Механизм роста пленок и структура межфазных границ в металлической системе с большим размерным несоответствием

Прижимов, Андрей Сергеевич

Механизм роста пленок и структура межфазных границ в металлической системе с большим размерным несоответствием тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Прижимов, Андрей Сергеевич АВТОР

кандидата физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Воронеж МЕСТО ЗАЩИТЫ

2006 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Механизм роста пленок и структура межфазных границ в металлической системе с большим размерным несоответствием»

Автореферат диссертации на тему "Механизм роста пленок и структура межфазных границ в металлической системе с большим размерным несоответствием"

На правах рукописи

ПРИЖИМОВ Андрей Сергеевич

МЕХАНИЗМ РОСТА ПЛЕНОК И СТРУКТУРА МЕЖФАЗНЫХ ГРАНИЦ В МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ СИСТЕМЕ С БОЛЬШИМ РАЗМЕРНЫМ НЕСООТВЕТСТВИЕМ

Специальность 01.04.07 - Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Воронеж - 2006

Работа выполнена в Воронежском государственном техническом университете

Научный руководитель член-корреспондент РАН,

доктор физико-математических

наук, профессор

Иевлев Валентин Михайлович

Официальные оппоненты: доктор физико-математических

наук, профессор

Самсонов Владимир Михайлович;

доктор физико-математических

наук, профессор

Бугахов Александр Викторович

Ведущая организация Воронежский государственный

университет

Защита состоится 19 декабря 2006 года в 14й2 часов в конференц-зале на заседании диссертационного совета Д 212.037.06 Воронежского государственного технического университета по адресу: 394026, г. Воронеж, Московский просп., 14.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Воронежского государственного технического университета.

Автореферат разослан 17 ноября 2006 г.

Ученый секретарь диссертационного совета Горлов М.И.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы диссертации обусловлена следующим.

Во-первых, в последние годы активно ведутся работы по созданию ко-роткопериодных многослойных гетероструктур как уникальных материалов, в которых могут реализоваться размерные эффекты многих физических свойств. Поэтому установление атомного механизма формирования пленок нанометро-вой толщины, закономерностей сопряжения на межфазной границе и ее атомной структуры становится актуальной задачей. Более того, как показывают результаты последних исследований, вклад межфазной границы в свойства гетеросистемы с уменьшением толщины ее слоев становится определяющим.

Во-вторых, несмотря на экстенсивные экспериментальные исследования с использованием высокоразрешающих методов структурного анализа, в них в большинстве случаев фиксируется конечный результат релаксационных процессов атомных перестроек. Поэтому целесообразно применение методов молекулярной динамики, которые, имея известные ограничения, все же позволяют «визуализировать» все стадии процессов кристаллизации, формирования субструктуры и релаксированной атомной структуры межфазных границ при формировании гетероструктур.

Работа выполнена в рамках г/б НИР Региональной научно-исследовательской лаборатории электронной микроскопии и электронографии ВГТУ «Закономерности и механизм морфологической, ориентационной и субструктурной эволюции дискретных и компактных наноструктур», № ГР 0120.0 502425 и Федеральной программы «Поддержка ведущих научных школ», проект № НШ-7098.2006.3.

Цель работы. Исследование закономерностей формирования эпитакси-альных пленочных гетероструктур и релаксированной атомной структуры межфазных границ в системе Р<1-№.

Для этого решали следующие задачи:

1. Исследование размерной зависимости структуры и характера сопряжения на МГ при кристаллизации аморфной пленки N1 на поверхности (001) Р<±

2. Исследование эффекта третьей пленки при формировании трехслойной гетероструктуры (001) Рс1-Ы1-Рс1.

3. Исследование ориентационной зависимости характера роста пленок в системе Рс1-Ы1.

4. Исследование релаксированной атомной структуры МГ с учетом размерного и ориентационного несоответствия в гетеросистеме монокристалл-наночастица.

5. Сравнительный анализ структуры межфазных и межзеренных границ.

Научная новизна. Показано, что в процессе формирования гетерост-руктуры (OOl)Pd-Ni-Pd возможна кристаллизация пленки Pd в параллельной ориентации с сохранением псевдоморфной структуры до толщины пленки Ni в 10 атомных слоев. Показана зависимость морфологии фронта роста и распределения концентрации атомов подложки в растущей пленке от ориентации гетероструктуры. Установлено, что при формировании релаксированной атомной структуры большеугловых межфазных границ кручения атомные перестройки затрагивают только фазу с большим параметром решетки.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Показано, что независимо от толщины пленки компенсация несоответствия в системе (OOl)Pd-Ni происходит посредством упругой деформации и дефектами упаковки (расщепленными дислокациями), при этом подтверждена зависимость остаточной упругой деформации от толщины пленки Ni;

2. Эффект толщины промежуточной эпитаксиапьной пленки (Ni) в трехслойной гетеросистеме (OOl)Pd-Ni-Pd проявляется в сохранении параллельной ориентации и бездефектной субструктуры верхней пленки Pd до 10 атомных слоев Ni;

3. Ориентационная зависимость роста пленки Ni на Pd проявляется в морфологии фронта роста, в характере распределения атомов подложки в растущей пленке, в характере сопряжения на МГ: переход от роста по Франку и Ван дер Мерве для ориентации (001) к росту по Фольмеру и Веберу для ориентации (111), от изотропной упругой деформации для (001) к анизотропной для (110) и бездеформационному сопряжению на (111).

4. В отличие от границ зерен релаксированная атомная структура МГ асимметрична относительно плоскости границы; в эпитаксиальных МГ асимметрия проявляется в субструктуре пленки, в большеугловых МГ кручения — в релаксационных перестройках, затрагивающих только решетку с большим параметром.

Практическая значимость работы. Результаты работы могут быть использованы для прогноза субструктуры, состава и морфологии тонкопленочных гетероструктур, многослойных пленочных композитов, а также поведения наночастиц на поверхности монокристаллов.

Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы были представлены на следующих симпозиумах, конференциях и семинарах: III Международной научной конференции «Кинетика и механизм кристаллизации» (Иваново, 2004); Международной школе-семинаре «Современные проблемы механики и прикладной математики» (Воронеж, 2004); V Международной конференции «Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в со-

временном материаловедении» (Воронеж, 2004); Международной школе-семинаре «Современные проблемы механики и прикладной математики» (Воронеж, 2005); Международном симпозиуме «Фракталы и прикладная синергетика» (Москва, 2005); V-й школе-семинаре «Актуальные проблемы современной неорганической химии и материаловедения» (Москва, 2005).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 8 научных работ, в том числе 3 - в изданиях, рекомендованных ВАК РФ. В работах, опубликованных в соавторстве, лично соискателю принадлежат: в [1-3, 5, б] — результаты молекулярно-динамического моделирования роста пленок, в [4, 7] -результаты молекулярно-динамического моделирования формирования пленочной гетероструктуры Pd/Ni/Pd.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, выводов и списка литературы из 128 наименований. Работа изложена на 96 страницах и содержит 33 рисунка.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цели и задачи исследования, перечислены основные положения, выносимые на защиту, показана научная новизна полученных результатов и их практическая значимость, приведены сведения об апробации результатов работы, публикациях, структуре и объеме работы.

В первой главе сделан краткий литературный обзор по теме диссертации.

Во второй главе изложены основные методы компьютерного эксперимента: молекулярной динамики (МД), статической релаксации (CP), Монте-Карло (МК), приведено описание создаваемых моделей, рассмотрены различные подходы к описанию межатомного взаимодействия в металлических системах и методы анализа структуры модельных систем.

Подложки Pd во всех экспериментах моделировали в виде расчетных ячеек, состоящих из 8 плоскостей, содержащих по 900 атомов для ориентации (001) и (110) и 896 атомов для ориентации (111). Для моделирования подложки Pd со структурой поверхности (2x1) добавляли один слой, содержащий 450 атомов и представляющий собой чередующиеся заполненные атомами и пустые ряды вдоль направления [110]. На системы накладывали периодические граничные условия в направлениях [110] и [110] для (001), [110] и [001] для (110), [110] и [112] для (111). Три нижних слоя у дна расчетной ячейки принимали статическими, пять последующих — динамическими.

