicomponent glass. Spatial and
spectral characteristics of the fibre output radiation were
measured separately for both fibre cores under various
polarization and intensity conditions upon selective,
individual excitation of each fibre core. Polarization-controlled nonlinear switching performance at multiple
non-excitation wavelengths was demonstrated in the long-wavelength optical communication bands and beyond.
Depending on the input pulse polarization, narrowband
switching operation at 1560 nm and 1730 nm takes place
with double core extinction ratio contrasts of 9 dB and
14.5 dB, respectively. Moreover, our approach allows
switching with simultaneous wavelength shift from 1650
to 1775 nm with extinction ratio contrast larger than 18
dB. In addition, non-reciprocal behaviour of the soliton
fission process under different fibre core excitations was
observed and its effect on the multi-wavelength nonlinear
switching performance was explained, taking into account
the slight dual-core structure asymmetry. The obtained
results represent ultrafast all-optical switching with an
extended dimension of wavelength shift, controllable with
both the input radiation intensity and the polarization by
simple propagation along a 14 mm long fibre.
Step-edge-induced resistance anisotropy in
quasi-free-standing bilayer chemical vapor
deposition graphene on SiC
Tymoteusz Ciuk 1,2, Semih Cakmakyapan 3, Ekmel
Ozbay3, Piotr Caban1, Kacper Grodecki1, Aleksandra
Krajewska1,4, Iwona Pasternak1, Jan Szmidt2, Wlodek
Strupinski1
Institute of Electronic Materials Technology, Wolczynska 133,
1
Institute of Microelectronics and Optoelectronics, Warsaw
University of Technology, Koszykowa 75, 00-662 Warsaw,
Poland
2
Department of Electrical and Electronics Engineering,
Department of Physics, Nanotechnology Research Center,
Bilkent University, 06800 Bilkent, Ankara, Turkey
1
3
2
Institute of Electronic Materials Technology, Wolczynska 133,
Institute of Optoelectronics, Military University of Technology,
Gen. S. Kaliskiego 2, 00-908 Warsaw, Poland
International Laser Centre, Ilkovicova 3, 841 04 Bratislava,
Slovakia
J. Appl. Phys. 116, 123708
3
Photonics Institute, Vienna University of Technology,
Gußhausstraße 27-387, A-1040 Vienna, Austria
4
Laser Phys. 24, 2014, 065103
4
The transport properties of quasi-free-standing (QFS) bilayer
graphene on SiC depend on a range of scattering mechanisms.
Most of them are isotropic in nature. However, the SiC
substrate morphology marked by a distinctive pattern of
the terraces gives rise to an anisotropy in graphene's sheet
resistance, which may be considered an additional scattering
mechanism. At a technological level, the growth-preceding in
situ etching of the SiC surface promotes step bunching which
results in macro steps ~10 nm in height. In this report, we study
the qualitative and quantitative effects of SiC steps edges on
the resistance of epitaxial graphene grown by chemical vapor
deposition. We experimentally determine the value of step edge
resistivity in hydrogen-intercalated QFS-bilayer graphene to be
~ 190 Ωμm for step height hS = 10 nm and provide proof that it
cannot originate from mechanical deformation of graphene but
is likely to arise from lowered carrier concentration in the step
area. Our results are confronted with the previously reported
values of the step edge resistivity in monolayer graphene
over SiC atomic steps. In our analysis, we focus on largescale, statistical properties to foster the scalable technology
of industrial graphene for electronics and sensor applications.
Screen-printed resistive pressure sensors containing graphene nanoplatelets and carbon
nanotubes
Daniel Janczak1, Marcin Słoma1,2, Grzegorz Wróblewski1, Anna Młożniak2, Małgorzata Jakubowska1,2
1
Institute of Metrology and Bioengineering, Faculty of
Mechatronics, Warsaw University of Technology, A. Boboli
8 St., 02-525 Warsaw, Poland
Institute of Electronic Materials Technology, Wolczynska 133
St., 01-919 Warsaw, Poland
2
Sensors, 2014 16;14(9):17304-12
Polymer composites with nanomaterials such as graphene nanoplatelets and carbon nanotubes are a new group
of materials with high application possibilities in printed
and flexible electronics. In this study such carbon nanomaterials were used as a conductive phase in polymer composites. Pastes with dispersed nanomaterials in PMMA and
PVDF vehicles were screen printed on flexible substrates,
and used as an active layer in pressure sensors, exploiting
contact resistance phenomena. The relationship between
resistance and pressure is nearly linear on a logarithmic
scale for selected types of samples, and their response is
several times higher than for similar sensors with graphite layers. The use of surfactants allowed us to fabricate
evenly dispersed nanomaterials with different amount of
nanoplatelets and nanotubes in the composites. The samples contained from 1.25 wt.% to 2 wt.% of graphene and
1 wt.% to 0.5 wt.% of nanotubes and exhibited diverse
sheet resistivity. Experiments revealed the relationship
between morphology and loading of functional phase in
the polymer matrix and the sensors’ sensitivity.
