离子注入钯玻碳电极上硝基苯在非水介质中的电化学行为

用循环伏安法在离子注入钯的玻碳电极上,研究了硝基苯(NB)在非水介质0.1mol/LKClO4+DMF溶液中的电化学行为,通过AES测量了离子注入电极的表面组成和各元素的浓度-深度分布,在40keV下,剂量为1×1017离子/cm2的钯注入到玻璃碳(GC)中可产生钯原子最高百分含量为20%的近表面区,GC注入钯后NB的电化学还原会产生中毒现象,用现场ESR与电化学方法联用检测到NB的单电子还原产物硝基苯阴离子自由基,根据实验结果讨论了NB电化学还原的机理.     

N+2注入Si的折射率谱和弛豫时间

用TPP－1型椭圆偏光谱仪测量了注入能量为50keV，不同注入剂量的N2 ^ 注入Si的折射率谱。计算了单晶硅电极化的弛豫时间，并对上述结果进行了初步地讨论。     

Co/GC离子注入修饰电极的制备及表征

用离子注入法在玻碳表面注入钴制备了钴离子注入修饰电极 (Co/GC) ,用X射线光电子能谱(XPS)和俄歇电子能谱 (AES)等表面分析手段对Co/GC电极表面的元素组成和元素深度分布进行了表征 .在环丙氟哌酸 (CIF)溶液中 ,用线性扫描伏安法 (LSV)对Co/GC电极的催化活性进行了初步研究 .     

离子注入对玻璃材料的改性

简要地评述了离子注入对玻璃风化、化学稳定性、晶化和非线性光学性质的影响。指出采用离子注入法，在不影响磷酸盐玻璃重要性质的前提下，提高其化学稳定性；锂硅酸盐玻璃在注入Ｎｄ＾＋后，可提高玻璃的耐水性。强调指出离子注入在玻璃改性上有着广泛的应用前景。     

离子注入形成FeSi2埋层的电镜研究

利用ＭＥＶＶＡ离子源将Ｆｅ离子注入到Ｓｉ基体中会生成一层铁硅化物薄膜．利用电子显微镜，研究了这层铁硅化物的显微结构及其在随后的升温退火过程中发生的变化．研究结果表明，在离子注入剂量为１×１０１７／ｃｍ２的未退火样品中，亚稳的γ－ＦｅＳｉ２相占大多数，同时有少量的由ＣｓＣｌ结构派生的缺陷相Ｆｅ１－ＸＳｉ．在（１００）取向的Ｓｉ片上，这个硅化物层埋在硅基体中，形成了厚度为２５ｎｍ左右的埋层（ｂｕｒｉｅｄｌａｙｅｒ）结构     

MeV P^＋／Si^＋共注入SI—GaAs制备高品质n^＋埋层

采用不同注量和注入顺序的MeV能量的P~+(3MeV,1×10~(14)～3×10~(14)cm~(-2))与MeV能量的Si~+(3MeV,1×10~(14)cm~(-2))共注入于SI-LEC GaAs晶体中。对不同退火条件的共注入样品的有源层电特性、载流子浓度分布、晶格的损伤和恢复状况以及剩余缺陷等进行了分析。研究表明,较大注量的P~+与Si~+共注入,可以降低注区薄层电阻,有效地提高MeV Si~+的激活效率,改善有源层迁移率,得到高品质的n~+埋层。共注入样品的HALL迁移率大于2400cm~2/(V·s),激活率可达95％以上。     

离子注入引起植物变异的研究

对玉米、水稻、大豆、大麦、黑麦、小麦、三色堇、矮牵牛等植物的种子进行离子束辐照处理,在被处理当代种子中,发芽率、生长速度、植株株型等方面均出现了变异,不同作物表现的变异程度及变异类型不同,不同品种间也有差异。对染色体行为观察,发现有丝分裂基本正常,减数分裂出现异常。玉米中有单价体和多价体,大豆中有落后染色体,水稻中有微核仁等现象。对离子束作为诱变源的研究现状、特点及前景进行了讨论。     

等离子体源离子束混合注入对金属表面改性的研究

现行的离子注入除可有效地用于半导体和集成电路生产外还可用于金属表面改性.但它是一种“直视”加工,如靶是非平面状的,为了能注入其各面,必须操纵靶能平动或转动.即使配有复杂的靶控制系统,由于靶的最大保留剂量受到离子束入射角的影响,因此这种束线注入器的性能仍受到限制.为使具有曲面状的靶获得合适的剂量均匀性,常在靶上加一掩蔽以限制离子束的入射角.纵然靶具有适于掩蔽的对称性,结果也总要降低系统性能,而掩蔽的溅射又会反过来沾污靶面.     

注入钛离子改良铅和铅锑合金腐蚀行为的研究──钛离子加速能量对腐蚀行为的影响

应用钛离子注入以改良铅和铅锑合金在５ｍｏｌ／Ｌ的Ｈ２ＳＯ４中的抗腐蚀能力。用阶跃电位法测定的腐蚀电流和电子显微镜观察的表面腐蚀形貌来描述腐蚀行为。讨论了钛离子注入时离子的加速能量对腐蚀行为的影响。认为钛离子注入对铅的氧化和氢气的析出这两个过程有不同的作用。钛在铅和铅锑合金表面层中存在的深度范围和分布情况决定子离子的加速能量，离子的加速能量直接影响着腐蚀性能的改良。     

稀土Yb~＋注入硅单晶所产生非晶层的快速热退火固相外延结晶研究

用卢瑟福背散射／沟道技术研究了３５０ｋｅｖＹｂ＋注入Ｓｉ（１００）所产生的表面非晶层在不同快速热退火温度下的固相外延结晶过程．实验结果表明，在８００℃－１０００℃的快速热退火温度下，在Ｙｂ＋射程范围以外的非晶层很容易固相外延结晶；但在同样退火温度下，在Ｙｂ＋射程分布范围内非晶层的团相外延结晶则非常缓慢．只有在退火温度高于１２００℃时，整个表面非晶层才完全消失．射程末端附近的复杂缺陷和缺陷杂质复合体是导致这两个不同结晶区域的主要原因．