正电子

第四章近代材料分析仪器---正电子湮灭分析方法电子与正电子的属性5－1正电子性质正电子源22Na衰变示意图)28.1(22MeVeNa正电子体寿命计算值（ps）1ps＝10－12s1ns＝10－10s双光子湮没过程动量守恒矢量图PT－湮灭对动量纵向分量PL－湮灭对动量横向分量cmpT0/LcpE212mcE自由态和缺陷态正电子密度分布自由态缺陷态正电子的捕获效应空位等效负电荷，正电子择优趋向正电子空间分布离子实强烈排斥正电子5－2正电子湮灭实验方法e+511kev511kev正电子寿命测量系统框图闪烁体＋光电倍增管单道分析器一、正电子寿命谱仪时间能量典型正电子寿命谱（氦辐照Ni）NI=f(λd，λf，λd)分辨率：150ps捕获态湮灭自由态湮灭理想寿命普+仪器分辨函数的卷积应用：Al合金正电子寿命－温度曲线T℃平均寿命（半高宽）TiAlNiAlAkTHVVflnevAlHv64.0)(F－自由态捕获寿命V－单空位捕获寿命空位形成焓缺陷研究：正电子寿命与处理温度（Fe－Ni）孪晶位错空位形成过程正电子寿命－强度（Si辐照－退火）温度/℃150℃VP消失200℃V3-V+V2300℃V4形成400℃V6形成VP:248psV2:320psV3:V4:350psV6:400ps寿命强度退火处理Fe43Co43Hf7B6Cu1非晶合金的正电子湮没研究ActaPhys.Sin.Vol.60，No.1(2011)017504为非晶合金Fe43Co43Hf7B6Cu1在退火处理前后的正电子湮没寿命谱拟合原始的试样，τ1值约158.4ps，其强度大于85%，是正电子在非晶态基体相中湮没的贡献.τ1值大于金属纯铁中自由态的寿命(107ps)，但较铁中的单空位的寿命值(175ps)略小，接近于纯铁中热致空位的寿命以熔体急冷法制备而成的，在超高速冷却过程中，原子来不及充分扩散，类液态的无序结构将被保留下来，所以非晶结构中具有大量的自由体积.按照Bernal模型，制备态的非晶结构单元中含有许多类空位缺陷———Bernal孔洞.Bernal空位的尺寸小于相应晶体中的单空位，故正电子在其中的湮没寿命要低于后者.τ2值为397ps，其强度I2=11.9%，是正电子与非晶基体中的由空位团聚形成的微孔洞的湮没所作的贡献;τ3是正电子与源湮没的贡献，其强度≤2%200℃/30min的退火:τ1值及其强度均显著下降.其原因可能是在200℃退火过程中非晶合金发生了不可逆的结构弛豫，原子的短程扩散导致Bernal空位迁移和湮没，有些原子进入空位，减小了空位体积，从而使正电子在其中的湮没寿命τ1降低.200℃Ta≤400℃区间，试样的正电子湮没情况变化较小，空位型缺陷的结构变化不大.500℃退火时，τ1值较200℃退火的变化不大，但其强度I1却显著降低，从85.2%—70.9%;而τ2的值较制备态略有降低，其强度I2却明显增加，从11.9%—26.7%，这可能正是非晶合金发生晶化的反映.因为随着退火温度升高，一方面空位型缺陷的迁移湮没更显著，另一方面由于晶态相的晶化析出，将增加晶粒与晶粒、晶粒与剩余非晶间的界面，从而出现了新的正电子俘获中心,导致I2急剧增加，而正电子在非晶基体相中的湮没强度I1下降.所以对τ1，可认为是正电子被局域在非晶的空位尺寸的自由体积(freevolume)中湮没的贡献.1.在非晶合金Fe43Co43Hf7B6Cu1的制备态，正电子主要在非晶相的Bernal空位中湮没，湮没寿命τ1为158.4ps，相对强度I1≥85%;正电子与非晶中微孔洞的湮没成分τ2值为397ps，其强度I2=11.9%.2.200℃/30min的退火处理后，原子的短程扩散导致空位型缺陷迁移与湮没，使τ1及其强度I1均显著下降;200℃Ta≤400℃区间，合金仍具有非晶态结构，空位型缺陷的结构较200℃退火的变化不大，正电子湮没情况变化较小;当退火温度升高至500℃，Fe43Co43Hf7B6Cu1非晶发生晶化，基体金属相α-Fe(Co)析出(体积分数约为24%).