Czochralski growth and characterization of
MgAl2O4 single crystals
Andrzej L. Bajor1, Marcin Chmielewski1, Ryszard Diduszko1, Jaroslaw Kisielewski1, Tadeusz Lukasiewicz1,
Krzysztof Orlinski1, Magdalena Romaniec1, Wlodzimierz Szyrski1
32 Institute of Electronic Materials Technology, ulica Wolczynska
133, 01-919 Warszawa, Poland
1
Journal of Crystal Growth 401, 2014, 844–848
MgAl2O4 (MALO) single crystals were pulled by the
Czochralski method in [111] direction. The crystals were
doped with Co (0.06 – 0.6 at% (charge compositions)),
because Co2+ ions in tetrahedral positions exhibit non-linear optical properties, and, currently, Co:MALO seems
to be the best saturable absorber in the eye-safe region
(ca. 1.5 µm). By XRD powder technique a stoichiometric
MALO was evidenced without admixtures of higher order
spinels (MgAl4O7 and MgAl6O10). Also no excessive residual stresses have been discovered by different optical
methods, and irrespective of the doping level we did not
face any problem of cracking when cutting the crystals into
wafers and other structures. In this work we have concentrated our efforts on investigation of thermal properties of
MALO. Due to the 2nd order phase transition ca. 650 °C
they seem to be of crucial importance in future thermal
bonding of this material to the lasing host (Yb,Er-glass)
expected just about this temperature.
Graphene based porous coatings with antibacterial and antithrombogenous function—Materials and design
Major R.1, Sanak M.2, Mzyk A.1, Lipinska L.3, Kot M.4,
Lacki P.5, Bruckert F.6, Major B.1
Polish Acad Sci, Inst Met & Mat, PL-30059 Krakow, Poland
1
Jagiellonian Univ, Coll Med, Dept Med, PL-31066 Krakow,
Poland
2
Inst Elect Mat Technol, PL-01919 Warsaw, Poland
3
AGH Univ Sci & Technol, Fac Mech Engn & Robot, PL30059 Krakow, Poland
4
Czestochowa Tech Univ, Fac Civil Engn, PL-42201
Czestochowa, Poland
5
Grenoble Inst Technol, Lab Mat & Genie Phys, Minatec,
F-38016 Grenoble 1, France
6
Archives of Civil and Mechanical Engineering 14, 4, 2014,
540–549
The studies considered graphene-based biomaterials
dedicated for cardiovascular therapy. Reduced graphene
oxide flakes were introduced into the porous structure of
the polyelectrolyte based coatings. TEM analysis showed
the presence of graphene flakes arranged parallel to the
substrate surface, firmly connected to the porous coating.
Biomaterials were subjected to a comprehensive diagnosis
of the biological and material properties. The material
behavior was simulated using finite element method. The
coatings were deposited using layer by layer method.
Mechanical analysis was done using Berkovich indenter
geometry.
They confirmed theoretical FEA based calculations, it
was observed the coating stiffness incensement under the
influence of introduced particles of graphene.
The endanger of the bacteriology film formation was
verified based on the E-coli and Staphylo coccus bacteria.
Blood–material interaction was examined in the dynamic
flow conditions. Bacteriological analysis showed reduced
presence of bacteria after contact with the surface with
introduced graphene flakes. Dynamic analyzes on blood
showed high activation of the coagulation, strong platelets
consumption and a strong immune response. It is caused
by sharp edge of the single plane of the graphene flake.