Для моделирования кристаллизации аморфной пленки Ni размещали на поверхности подложки случайным образом 4500, 9000 и 13500 атомов, соот-

ветственно 5, 10 и 15 атомных слоев для первого, второго и третьего опытов, после чего проводили статическую релаксацию (СР) системы. Далее атомам № и атомам Рс1 в динамических слоях сообщали начальные скорости в соответствии с распределением Максвелла при температуре 300 К и проводили изотермические отжиги гетероструктур с временным шагом Л1,5x10"15 с в течение 20000Л/, т.е. продолжительность каждого МД-отжига составляла 3x10'" с.

Молскулярно-динамический процесс конденсации N'1 заключался в последовательном нанесении порциями 0,1 монослоя (МЬ) через каждые 3x10"" с случайным образом расположенных на поверхности атомов N1 (что соответствует скорости конденсации ~3,3х109 МЬ/с), после каждой порции проводилась СР системы, а затем атомам Т^ и атомам Рс1 в динамических слоях задавали начальные скорости в соответствии с распределением Максвелла при температуре 1000 К и проводили изотермические отжиги гетеросистемы.

Кристаллическую наночастицу N4 моделировали в виде полусферы, расположенной в центральной части поверхности подложки, содержащей 597 или 5097 атомов и повернутой относительно подложки на угол 0=8°, 15°, 20°, 25° и 30°. При выборе углов начальной ориентации исходили из немонотонной зависимости энергии межфазной границы от 0 для а<0,9 (а=я2/аь где а, и а2 - параметры решеток компонентов гетеросистемы), предполагающей относительно глубокий локальный минимум для специальной межфазной границы (0С=26,6°, а=0,894, £,/£2=5/4) и предельную величину отклонения от параллельной ориентации около 8°. После СР системы атомам N1 и атомам Р<3 в динамических слоях задавали начальные скорости в соответствии с распределением Максвелла при заданной температуре и проводили изотермические отжиги системы в течение 20000ДГ, т.е. продолжительность каждого МД-отжига составляла 3x10"" с.

После каждого МД-отжига системы методом СР переводили в состояние с 7'=0 К, предоставляя возможность атомам занять равновесные положения в локальных потенциальных ямах. Такая процедура позволяла провести детальный анализ формирующихся атомных конфигураций без теплового фона. Методика молекулярно-динамического расчета состояла в численном интегрировании уравнений движения атомов с временным шагом Л/=1,5х10"15 с по алгоритму Верле. Взаимодействие между атомами описывали с использованием многочастичных потенциалов, рассчитанных в рамках метода погруженного атома.

В третьей главе приведены результаты молекулярно-динамического моделирования формирования пленочной гетероструктуры в процессе последовательной ориентированной кристаллизации аморфной пленки N1 толщиной

5, 10 и 15 слоев на Pd (001) и аморфной пленки Pd на сформировавшихся гсте-pocTpyicrypaxNi/Pd (001).

Пленки Ni всех заданных толщин кристаллизовались в параллельной ориентации: (001), [110] Ni i I (001), [110] Pd. Компенсация размерного несоответствия на МГ во всех случаях осуществляется посредством дислокаций несоответствия и упругой деформации пленки. Упругая деформация пленки Ni уменьшается с увеличением ее толщины и составляет -3,4%, ~2,6% и —2,3% для 5, 10 и 15 слоев соответственно. Эта деформация приводила к тетрагональным искажениям, средняя величина которых составляла для 5 слоев с / а « 0,88; для 10 слоев — 0,92; для 15 слоев — 0,95. Оставшуюся долю несоответствия компенсируют частичные дислокации Шокли и вершинные дислокации с векторами Бюргерса (я/6)<112> и (<я/3)<110> соответственно, ограничивающие дефекты упаковки.

Пленка Pd во всех гетероструктурах кристаллизовалась в параллельной ориентации: (001), [110] Pd И (001), [110] Ni. Положение пиков парной функции радиального распределения атомов (ПФРРА) для систем с 5 и 10 слоями пленки Ni соответствует идеальному кристаллу, что позволяет сделать вывод о бездефектной структуре пленки Pd. В гетеросистеме с 15 атомными слоями Ni компенсация несоответствия на межфазной границе Pd/Ni происходит посредством частичных дислокаций Шокли с векторами Бюргерса (я/б)<112>, ограничивающих дефекты упаковки. Упругая деформация пленки Ni уменьшается после кристаллизации пленки Pd в системах с 5 и 10 слоями Ni до -2,8% и -2,1% соответственно за счет увеличения плотности дислокаций в пленке Ni, а в системе с 15 слоями Ni до -0,5% с учетом вклада дефектов упаковки в пленке Pd, доля которых составляет -1,2%.

В четвертой главе представлены результаты молекулярно-динамического моделирования гетероэпптаксиального роста пленок Ni на сингулярных поверхностях (001), (110) и (111), а также на поверхности ориентации (110) со структурой (2x1) монокристалла Pd.

Гетеросистема (OOl)pd-Ni. Установлено, что уже на начальных стадиях происходит активный процесс обмена атомов первого монослоя Ni и атомов Pd верхнего слоя подложки по эстафетному механизму и переход от островко-вой морфологии к лабиринтной. По мере формирования второго слоя пленки Ni происходит обмен атомов Pd из первого монослоя и атомов Ni из второго (растущего) слоя (рис. 1а). Этот процесс повторяется при формировании последующих слоев пленки Ni.

На рис. 2 (кривая 1) приведено распределение концентрации Pd по слоям пленки средней толщины 12 ML, из которого видно, что в процессе роста формируется переходная фаза твердого раствора (-10 ML) практически посто-

янной концентрации (~7 ат. % Р<3), плавно переходящая в пленку №. Следует отметить высокую концентрацию N1 в верхнем слое подложки. По мере формирования первых двух МЬ концентрация № в этом слое увеличивается, достигает -66% и сохраняется при последующем росте пленки. Таким образом, этот слой представляет собой эпитаксиально-стабилизированную однослойную фазу твердого раствора 66 ат. % N1 — 34 ат. % Р<1, когерентно сопряженную (/о«-0,06) с решеткой подложки.

е, мь е, мь

МО"" с ,,Ш"с

а) б)

Рис. I, Изменение количества атомов № и Рс! в первом и втором монослоях пленки с увеличением числа монослоев.- а) в гетеросистеме (001)Р<)-№, б) в гетеросистеме (И0)Р<Н<Ц; / - №, 2 - Рс8 в первом монослое пленки; 3 - N1, 4 ~ Рс1 во втором монослое пленки

Явно выраженная асимметрия в распределении концентрации компонентов при переходе через межфазную границу (МГ) является следствием процесса диффузионной самоорганизации формирующегося атомного слоя, направленной на снижение величины несоответствия одного знака и понижение упругой деформации. Таким образом, движущая сила формирования твердого раствора связана с понижением энергии упругой деформации растущей пленки, а эстафетный механизм диффузионного обмена атомов обеспечивает характерная морфология фронта роста, когда при незаполненном монослое можно наблюдать зарождение следующего слоя, т.е. имеет место нерегулярный слоевой рост. Такая морфология фронта роста, как показывает детальный анализ атомных процессов, способствует диффузии атомов Рс1 в очередной слой. Особенность состоит в том, что атомы Рс1 из нижних слоев не диффундируют сквозь межфазную границу, а переходят в каждый очередной слой

путем обмена с атомами N1, расположенными по периметру островков растущей пленки. Таким образом, процесс растворения атомов Рс1 в пленке N1 контролируется поверхностной диффузией. В целом образование твердого раствора выглядит как "конденсационно-стимулированная диффузия".

О ° 9 О V

ООО

О /

V 2

О О

0 1 2 3 4 5 6 7 0, МЬ

9 10 11 12 13

Рис. 2. Распределение Рс1 по толщине пленки №; 1 —ъ гетеросистеме (001)Р(1-№; 2- в гетеросистеме (110)Р<1-№. ©=0 соответствует верхнему слою подложки

Анализ ПФРРА пленки твердого раствора (001)Рс1-№ показывает, что она имеет параллельную ориентацию и ГЦТ-структуру с параметрами решетки а=0,371 нм, с=0,322 нм, что соответствует остаточной упругой деформации 0,04 (параметр решетки недеформированного твердого раствора 93% N1 -7% Р(1 равен 0,356 нм). Наряду с упругой деформацией размерное несоответствие компенсируется частичными дислокациями несоответствия - дислокациями Шокли (рис. За). Компенсация размерного несоответствия путем образования твердого раствора, согласно сделанным оценкам, составляет 0,011, дислокациями несоответствия — 0,044.