由于出现了相界面，产生新的正电子俘获中心，导致正电子与空位团的湮没成分I2急剧增加(26.7%).Co掺杂纳米ZnO微结构的正电子湮没研究τ1200到600℃退火后τ1基本不变，稳定在201ps左右，随着退火温度继续升高，τ1开始减少，到900℃时降至约185ps，其后退火温度再升高，τ1保持稳定．由此可以推断VZn在退火温度达到700℃后才开始恢复，直到900℃至1000℃时VZn才基本消失．τ2第二寿命成分，在100到700℃退火后，随退火温度升高逐渐降低，但降低的幅度不大，这说明空位团的平均尺寸开始缩小，大的空位团开始塌缩．与此对应的强度I2如图2(b)所示。600℃左右迅速降低，进一步证明了空位团正在恢复．退火温度达到900℃时，τ2迅速减少至185ps，且此时从寿命谱中只能分解出单寿命分量，并且随着退火温度进一步升高不再发生变化，充分说明了样品中的空位团已经被退火消除了．正电子寿命τ1及τ2随退火温度的变化也有可能是晶粒增大的结果．考虑到正电子在ZnO晶体中扩散长度大约为50nm，在低温退火时，ZnO样品中晶粒直径小于50nm，因此绝大部分正电子都在晶粒的边界和界面处湮没．退火温度达到700℃时，晶粒直径增加到60nm，比正电子扩散长度要大，会导致正电子主要在晶体内发生自由湮没，减少了正电子被缺陷俘获的概率．经过1000℃高温退火后，ZnO的粒径增大至165nm左右，此时界面成分比例仍比较大，考虑到正电子有达50nm的扩散长度，只要界面存在正电子寿命谱经过解析后可以得到两个寿命分量，其中短寿命分量τ1约为201ps;长寿命分量τ2约为370ps．τ1明显大于正电子在ZnO中的体寿命，表明短寿命分量对应着一部分正电子在完整晶格湮没，还有部分在空位型缺陷处湮没．正电子可能主要被Zn空位(VZn)俘获．这些VZn可能存在于ZnO晶粒内部或者晶粒间的界面区域．正电子在VZn的湮没寿命约为230ps［15］．因此推测τ1为正电子在自由态及VZn俘获态湮没的平均寿命值．对于较长寿命分量τ2，其明显要长于ZnO中VZn的寿命值．由于正电子在ZnO中的体寿命τb=181ps，依据正电子在半导体湮没的一般规律，因为τ2/τb≈2.1，所以τ2对应的是正电子在ZnO中空位团的寿命值．根据文献中理论计算的结果［17］可知空位团尺寸为V8(4-VZnVO)．这些空位团应该位于样品的表面界面区域．在以往的研究中我们曾在ZnO纳米晶中观察到长达50ns的长寿命成分，对应正电子素在大孔洞中的湮没寿命，且主要是3γ形式的自湮没．但在本文中并没有观察到此寿命分量．这可能是因为本工作中采用了较强的正电子放射源，因此寿命谱仪的能量窗口选取比较窄，忽略了长寿命的正电子素3γ湮没．图2示出的是经过不同退火温度后Co3O4/ZnO纳米复合物中正电子寿命τ1，τ2和其对应的强度I1，I2的变化．如图2(a)所示，τ1在200到600℃退火后τ1基本不变，稳定在201ps左右，随着退火温度继续升高，τ1开始减少，到900℃时降至约185ps，其后退火温度再升高，τ1保持稳定．由此可以推断VZn在退火温度达到700℃后才开始恢复，直到900℃至1000℃时VZn才基本消失．τ2第二寿命成分，在100到700℃退火后，随退火温度升高逐渐降低，但降低的幅度不大，这说明空位团的平均尺寸开始缩小，大的空位团开始塌缩．与此对应的强度I2如图2(b)所示。600℃左右迅速降低，进一步证明了空位团正在恢复．退火温度达到900℃时，τ2迅速减少至185ps，且此时从寿命谱中只能分解出单寿命分量，并且随着退火温度进一步升高不再发生变化，充分说明了样品中的空位团已经被退火消除了．