Impact of steepness of pump temporal pulse
profile on spectral flatness and correlation of
supercontinuum in all-solid photonic crystal
fibers with flattened normal dispersion
Mariusz Klimczak1, Katarzyna Komolibus2,3, Tomasz
Piwoński2, Bartłomiej Siwicki1,4, Dariusz Pysz1, Ryszard
Stępień1, Tomasz Ochalski2,3, Ryszard Buczyński1,4
generation. All-normal dispersion supercontinuum spectrum was also recorded experimentally in a photonic
crystal fiber in the 1350-1750 nm range of wavelengths
(E-U telecommunication bands), under 1550 nm pumping
with 180 fs pulses and moderate in-coupled energy of
1 nJ, reproducing the bandwidth and general features of
one of the numerical cases.
Influence of LiMn2O4 modification with CeO2
on electrode performance
Monika Michalska1, Bartosz Hamankiewicz2, Dominika
Ziółkowska3, Michał Krajewski4, Ludwika Lipińska1,
Mariusz Andrzejczuk5, Andrzej Czerwiński2,4
Institute of Electronic Materials Technology, Wólczyńska 133,
1
Industrial Chemistry Research Institute, Rydygiera 8, 01-793
Warsaw, Poland
2
Faculty of Physics, University of Warsaw, Hoża 69, 00-681
Warsaw, Poland
3
Glass Department, Institute of Electronic Materials
Technology, Wolczynska 133, 01-919 Warsaw, Poland
4
Tyndall National Institute, University College Cork, Lee
Maltings, Cork, Ireland
5
1
2
Centre for Advanced Photonics and Process Analysis, Cork
Institute of Technology, Cork, Ireland
3
Faculty of Physics, University of Warsaw, Pasteura 7, 02-093
Warsaw, Poland
4
Journal of Oprics 16, 8, 085202
Steepness effects of pump pulse temporal profile on
supercontinuum spectrum in an all-solid, normally dispersive photonic crystal fiber are investigated numerically.
Utilizing a multi-shot supercontinuum spectra generated
with a statistical nonlinear Schrodinger equation model
and computed spectral correlation maps, we discuss both
the timescale and the spectral bandwidth of parametric
interaction between self-phase modulation and optical
wave-breaking components in the formation of the spectrum. Gaussian and hyperbolic secant pump pulse profiles,
modelled with analytical formulas, are used to show the
role of the wings of temporal pulse profile in the flatness
of the developing supercontinuum from the perspective of
spectral correlation. Degree of coherence of the numerical
spectra is also analyzed and it is shown how steepened
pump pulse slope preserves pump laser shot noise in
otherwise coherent, normal dispersion supercontinuum
Faculty of Chemistry, University of Warsaw, Pasteura 1, 02093 Warsaw, Poland
Faculty of Materials Engineering, Warsaw University of
Technology, Wołoska 141, 02-507 Warsaw, Poland
Electrochimica Acta, 136, 2014, 286–291
In this article we present a low temperature method
applied to modify the surface of lithium manganese oxide
grains’ by using cerium dioxide. In order to determine
the structure, size of particles and morphology of the
pristine and surface modified LiMn2O4 powders we used
several complementary methods: X-ray powder diffraction
(XRD), scanning electron microscope (SEM), transmission
electron microscope (TEM) and Raman spectroscopy. The
galvanostatic charge/discharge tests of the pristine and
CeO2 modified LiMn2O4 cathode materials were conducted in the potential range: 3.5 to 4.5 V vs. Li/Li+ at room
temperature. High current rates performance has been
evaluated by determination of specific discharge capacity
at current rates varied from 1 C to 30 C.
Our work demonstrates that surface modification of
LiMn2O4 grains’ by using 1%wt. of cerium dioxide admixture improves cycling stability and capacity retention.
Pristine LMO reveals 10% capacity loss after 100 cycles
when discharged at 1 C, while the sample modified with
CeO2 grains reveals only ca. 2 % capacity loss.
OPTONexpo 2015
3. Międzynarodowe Targi Optoelektroniki i Fotoniki OPTONexpo 2015
8 - 9 kwietnia 2015,
Warszawa, EXPO XXI, ul. Prądzyńskiego 12/14
Jedyne takie targi w Polsce!