Несмотря на критическую величину размерного несоответствия исходных параметров, стимулированное диффузионными процессами образование твердого раствора в растущей пленке обеспечивает условие нерегулярного слоевого роста по механизму Франка и Ван дер Мерве. При этом перемешивание компонентов на стадии образования первого монослоя обеспечивает полностью бездислокационное упругое сопряжение (псевдоморфизм) пленки твердого раствора с однослойной твердорастворной фазой (верхний слой подложки).

Таким образом, имеет место двухступенчатая компенсация размерного несоответствия посредством упругой деформации, что обеспечивается "рас-

щеплением" МГ, по аналогии с расщеплением большеугловых границ зерен: на МГ Pd - эпитаксиалыю-стабилизированная твердорастворная монослойная фаза (сопряжение посредством упругой деформации) и на МГ эпитаксиапьно-стабилизированная монослойная фаза — пленка твердого раствора (сопряжение посредством дислокаций несоответствия и упругой деформации).

Гетеросистема (llO)Pd-Ni. Процесс образования твердого раствора происходит и при росте пленки Ni на поверхности (110)Pd. В этой системе также уже на начальных стадиях начинается активное перемешивание атомов пленки и подложки (рис. 16), однако количество участвующих в обмене атомов значительно меньше по сравнению с гетеросистемой (OOl)Pd-Ni (рис. 1а). На рис. 2 (кривая 2) показано распределение концентрации Pd в пленке средней толщины 8 ML, из которого видно, что общая закономерность в распределении концентрации компонентов та же, что и в гетеросистеме (OOl)Pd-Ni. Верхний слой подложки представляет собой эпитаксиально-стабилизировапную однослойную фазу твердого раствора с меньшей концентрацией Ni (до ~29% при достижении средней толщины 3 ML). Несоответствие этого монослоя с решеткой Pd (~0,03) компенсируется посредством упругой деформации.

В этой гетеросистеме быстрее происходит спад концентрации Pd с ростом толщины пленки (рис. 2), что объясняется анизотропией поверхностной диффузии. Перемещение адатомов на поверхности (110) происходит одновременно по двум разным по своей природе механизмам — эстафетному в направлениях (100), который приводит к перемешиванию атомов, и "перекати-поле" в направлениях (110), который не приводит к перемешиванию атомов. Меньшая величина активационного барьера для диффузии вдоль направлений <110) приводит к анизотропии диффузии адатомов, способствует реализации механизма "перекати-поле" и уменьшению числа обменов между атомами растущей пленки и подложки по эстафетному механизму. Анизотропия диффузии адатомов приводит к анизотропной форме островков-кластеров. В свою очередь, анизотропия формы островков способствует уменьшению (опять же вследствие анизотропии диффузии) суммарного диффузионного потока атомов подложки в пленку с периметра растущих островков. Для пленки этой ориентации характерен более развитый рельеф уже на ранних стадиях роста.

С увеличением средней толщины пленки происходит релаксация упругой деформации в направлении [110] посредством дислокаций несоответствия (на рис. 36 выделена полная дислокация) и точечных дефектов, в направлении [001] — посредством частичных дислокаций несоответствия (выделены на рис. Зв), при этом частично сохраняется анизотропная деформация пленки.

а).

4(11.1)

01,1

•••

W.V.V >

О 1 • 2

;001] [1То]

[110]

+[110] [001]

Рис. 3. Проекция двух соседних плоскостей (110) гетероструктуры (OOl)Pd-Ni (а); проекция двух соседних плоскостей (.001) (б) и (110) (в) гетероструктуры (llO)Pd-Ni; 1 — Ni, 2 - Pd. Показаны атомы только в динамических слоях; стрелкой отмечен верхний слой подложки. Масштаб рисунков вдоль вертикального направления увеличен в 2 раза

ПФРРА сформировавшейся четырехслойной компактной приграничной области показывает, что пленка твердого раствора имеет ГЦК-структуру с па-

раметром решетки а=0,362 им, что соответствует остаточной упругой деформации ~0,02.

Процесс образования твердого раствора происходит и при росте пленки N1 на поверхности (110)Рс1 с пропущенным рядом. В этой системе также уже на начальных стадиях начинается активное перемешивание атомов пленки и подложки, при этом затрагиваются в основном атомы самого верхнего (частично заполненного) слоя. Следует отметить некоторое снижение общего количества обменявшихся атомов, связанное с тем, что атомы N1 преимущественно занимают свободные места в частично заполненном слое поверхности, а не обмениваются с атомами подложки. Этот факт можно объяснить анизотропией диффузии, возникающей еще и вследствие имеющейся изначально анизотропии формы островков (в виде рядов) и препятствующей перемешиванию атомов пленки и подложки по обменному механизму.

Гетеросистема (111)Рс1-1\Ч. В системе (111)Рс)-№ в аналогичных условиях образование твердого раствора не происходит. В пленке N1 толщиной 2,5 МЬ не обнаружено ни одного атома Рс1, сохраняется лабиринтная морфология. Отсутствие диффузии между подложкой и пленкой объясняется плотной упаковкой атомов Рс1, т.е. большей энергией их связи с материнским кристаллом, чем для поверхностей (001) и (110). Фронт роста пленки сильно развит. Наличие на МГ смещений на величину 1/6<112> свидетельствует о зарождении островков и в двойниковых позициях, а также о возможности образования дефектов упаковки в результате коалесценции островков. ПФРРА островковой пленки при ©=1 МЬ свидетельствует об отсутствии ее упругой деформации.

ПФРРА пленки N1 средней толщины 2,5 МЬ показывает, что она имеет ГЦК-структуру с параметром решетки а=0,352 им, что соответствует параметру массивного №. Сопряжение на межфазной границе некогерентное. Отсутствие структурных и субструктурных превращений, свойственных механизму роста по Франку и Ван дер Мерве, позволяет считать, что наблюдаемые закономерности роста пленки № на (111)Рс1 в параллельной ориентации более отвечают механизму Фольмера и Вебера.

В пятой главе представлены результаты молекулярно-динамического моделирования процесса припекания полусферической наночастицы № к сингулярной поверхности кристалла Рс1.

МД-отжиг гетеросистем с островками двух размеров и исходной разо-риентацией 8° в течение Зх10~" с при 300 К приводит к релаксации атомов в контактирующих слоях с образованием периодической субструктуры МГ, состоящей из участков хорошего соответствия, структурные элементы которых отвечают параллельной ориентации (£[/22=1/1, 6=0°), и участков сброса несоответствия, т.е. дислокаций, компенсирующих ориентационное и размерное

несоответствие. Период субструктуры соответствует' ожидаемому из расчета на основе уравнения 0-решетки для граничных дислокаций с вектором Бюр-герса типа я/2<110>: ^¡=1,524 нм, отклонение линий дислокаций от направления вектора Бюргерса ю=31,5°.

Последующий МД-отжиг в течение бх]0"" с при 600 К приводит к повороту малого островка в параллельную ориентацию с компенсацией размерного несоответствия в одном направлении посредством частичной дислокации, в то время как во втором сохраняется бездислокациониое сопряжение. Большая наночастица сохраняет исходную ориентацию, и образовавшаяся релакси-рованная структура МГ не претерпевает изменений. Следует отметить, что релаксация при образовании МГ затрагивает атомы в слоях подложки и пленки.

Таким образом, имеет место размерная зависимость перехода островка в параллельную ориентацию. МД-отжиг исходной системы при 600 К также приводит к повороту малой наночастицы, но уже за 3x10'" с.