正电子寿命τ1及τ2随退火温度的变化也有可能是晶粒增大的结果．考虑到正电子在ZnO晶体中扩散长度大约为50nm［21，22］．在低温退火时，ZnO样品中晶粒直径小于50nm，因此绝大部分正电子都在晶粒的边界和界面处湮没．当退火温度达到700℃时，晶粒直径增加到60nm，比正电子扩散长度要大，会导致正电子主要在晶体内发生自由湮没，减少了正电子被缺陷俘获的概率．经过1000℃高温退火后，ZnO的粒径增大至165nm左右，此时界面成分比例仍比较大，考虑到正电子有达50nm的扩散长度，只要界面存在ＬａＢａＣｕＯ系超导体１／８反常现象及正电子寿命谱的研究Ｌａ被替代含量等于０．１２５（即１／８）时，超导转变温度Ｔｃ被抑制τ１，τ２，和Ｉ２分别表示短寿命、长寿命及长寿命的相对强度．由两态捕获模型可知，短寿命τ１主要反映在样品完整晶格结构中正电子的湮没特征，可用于探测材料内部微观结构的电子分布；而长寿命τ２则反映了在样品缺陷（空位、空位团及微空洞）中正电子的湮没特征，其变化特征反映出样品的本征结构．由图３中可以看出τ１，τ２在ｘ＝０．１２５处均出现异常，说明在ｘ＝０．１２５处的样品较其它掺杂含量的样品具有较高的电子密度分布、较完整的晶格结构以及较小的缺陷浓度．ｘ＝０．１２５处替代所引起的晶格结构畸变而在Ｌａ－Ｏ链上形成的能量势垒是造成超导转变温度退化低温物理学报2012二、一维长缝角关联装置电子结构缺陷Mo中子辐照前后角关联曲线点缺陷－芯电子湮灭几率降低抛物线增强高斯部分/222)()(BeANF多普勒展宽测量装置框图三、多普勒展宽测量装置电子X方向动量分布仪器展宽多普勒增宽曲线Cu退火及变形511Kev多普勒展宽线形参数定义S=A/(B+C)W=(B+C)/ΔH=A/ΔΔ：曲线积分面积图3S参数及W参数变化．400℃退火温度以前:S，W参数基本不变，说明在这一阶段缺陷保持稳定，正电子被缺陷所俘获，与低动量电子湮没的概率没有明显变化．400到900℃间时，可以看到随着退火温度逐渐升高，S参数逐渐减小，W参数逐渐增大，结合寿命谱分析，这是由于Zn空位开始恢复，空位团逐渐收缩直至消失，从而导致正电子与低动量电子发生湮没的概率降低所造成的．退火温度高于900℃，S参数、W参数保持不变也说明了此时样品中空位型缺陷已经基本被清除．退火处理Fe43Co43Hf7B6Cu1非晶合金的正电子湮没研究金属的S参数与温度T的关系44109102T＝0.6Tm空位处湮灭)/exp(kTHACvv捕获率同单空位浓度成正比Co合金S参数随退火温度的变化空位迁移回复位错攀移回复溶质－缺陷复合体3种成分应变速率对S－ε曲线的影响纯铁慢速拉伸空位聚集空位饱和PAT测量裂纹尖端塑性区计算：7.25mm测量：7.45mmS值与退火温度正电子湮没诱发俄歇电子能谱装置的物理设计秦秀波王平姜小盼于润升王宝义魏龙如图1(a)，50eV正电子在4×10-3T均匀磁场中传输，在E×B能量选择器的作用下偏离轴心30mm进入法拉第筒，并在另一个E×B板的作用下回到轴心、飞出法拉第筒，入射到200mm处的样品。低能正电子以很高的几率扩散到样品表面，并被一个“imagecorrelation”势阱中捕获并湮没[3]，其中一部分正电子与样品的内壳层电子湮没，并诱发俄歇过程(图2)。俄歇电子在样品表面具有2π角发射，为减小其角分布以提高探测效率，在样品背后放置一个钕铁硼(Nd-Fe-B)磁铁，其在样品表面产生0.3T磁场，在强弱磁场梯度的绝热近似下，俄歇电子被平行化，经法拉第筒的能量调制后，在E×B板的作用下偏离轴心运动，飞出法拉第筒后被微通道板光电倍增管(Micro-channel-platePhotoMultiplyTube，MCP-PMT)探测。