Największa, kompleksowa i jedyna w Polsce platforma wymiany myśli, edukacji i prezentacji najnowszych rozwiązań w dziedzinie optoelektroniki i fotoniki oraz techniki laserowej. Połączenie teorii z praktyką. Targi skupiające
przedstawicieli wyżej wymienionych obszarów staną się forum prezentacji nowych rozwiązań, wymiany doświadczeń
specjalistów oraz miejscem spotkań autorytetów tych branż na poziomie międzynarodowym. Przygotowane przy
ścisłej współpracy i wsparciu merytorycznym Polskiego Stowarzyszenia Fotonicznego. Pod honorowym patronatem
Ministerstwa Gospodarki, Marszałka Województwa Mazowieckiego, Prezydenta Miasta Stołecznego Warszawy.
W dniu 8 kwietnia w godzinach od 9.15 do 17.30, odbędzie się 3. Sympozjum Polskiego Stowarzyszenia Fotonicznego, w którym wstępnie udział potwierdzili Dr Eugen Arthurs, prezes SPIE, Dr Francesco Baldini, SIOF, Prof.
John Dudley, IYL, Profesor Philip Russel, OSA, Prof. Toyohiko Yatagai, SPIE. Tematy sympozjum: Photonics and
Politics, Optical biosensing in biomedical field, 1000 years of optics, 50 years of solitons, Gas, glass & light: Enhancing light-matter interactions in microstructured fibres, Holographic Optical Memory - challenge again. Wszystkie
wykłady odbędą się w języku angielskim. Wstęp na sympozjum tylko dla członków stowarzyszenia. Szczegóły na
www.optonexpo.fairexpo.pl.
9 kwietnia dniem Forum Kariery dla uczniów i studentów szkół i uczelni technicznych, podczas którego zaprezentowane będą stoiska dydaktyczne, warsztaty, konferencje, dedykowane inżynierom, specjalistom i przedstawicielom
branży, studentom wyższych uczelni technicznych oraz uczniom szkół technicznych.
Miasto Warszawa wynajęło stoiska dla kół naukowych, które zaprezentują m.in. pointer laserowy sterowany
telefonem, puzzle polaryzacyjne, laserowe szachy, mikroskop optyczny wykorzystujący smartfona i wiele innych.
Podczas targów zaprezentują się:
• Laser Optics
• Sedi Ati Fibre OptiQues – Francja
• Polskie Stowarzyszenie Fotoniczne, PSP
• Politechnika Warszawska – Wydział Fizyki
• Politechnika Warszawska Instytut Mikromechaniki
i Fotoniki wraz z Instytutem VUB z Belgii
• Freden Alfred Nitschke Polska
• Instytut Technologii Materiałów Elektronicznych Polska
ITME
• Semicon Sp. z o.o. Polska
• Solaris Laser S.A. Polska
• Polskie Centrum Optyki S.A. Polska PCO
• Taksi Engineering Polska
• Wojskowa Akademia Techniczna WAT
• Leds Group Sp. z o.o.
• Centralny Ośrodek Badawczo Rozwojowy Aparatury
Badawczej i Dydaktycznej COBRABiD Sp. z o.o.
• Precoptic Co., wraz firmą z Litwy
• FOTS –Fiber Optic Technical Support
• InPhoTech Sp. z o.o.
Optoklaster Mazowiecki Klaster Innowacyjnych
Technologii Fotonicznych:
• Instytut Optyki Stosowanej im. Maksymiliana Pluty
INOS
• Kamika Instruments Polska
• SciTec Instruments Polska
• Instytut Technologii Elektronowej Polska ITE
• Eurotek International
Polska Platforma Technologiczna Fotoniki:
• Sensomed
• Smarttech 3D
• TopGan
• Instytut Tele – i Radiotechniczny
• Instytut Technologii Elektronowej
• Vigo System S.A.
• Inframet
Organizatorem targów jest:
Centrum Targowe FairExpo Sp. z o.o., ul. Bytkowska 1B, Katowice.
Zespół Organizacji Targów:
Bogdan Chojnacki, (+48) 501711043, [email protected], [email protected]

materiały elektroniczne

Komentarze

Transkrypt

Podobne dokumenty

DPD Dodatkowe zalecenia - elektronika i sprzęt RTV AGD

Rysunek architektoniczno