МД-отжиг гетеросистем с исходной разориентацией 25° в течение 3x10" 11 с при 600 К приводит к небольшому повороту малого островка (рис. 4а) в положение, соответствующее специальной ориентации, и смещениям атомов в контактирующих слоях с образованием релаксированной субструктуры из структурных элементов специальной МГ (9с=2б,6°, а=0,894, £2/1:1=5/4). В то же время положение большой наночастицы (рис. 46) после проведенного МД-отжига сохраняется, а релаксация атомов в контактирующих слоях происходит с образованием участков хорошего соответствия из структурных элементов специальной МГ и участков сброса несоответствия — вторичных межфазных дислокаций (ВМД, выделены на рис. 46). Ожидаемый период ВМД, рассчитанный на основе уравнения 0-решетки для вектора Бюргерса типа 1/5<110>, составляет Лц=3,94 нм, что объясняет образование в пределах МГ для данного размера островка всего по одной вторичной дислокации каждой системы. МД-отжиг при 300 К приводит к аналогичным результатам.

МД-отжиг гетеросистемы с большой наночастицей и исходной разориентацией 30° в течение 3x10"" с при 600 К приводит к смещениям атомов в контактирующих слоях с формированием участков хорошего соответствия, образованных структурными элементами, отвечающими специальной МГ (6С=26,60), и участками плохого сопряжения, компенсирующими отклонение от специальной ориентации. В процессе МД-отжига гетеросистемы с малой наночастицей происходит ее поворот в ориентацию 9С=26,6° с образованием на МГ соответствующей релаксированной структуры.

МД-отжиг гетеросистем с исходной разориентацией 15° и 20° в течение ЗхЮ"11 с при 600 К приводит к релаксации атомов в контактирующих слоях с

формированием участков хорошего соответствия, образованных структурными элементами специальной МГ (0С=26,6°), и участками плохого сопряжения, компенсирующими отклонение от специальной ориентации. В то же время на МГ для 0=20° можно выделить участки, соответствующие решетке совпадающих узлов (РСУ) с 2^/2,=10/9, а МГ системы с большой наночастицей для 0=15° содержит ячейки РСУ с Го/Г, =29/25.

гЯЫШ

...

ИЧ1

рТЩ,;

КГ

•^«КЫЗГГТТТТТТГ .» « * . .

СЭЕД,-!/! К

Г-*:' ^шашшшшшя^Л*

• Р<1 »№

б)

Рис. 4. Межфазная граница гетеросистсмы (001)Рс1 - наночастица (597 атомов (а) и 5097 атомов(б)) N1 с углом поворота наночастицы 25" после МД-отжига в течение 3x10"11 с при температуре 600 К. На рисунке выделены вторичные межфазные дислокации, структурные элементы и ячейки решетки совпадающих узлов

Характерная особенность релаксированной структуры МГ состоит в том, что при больших углах разориентации (0=15°, 20°, 25° и 30°) в процессе ее формирования атомные перестройки практически не затрагивают решетку N1, а происходит смещение только атомов Рс1. Для объяснения наблюдаемой закономерности был проведен МД-отжиг наночастицы Р<1 на подложке (001)№. Структура МГ в этой гетеросистеме аналогична образующейся для системы N№«1 и также формируется смещениями атомов Рс1.

Предположение о том, что наблюдаемый характер релаксации обусловлен меньшим значением модуля сдвига Рс1 по сравнению с № было проверено моделированием систем Си/Рс1 и Рс1/Си. В обоих случаях процесс атомной релаксации при формировании МГ затрагивает только атомы Рс1. С учетом того, что Си и Рс) имеют практически одинаковые значения модулей сдвига, был сделан вывод о том, что имеет место эффект большего параметра кристалли-

ческой решетки: смещения атомов решетки с большим параметром позволяют избежать деформации на сжатие. Анализ ПФРРА верхнего слоя подложки Рс1 подтверждает преимущественное увеличение межатомных расстояний в ходе процесса перестройки и образования структурных элементов. Такой характер атомной перестройки позволяет избежать сближения атомов и повышения энергии вследствие энгармонизма межатомного взаимодействия.

В шестой главе представлен сравнительный анализ структуры межфазных границ и границ зерен. С этой целью было проведено молекулярно-динамическос моделирование границ кручения по плоскостям (001) и (110).

Ориентация (001). После проведенного МД-отжига при температуре 300 К в течение 3x10"11 с на границе зерен образуется дислокационная сетка, компенсирующая отклонение от параллельной ориентации на 5° и состоящая из двух типов ортогональных винтовых дислокаций с векторами Бюргерса Уг <110>. Период сетки дислокаций, рассчитанный на основе уравнения 0-решетки, составляет /"01=3,153 нм и практически совпадает с наблюдаемой величиной (-3,05 нм). Анализ атомных слоев, ближайших к плоскости границы, позволяет сделать вывод о том, что структурные изменения затрагивают лишь 2 слоя каждого зерна. Таким образом, структурная толщина границы составляет 4 атомных слоя.

Ориентация (110). После проведенной статической релаксации в течение ЗхЮ"12 с на границе формируется прямоугольная сетка винтовых дислокаций с векторами Бюргерса Ь,=У2 [001] и ¿>2='Л [110]. Отсутствие четко выраженной прямоугольной сетки дислокаций на границе после проведенного МД-отжига при температуре 300 К в течение ЗхЮ"11 с позволяет сделать вывод о пространственной релаксации атомов и начале формирования гексагональной сетки, в соответствии с дислокационной структурой, предсказанной на основе трехмерной 0-решетки. Подтверждением этого может служить наличие искажений за пределами границы, которые затрагивают 9 ближайших к границе слоев каждого зерна. Таким образом, структурная толщина межзеренных границ кручения в плоскости (110) ГЦК-решетки может составлять 18 атомных слоев.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Показано, что независимо от толщины пленки компенсация несоответствия в системе (001)Рс1-№ происходит посредством упругой деформации и дефектами упаковки (расщепленными дислокациями). Подтверждено, что остаточная упругая деформация уменьшается с увеличением толщины пленки №;

2. Эффект толщины промежуточной эпитаксиальной пленки (N1) в трехслойной гетеросистеме (001)Рс1-№-Рс1 проявляется в сохранении параллельной ориентации и бездефектной субструктуры верхней пленки Рс1 до 10 атомных слоев .N1;

3. При росте пленки № на сингулярных поверхностях (001) и (110)РсЗ, а также на перестроенной поверхности (110) (с пропущенным рядом) образуются гетероструктуры: Рс1 — однослойная эпитаксиально-стабилизированная твердорастворная фаза - пленка твердого раствора, плавно переходящая в пленку N1. Формирование такой гетероструктуры обеспечивает двухступенчатую упругую компенсацию несоответствия критической величины на начальных стадиях роста пленки; с увеличением ее средней толщины происходит релаксация упругой деформации: в гетеросистеме (001 )Рс1-Т\т1 - посредством дислокаций несоответствия, в гетеросистеме (110)Рс1-№ в направлении [110] — посредством дислокаций несоответствия и точечных дефектов, в направлении [001] — посредством частичных дислокаций, при этом сохраняется анизотропия деформации пленки. Поверхность фронта роста пленки на поверхности (110) более развита;

4. При росте пленки N4 на сингулярной поверхности (111)Рс1 не происходит перемешивание компонентов, уже на начальных стадиях роста неде-формированные островки-кластеры, т.е. сопряжение на межфазной границе некогерентное. Рост в гетеросистеме (111)Рс1-М1 может быть отнесен к механизму Фольмера и Вебера;

5. Релаксированная атомная структура МГ в гетеросистеме полусферическая наночастица — кристалл и дислокационная субструктура МГ формируются в течение первых 3x10"" с МД-отжига;

6. Релаксированная атомная структура МГ в исследуемом интервале ра-зориентаций (до 30°) образуется сочетанием двух малоатомных структурных элементов. Установлена размерная зависимость в поведении наночастиц, проявляющаяся в переориентации частиц меньшего размера исходных ориентации в окрестностях специальных ориентации к ориентациям совпадения 01\И.2=\1\, 0=0°; 22/21=10/9, 0=18,1°; Т.2Г£.\=5/4, 0=26,6°) с образованием релаксированной атомной структуры соответственно эпитаксиальной и специальных МГ. Поворот островков подтверждает существование локальных минимумов энергии МГ;

7. Установлено, что релаксационные перестройки происходят в компоненте гетеросистемы полусферическая наночастица — кристалл с большим параметром решетки преимущественно посредством увеличения межатомных расстояний в ходе процесса образования структурных элементов, что позволяет избежать сближения атомов и повышения энергии вследствие ангармонизма

межатомного взаимодействия.

8. Как для МГ, так и для границ зерен (ГЗ) наблюдается зависимость характера релаксированной структуры от плоскости границы: в ГЗ она проявляется в большем дальнодействии полей упругих микродеформаций границы кручения (ГК) (110) по сравнению с ГК (001), соответственно больше структурная толщина границы (110). В то время как структурные искажения по обе стороны плоскости межзеренной границы симметричны, для МГ эпитаксиальных, специальных и МГ кручения общего типа характерна асимметрия. При эпитаксии она обусловлена процессом релаксации, развивающимся в основном лишь во второй (нарастающей) фазе. В МГ кручения асимметрия обусловлена атомной релаксацией только в кристалле с ббль-шим параметром решетки.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах: Публикации в изданиях, рекомендованных ВАК РФ

1. Ориентационная зависимость гетероэпитаксиального роста пленок Ni на Pd / A.B. Евтеев, В.М. Иевлев, А.Т. Косилов, A.C. Прижимов II ФММ. - 2006. - Т. 101,- № 6. - С. 630-637.

2. Молекулярно-динамическое моделирование ориентированного роста Ni на (001)Pd / A.B. Евтеев, В.М. Иевлев, А.Т. Косилов,

A.C. Прижимов, A.A. Синельников, Т.П. Тураева И Вестник Воронеж, гос. техн. ун-та. Сер. Материаловедение. - 2004. - Вып. 1.16. - С. 78-81.

3. Структурные и субструктурные превращения при росте пленок Ni на сингулярных поверхностях кристалла Pd / A.B. Евтеев,

B.М. Иевлев, А.Т. Косилов, A.C. Прижимов // Вестник Воронеж, гос. техн. ун-та. Сер. Материаловедение. - Воронеж, 2005. - Вып. 1.17. - С. 31-36.

Статьи и тезисы докладов

4. Компьютерное моделирование эпитаксиальной гетероструктуры Pd/Ni/Pd(001) / A.B. Евтеев, Д.Г. Жиляков, В.М. Иевлев, А.Т. Косилов, A.C. Прижимов // Современные проблемы механики и прикладной математики: сб. тр. междунар. школы-семинара. Воронеж: Изд-во ВГУ, 2004. Т.1.С. 191-193.

5. Молекулярно-динамическое моделирование гетероэпитаксиального роста пленок Ni на (110)Pd / A.B. Евтеев, В.М. Иевлев, А.Т. Косилов, A.C. Прижимов // Современные проблемы механики и прикладной математики: сб. тр. междунар. школы-семинара. Воронеж: Изд-во ВГУ. 2005. Ч. 1. С. 143-145.

6. Ориентационная зависимость гетероэпитаксиального роста пленок Ni на Pd / A.B. Евтеев, В.М. Иевлев, А.Т. Косилов, A.C. Прижимов // Фракталы и прикладная синергетика 2005: Сб. статей. - М.: Интерконтакт-Наука, 2005. - С. 52-53.

7. Компьютерное моделирование эпитаксиальной гетероструктуры Pd/Ni/Pd(001) / A.B. Евтеев, Д.Г. Жиляков, В.М. Иевлев, А.Т. Косилов, A.C. Прижимов // Тезисы докладов III международной научной конференции. - Иваново: Институт химии растворов РАН, 2004. - С. 75.

8. Прижимов A.C. Молекулярно-динамическое моделирование структурных и субструктурных превращений при росте пленок Ni на сингулярных поверхностях кристалла Pd / A.C. Прижимов // Актуальные проблемы современной неорганической химии и материаловедения: тез. докл. V-й школы-семинара. М: МГУ им. М.В. Ломоносова, 2005. - С. 109.

Подписано в печать 15.11.2006 Формат 60x84/16. Бумага для множительных аппаратов. Усл. печ. л. 1,0. Тираж 90 экз. Заказ

ГОУВПО «Воронежский государственный технический университет» 394026 Воронеж, Московский просп., 14

Содержание диссертации автор исследовательской работы: кандидата физико-математических наук, Прижимов, Андрей Сергеевич

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ.

ГЛАВА 1 ПРИМЕНЕНИЕ МЕТОДА МОЛЕКУЛЯРНОЙ ДИНАМИКИ В ИССЛЕДОВАНИЯХ РОСТА ПЛЕНОК.

1.1 ИЗУЧЕНИЕ МЕХАНИЗМОВ РОСТА МЕТАЛЛИЧЕСКИХ ПЛЕНОК.

1.2 ПРИМЕНЕНИЕ ПОТЕНЦИАЛА ТЕРСОФФА ДЛЯ ИЗУЧЕНИЯ ПРОЦЕССОВ РОСТА ПЛЕНОК.

1.3 МОДИФИКАЦИЯ СУЩЕСТВУЮЩИХ МОДЕЛЕЙ И

КОМБИНИРОВАНИЕ С ДРУГИМИ МЕТОДАМИ.

1.4 ИЗУЧЕНИЕ ДИФФУЗИОННЫХ ПРОЦЕССОВ.

1.5 КЛАСТЕРНОЕ ОСАЖДЕНИЕ И ИССЛЕДОВАНИЕ РОСТА КЛАСТЕРОВ.

1.6 ФУНДАМЕНТАЛЬНЫЕ ЗАДАЧИ В ПРОБЛЕМЕ ОРИЕНТИРОВАННОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ ТОНКОПЛЕНОЧНЫХ ГЕТЕРОСТРУКТУР.

ГЛАВА 2 МЕТОДИКА КОМПЬЮТЕРНОГО ЭКСПЕРИМЕНТА.

2.1 МЕЖАТОМНОЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ.„.

2.2 РАСЧЕТНЫЕ СХЕМЫ.

2.2.1 Алгоритм метода молекулярной динамики.

2.2.2 Алгоритм метода статической релаксации.

2.3 МЕТОД ПОГРУЖЕННОГО АТОМА.

2.4 РАСЧЕТ ОСНОВНЫХ ХАРАКТЕРИСТИК МОДЕЛЕЙ.

2.4.1 Измерение термодинамических величин.

2.4.2 Структурные функции.

2.5 ПЕРИОДИЧЕСКИЕ ГРАНИЧНЫЕ УСЛОВИЯ.

2.6 СОЗДАНИЕ МОДЕЛЕЙ ИСПОЛЬЗУЕМЫХ СИСТЕМ.

ГЛАВА 3 ФОРМИРОВАНИЕ ЭПИТАКСИАЛЬНОЙ ГЕТЕРОСТРУКТУРЫ (OOl)Pd-Ni-Pd ПРИ ПОСЛЕДОВАТЕЛЬНОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ АМОРФНЫХ ПЛЕНОК Ni И Pd.

3.1 ОРИЕНТИРОВАННАЯ КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ.

ПЛЕНКИ Ni НА (001)Pd.

3.2 ОРИЕНТИРОВАННАЯ КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ ПЛЕНКИ Pd НА ГЕТЕРОСТРУКТУРЕ Ni/Pd.

ГЛАВА 4 ОРИЕНТАЦИОННАЯ ЗАВИСИМОСТЬ ГЕТЕРОЭПИТАКСИАЛЬНОГО РОСТА ПЛЕНОК N1 НА ПОВЕРХНОСТЯХ (001), (110) И (111) МОНОКРИСТАЛЛА Pd.

4.1 ГЕТЕРОСИСТЕМА (OOl)Pd-Ni.

4.2 ГЕТЕРОСИСТЕМА (110)Pd-Ni.

4.3 ГЕТЕРОСИСТЕМА (11 l)Pd-Ni.

4.4 РОСТ ПЛЕНКИ Ni НА (110) Pd СО СТРУКТУРОЙ ПОВЕРХНОСТИ (2x1).

ГЛАВА 5 РЕЛАКСИРОВАННАЯ АТОМНАЯ СТРУКТУРА МЕЖФАЗНОЙ ГРАНИЦЫ В ГЕТЕРОСИСТЕМЕ

ПОЛУСФЕРИЧЕСКАЯ НАНОЧАСТИЦА - КРИСТАЛЛ.

ГЛАВА 6 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ АНАЛИЗ СТРУКТУРЫ

МЕЖФАЗНЫХ ГРАНИЦ И ГРАНИЦ ЗЕРЕН.

6.1 ОРИЕНТАЦИЯ (001).

6.2 ОРИЕНТАЦИЯ (110).

Введение диссертация по физике, на тему "Механизм роста пленок и структура межфазных границ в металлической системе с большим размерным несоответствием"

Актуальность темы диссертации обусловлена следующим.

Во-первых, в последние годы активно ведутся работы по созданию короткопериодных многослойных гетероструктур как уникальных материалов, в которых могут реализоваться размерные эффекты многих физических свойств. Поэтому установление атомного механизма формирования пленок нанометровой толщины, закономерностей сопряжения на межфазной границе и ее атомной структуры становится актуальной задачей. Более того, как показывают результаты последних исследований, вклад межфазной границы в свойства гетеросистемы с уменьшением толщины ее слоев становится определяющим.

Цель работы. Исследование закономерностей формирования эпитаксиальных пленочных гетероструктур и релаксированной атомной структуры межфазных границ в системе Pd-Ni. Для этого решали следующие задачи:

1. Исследование размерной зависимости структуры и характера сопряжения на МГ при кристаллизации аморфной пленки Ni на поверхности (001) Pd;

2. Исследование эффекта третьей пленки при формировании трехслойной гетероструктуры (001) Pd-Ni-Pd;

3. Исследование ориентационной зависимости характера роста пленок в системе Pd-Ni;

4. Исследование релаксированной атомной структуры МГ с учетом размерного и ориентационного несоответствия в гетеросистеме монокристалл-наночастица;

5. Сравнительный анализ структуры межфазных и межзеренных границ.

Научная новизна. Показано, что в процессе формирования гетероструктуры (OOl)Pd-Ni-Pd возможна кристаллизация пленки Pd в параллельной ориентации с сохранением псевдоморфной структуры до толщины пленки Ni в 10 атомных слоев. Показана зависимость морфологии фронта роста и распределения концентрации атомов подложки в растущей пленке от ориентации гетероструктуры. Установлено, что при формировании релаксированной атомной структуры большеугловых межфазных границ кручения атомные перестройки затрагивают только фазу с большим параметром решетки.

Основные положения, выносимые на защиту: 1. Показано, что независимо от толщины пленки компенсация несоответствия в системе (OOl)Pd-Ni происходит посредством упругой деформации и дефектами упаковки (расщепленными дислокациями), при этом подтверждена зависимость остаточной упругой деформации от толщины пленки Ni;

2. Эффект толщины промежуточной эпитаксиальной пленки (Ni) в трехслойной гетеросистеме (OOl)Pd-Ni-Pd проявляется в сохранении параллельной ориентации верхней пленки Pd и ее бездефектной субструктуры до толщины в 10 атомных слоев;

4. В отличие от границ зерен релаксированная атомная структура МГ асимметрична относительно плоскости границы; в эпитаксиальных МГ асимметрия проявляется в субструктуре пленки, в большеугловых МГ кручения - в релаксационных перестройках, затрагивающих только решетку с большим параметром.

Практическая значимость работы. Результаты работы могут быть использованы для прогноза субструктуры, состав и морфологии тонкопленочных гетероструктур, многослойных пленочных композитов, а также поведения наночастиц на поверхности монокристаллов.

Фракталы и прикладная синергетика» (Москва, 2005); V-й школе-семинаре «Актуальные проблемы современной неорганической химии и материаловедения» (Москва, 2005).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 8 научных работ, в том числе 3 - в изданиях, рекомендованных ВАК РФ. В работах, опубликованных в соавторстве, лично соискателю принадлежат результаты молекулярно-динамического моделирования роста пленок и формирования пленочной гетероструктуры Pd/Ni/Pd.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, шести глав, выводов и списка литературы из 128 наименований. Работа изложена на 96 страницах и содержит 33 рисунка.

Заключение диссертации по теме "Физика конденсированного состояния"

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

Показано, что независимо от толщины пленки компенсация несоответствия в системе (OOl)Pd-Ni происходит посредством упругой деформации и дефектами упаковки (расщепленными дислокациями). Подтверждено, что остаточная упругая деформация уменьшается с увеличением толщины пленки Ni;

Эффект толщины промежуточной эпитаксиальной пленки (Ni) в трехслойной гетеросистеме (OOl)Pd-Ni-Pd проявляется в сохранении параллельной ориентации верхней пленки Pd и ее бездефектной субструктуры до толщины в 10 атомных слоев;

При росте пленки Ni на сингулярных поверхностях (001) и (110)Pd, а также на перестроенной поверхности (110) (с пропущенным рядом) образуются гетероструктуры: Pd - однослойная эпитаксиально-стабилизированная твердорастворная фаза - пленка твердого раствора, плавно переходящая в пленку Ni. Формирование такой гетероструктуры обеспечивает двухступенчатую упругую компенсацию несоответствия критической величины на начальных стадиях роста пленки; с увеличением ее средней толщины происходит релаксация упругой деформации: в гетеросистеме (OOl)Pd-Ni - посредством дислокаций несоответствия, в гетеросистеме (llO)Pd-Ni в направлении [110] -посредством дислокаций несоответствия и точечных дефектов, в направлении [001] - посредством частичных дислокаций, при этом сохраняется анизотропия деформации пленки. Поверхность фронта роста пленки на поверхности (110) более развита;

При росте пленки Ni на сингулярной поверхности (lll)Pd не происходит перемешивание компонентов, уже на начальных стадиях роста недеформированные островки-кластеры, т.е. сопряжение на межфазной границе некогерентное. Рост в гетеросистеме (lll)Pd-Ni может быть отнесен к механизму Фольмера и Вебера;

5. Релаксированная атомная структура МГ в гетеросистеме полусферическая наночастица - кристалл и дислокационная субструктура МГ формируются в течение первых ЗхЮ"11 с МД-отжига;

6. Релаксированная атомная структура МГ в исследуемом интервале разориентаций (до 30°) образуется сочетанием двух малоатомных структурных элементов. Установлена размерная зависимость в поведении наночастиц, проявляющаяся в переориентации частиц меньшего размера исходных ориентаций в окрестностях специальных ориентаций к ориентациям совпадения (Si/S2=l/1, 0=0°; £2/X!i=10/9, 0=18,1°; E2/Si=5/4, 0=26,6°) с образованием релаксированной атомной структуры соответственно эпитаксиальной и специальных МГ. Поворот островков подтверждает существование локальных минимумов энергии МГ;

7. Установлено, что релаксационные перестройки происходят в компоненте гетеросистемы полусферическая наночастица - кристалл с большим параметром решетки преимущественно посредством увеличения межатомных расстояний в ходе процесса образования структурных элементов, что позволяет избежать сближения атомов и повышения энергии вследствие ангармонизма межатомного взаимодействия.

Автор благодарит за оказанную помощь в подготовке диссертации научного руководителя, члена-корреспондента РАН, профессора Иевлева Валентина Михайловича, а также доктора физико-математических наук, профессора Косилова Александра Тимофеевича и доктора физико-математических наук, доцента Евтеева Александра Викторовича.

Список источников диссертации и автореферата по физике, кандидата физико-математических наук, Прижимов, Андрей Сергеевич, Воронеж

1. Нага К., 1.eda М., Ohtsuki О. Molecular-dynamics simulations for molecular-beam epitaxy: Overlayer growth pattern in two-component Lennard-Jones systems // Phys. Rev. B. - 1989. - Vol.39. - P. 9476-9485.

2. Schneider M., Rahman A., Schuller I.K. Role of Relaxation in Epitaxial Growth: A Molecular-Dynamics Study // Phys. Rev. Lett. 1985. - Vol.55. -P. 604-606.

3. Schneider M., Rahman A., Schuller I.K. Vapor-phase growth of amorphous materials: A molecular-dynamics study // Phys. Rev. B. 1986. - Vol.34. -P. 1802-1805.

4. Paik S.M., Das Sarma S. Dynamical simulation of molecular-beam epitaxial growth of a model ciystal // Phys. Rev. B. 1989. - Vol.39. - P. 1224-1228.

5. Aubin E., Lewis L.J. Growth of metallic superlattices by sequential deposition of atoms // Phys. Rev. B. 1993. - Vol.47. - P. 6780-6783.

6. Kelchner C.L., DePristo A.E. Molecular dynamics simulations of multilayer homoepitaxial thin film growth in the diffusion-limited regime // Surface Science. 1997. - Vol.393. - №1-3. - P. 72-84.

7. Daw M.S., Baskes M.I. Embedded-Atom Method: Derivation and Application to Impurities, Surfaces, and Other Defects in Metals // Phys. Rev. B: Solid State. 1984.-Vol.29.-№12.-P. 6443-6453.

8. Luedtke W.D., Landman U. Metal-on-metal thin-film growth: Au/Ni(001) and Ni/Au(001) // Phys. Rev. B. 1991. - Vol.44. - P. 5970-5972.

9. Gilmore C.M., Sprague J.A. Molecular-dynamics simulation of the energetic deposition of Ag thin films// Phys. Rev. B. 1991. - Vol.44. - P. 89508957.

10. O.Yang L., Rahman T.S. Structure and dynamics of an Ag overlayer on Ni(100): comparison of embedded atom and pair potential results // Surface Science. 1992. - Vol.278. - P. 407^113.

11. Luedtke W.D., Landman U. Stability and Collapse of Metallic Structures on Surfaces // Phys. Rev. Lett. 1994. - Vol.73. - P. 569-572.

12. Guan P., Mckenzie D.R., Pailthorpe B.A. MD simulations of Ag film growth using the Lennard-Jones potential // J. Phys.: Condens. Matter. -1996.-Vol.8.-P. 8753-8762.

13. Halicioglu Т., Pound G.M. Calculation of potential energy parameters form crystalline state properties // Physica Status Solidi (a). 1975. - Vol.30. -№2.-P. 619-623.

14. Zhang Qing-yu, Pan Zheng-ying, Tang Jia-yong Molecular dynamics simulation of energetic atom depositions of Au/Au(100) film // Acta phys. sin. Overseas Ed. 1999. - Vol.8. - №4. - P. 296-305.

15. Enhanced atomic mobility in pulsed laser deposition of Cu films / Y. Yue, Y. Ho, Z.Y. Pan et al. // Phys. Lett. A. 1997. - Vol.235. - №3. - P. 267270.

16. Gilmore C.M., Sprague J.A. Molecular dynamics simulation of defect formation during energetic Cu deposition // Thin Solid Films. 2002. -Vol.419.-№1-2.-P. 18-26.

17. Trushin O.S., Kokko K., Salo P.T. Film-substrate interface mixing in the energetic deposition of Ag on Cu(001) // Surface Science. 1999. -Vol.442.-№3.-P. 420-430.

18. Tersoff J. Modeling solid-state chemistry: Interatomic potentials for multicomponent systems // Phys. Rev. B. 1989. - Vol.39. - P. 5566-5568.

19. Бакай A.C., Братченко М.И., Фатеев М.П. Молекулярно-динамическое моделирование атомной структуры и физических свойств аморфных углеродных пленок // Сверхтверд, матер. 2000. - №5. - С. 3-9.

20. Kaukonen М.О., Nieminen R.M. Molecular-dynamics simulation of the growth of diamond-like films // Surface Science. 1995. - Vol.331-333. -Part 2.-P. 975-977.

21. Zhang Q.Y., Bauer-Grosse E. Reaction probabilities of energetic species at growing diamond film surfaces by molecular dynamics simulation // Acta Met. Sin. -2002. Vol.15. -№1. - P. 131-135.

22. Tatusya 0., Osamu U., Matsuhei N. Fundamental processes of microcrystalline silicon film growth: a molecular dynamics study // Surface Science. 2000. - Vol.458. -№1-3. - P. 216-228.

23. Бочкарев В.Ф., Наумов B.B. Молекулярно-динамическое моделирование процессов роста пленок Si // Тонкие пленки в электронике: Материалы VI международного симпозиума, Москва-Киев-Херсон. 1995. - С. 10-14.

24. Ramana Murty М. V., Atwater Harry A. Silicon epitaxy on hydrogen-terminated Si(001) surfaces using thermal and energetic beams // Surface Science. 1997. - Vol.374. - №1-3. - P. 283-290.

25. Xiang-Yun Guo, Pascal Brault Early stages of silicon nitride film growth studied by molecular dynamics simulations // Surface Science. 2001. -Vol. 488.-№1-2.- P. 133-140.

26. Klaver P., Thijsse B. Thin Та films: growth, stability, and diffusion studied by molecular-dynamics simulations // Thin Solid Films. 2002. - Vol.413. -№1-2.-P. 110-120.

27. The structure and stability of P-Ta thin films / A. Jiang, T.A. Tyson, L. Axe et al. // Thin Solid Films. 2005. - Vol.479. - №1-2. - P. 166-173.

28. Molecular dynamics, Monte Carlo and their hybrid methods: applications to thin film growth dynamics / Jun-ichiro Takano, Osamu Takai, Yoshiaki Kogure et al. // Thin Solid Films. 1998. - Vol.334. - №1-2. - P. 209-213.

29. Simulation of atomic-scale surface migration in homoepitaxial growth using embedded-atom method potentials for gold / Takano Jun-ichiro, Takai Osamu, Kogure Yoshiaki et al. // Thin Solid Films. 1998. - Vol.318. -№1-2.-P. 52-56.

30. Doyama Masao Crystal growth study using combination of molecular dynamics and Monte Carlo methods // Bull. Mater. Sci. 1999. - Vol.22. -№5.-P. 835-842.

31. An integrated kinetic Monte Carlo molecular dynamics approach for film growth modeling and simulation: Zr02 deposition on Si(100) surface / A.A. Knizhnik, A.A. Bagaturyants, I.V. Belov et al. // Comput. Mater. Sci. -2002.-Vol.24.-№1-2.-P. 128-132.

32. Kinetic Monte Carlo molecular dynamics investigations of hyperthermal copper deposition on Cu(lll) / J.M. Pomeroy, J. Jacobsen, C. Hill et al.// Phys. Rev. B. - 2002. - Vol.66. - №23. - P. 235412/1-235412/8.

33. Jacobsen J., Cooper B.H., Sethna J.P. Simulations of energetic beam deposition: From picoseconds to seconds // Phys. Rev. B. 1998. - Vol.58. -P. 15847-15865.

34. Henkelman G., Jonsson H. Multiple Time Scale Simulations of Metal Crystal Growth Reveal the Importance of Multiatom Surface Processes // Phys. Rev. Lett. -2003.-Vol.90.-P. 116101/1-116101/4.

35. Self-learning kinetic Monte Carlo method: Application to Cu(lll) / O. Trashin, A. Karim, A. Kara et al. // Phys. Rev. B. 2005. - Vol.72. - P.115401/1-115401/9.

36. Basham M., Montalenti F., Mulheran P.A. Multiscale Modeling of Island Nucleation and Growth During Cu (100) Homoepitaxy // Phys. Rev. B. -2006. Vol.73. - P. 045422/1-045422/10.

37. Luedtke W.D., Landman U. Stability and Collapse of Metallic Structures on Surfaces // Phys. Rev. Lett. 1994. - Vol.73. - P. 569-572.

38. Hamilton J.C. Dislocation nucleation rates during submonolayer growth of heteroepitaxial thin films // Phys. Rev. B. 1997. - Vol.55. - №12. - P. 7402-7405.

39. Gartner К., Weber В. Molecular dynamics simulations of solid-phase epitaxial growth in silicon // Nucl. Instrum. and Meth. Phys. Res. B. 2003. -Vol.202.-P. 255-260.

40. Xu J. L., Feng J. Y. Molecular-dynamics simulation of Sij.xGex epitaxial growth on Si(100) // Nucl. Instrum. and Meth. Phys. Res. B. 2004. -Vol.217. -№1,- P. 33-38.

41. Yue Y., Ho Y.K., Pan Z.Y. Molecular-dynamics study of transient-diffusion mechanisms in low-temperature epitaxial growth // Phys. Rev. B. 1998. -Vol.57.-№11.-P. 6685-6688.

42. Molecular dynamics simulation of Co thin films growth on Cu(001) / N. Levanova, V.S. Stepanyuk, W. Hergert et al. // Surface Science. 1998. -Vol.400.-№1-3.-P. 54-62.

43. Surface Diffusion of Pt on Pt(110): Arrhenius Behavior of Long Jumps / T.R. Linderoth, S. Horch, E. Lasgsgaard et al. // Phys. Rev. Lett. 1997. -Vol.78. - №26. - P. 4978-4981.

44. Jacobsen J., Jacobsen K.W., Sethna J.P. Rate Theory for Correlated Processes: Double Jumps in Adatom Diffusion // Phys. Rev. Lett. 1997. -Vol.79. - №15. - P. 2843-2846.

45. Xie Guo-Feng, Wang De-Wu, Ying Chun-Tong Моделирование с помощью молекулярной динамики диффузии адатомов Gd на поверхности (110)Си // Wuli xuebao. 2003. - Vol.52. - №9. - P. 22542258.

46. Transition from One- to Two-dimension Growth of Cu on Pd(l 10) Promoted by Cross-exchange Migration / J.-P. Bucher, E. Hahn, P. Fernandez et al. // Europhys. Lett. 1994. - Vol.27. - №6. - P. 473-478.

47. Stumpf R., Scheffler M. Ab initio calculations of energies and self-diffusion on flat and stepped surfaces of Al and their implications on crystal growth // Phys. Rev. B. 1996. - Vol.53. - №8. - P. 4958-4973.

48. Graham G.W., Schmitz P.J., Thiel P.A. Growth of Rh, Pd, and Pt films on Cu(100) // Phys. Rev. B. 1990. - Vol.41. - №6. - P. 3353-3359.

49. Garofalini S.H., Halicioglu T. Mechanism for the self-diffusion of Au and Ir adatoms on Pt(l 10) surface // Surface Science. 1981. - Vol.104. - №1. -P. 199-204.

50. Евтеев A.B., Косилов A.T., Соляник C.A. Атомные механизмы и кинетика самодиффузии на поверхности Pd (001) // ФТТ. 2004. - Т.46. -С. 1723-1726.

51. ЕАМ study of surface self-diffusion of single adatoms of fee metals Ni, Cu, Al, Ag, Au, Pd, and Pt / C.L. Liu, J.M. Cohen, J.B. Adams et al. // Surface Science. 1991. - Vol.253. - P. 334-344.

52. Давыдов С.Ю. Расчет энергии активации поверхностной самодиффузии атомов переходных металлов // ФТТ. 1999. - Т.41. -№1. - С. 11-14.

53. Компьютерное моделирование роста в присутствии поверхностно-активного вещества / I. Akira, S. Yasushi, I. Minoru et al. // Ibaraki daigaku kogakubu kenkyu hokoku. 1996. - Vol.44. - P. 13-17.

54. Lugscheider E., von Hayn G. Simulation of the film growth and film-substrate mixing during the sputter deposition process // Surface and Coatings Technology. 1999.-Vol. 116-119.-P. 568-572.

55. Molecular dynamics simulation on the deposition behavior of nanometer-sized Au clusters on a Au (001) surface / S.-C. Lee, N. Hwang, B.D. Yu et al. // J. of Crystal Growth. 2001. - Vol.223. - №1-2. - P. 311-320.

56. Hwang N., Hahn J., Yoon D. Charged cluster model in the low pressure synthesis of diamond // J. of Crystal Growth. 1996. - Vol.162. - №1-2. -P. 55-68.

57. Molecular dynamics simulation for ionized cluster beam deposition / Kang Нее Jae, Lee Min Wha, Kim Jong Ho et al. // Nucl. Instrum. and Meth. Phys. Res. B. 1997. - Vol.121. - №1-4. - P. 53-57.

58. Kang Jeong Won, Hwang Ho Jung Molecular dynamics simulations of energetic aluminum cluster deposition // Comput. Mater. Sci. 2002. - Vol. 23.-№1-4.-P. 105-110.

59. Upper size limit of complete contact epitaxy / K. Meinander, J. Frantz, K. Nordlund et al. // Thin Solid Films. 2003. - Vol.425. - №1-2. - P. 297303.

60. Lu H.W., Xie J.Q., Feng J.Y. Simulation study on Si and Ge film growth by cluster deposition // Nucl. Instrum. and Meth. Phys. Res. B. 2000. -Vol.170.-№1-2.-P. 71-78.

61. Gspann J. Similarities and Differences between Atomic Nuclei and Clusters // The American Institute of Physics, New York. 1998. - P. 299.

62. Yamaguchia Y., Gspann J. Large-scale molecular dynamics simulations of high energy cluster impact on diamond surface // Eur. Phys. J. D. 2001. -Vol.16.-P. 103-106.

63. Иевлев B.M., Бугаков A.B., Трофимов В.И. Рост и субструктура конденсированных пленок. Воронеж: Изд-во ВГТУ, 2000. 386 с.

64. Иевлев В.М., Трусов Л.И., Холмянский В.А. Структурные превращения в тонких пленках. М.Металлургия, 1982. - 248с.

65. Бугаков А.В., Иевлев В.М., Гапонов А.А. Компьютерное моделирование трехслойных пленочных систем: ориентация и субструктура // Вестник ВГТУ: Сер. Материаловедение. 2000. - Вып. 1.8.-С. 61-63.

66. Barnard J.A., Ehrhardt J.J. Low-energy electron diffraction observations of the thermal evolution of 0.5-3.0 ML Pt/Ni(l 11) // J. Vac. Sci. Technol. A. -1990. Vol.8. - №6. - P. 4061-4068.

67. Бугаков A.B., Иевлев B.M., Тураева Т.JI. Специальные межфазные границы в системах с большим несоответствием параметров кристаллических решеток // ФТТ. 1990. - Т.32. - №9. - С. 2711-2718.

68. A molecular dynamics study of an Au/Cu(001) interface / Jimenez-Saez J., Dominguez-Vazguez J., Perez-Martin A.M.C. // Nanotechnology. 2002. -Vol.13. -№3. - P. 324-329.

69. Бугаков A.B., Иевлев B.M., Ирхин Б.П. Энергия и релаксированная атомная структура межфазной границы в металлических системах с ГЦК-решеткой: энергия границ различных ориентаций // Поверхность. 1993.-№2.-С. 97-106.

70. Моделирование структурных и субструктурных превращений при кристаллизации аморфной пленки Ni на подложке Pd (001) / А.А. Дмитриев, А.В. Евтеев, Д.Г. Жиляков и др. // Вестник ВГТУ. Серия материаловедение. Воронеж: ВГТУ, 2002. -Вып.1.12. - С. 74-76.

71. Атомная структура межзеренных границ / Под ред. А.Н. Орлова // М.:Мир, 1978.

72. Структура межкристаллитных и межфазных границ / Косевич В.М., Иевлев В.М., Палатник JI.C., Федоренко А.И. М.:Металлургия, 1980. -256с.

73. Орлов А.Н., Перевезенцев В.Н., Рыбин В.В. Границы зерен в металлах. -М.:Металлургия, 1980.- 156с

74. Бокштейн Б.С., Копецкий Ч.В., Швиндлерман JI.C. Термодинамика и кинетика границ зерен в металлах. М.Металлургия, 1986. - 224с.

75. Копецкий Ч.В., Орлов А.Н., Фионова JI.K. Границы зерен в читых материалах. -М. Металлургия, 1987. 158с.

76. Евтеев А.В., Левченко Е.В., Косилов А.Т. Компьютерное моделирование в физике конденсированных сред. Воронеж: изд-во ВГТУ, 2005.- 110с.

77. Лагарьков А.Н., Сергеев В.М. Метод молекулярной динамики в статической физике // УФН. 1978. - Т. 125. - №3. - С. 409-448.

78. Полухин В.А., Ухов В.Ф., Дзугутов М.М. Компьютерное моделирование динамики и структуры жидких металлов. М.: Наука, 1981.-323с.

79. Полухин В.А., Ватолин Н.А. Моделирование аморфных металлов. М.: Наука, 1985.-288с.

80. Verlet L. Computer Experiments on Classical Fluids. I. Thermodynamic Properties of Lennard-Jones Molecules // Phys. Rev. 1967. - Vol.159. - P. 98-103.

81. Евтеев А.В., Косилов А.Т., Миленин А.В. Компьютерное моделирование кристаллизации аморфного железа в изохронных условиях // Письма в ЖЭТФ. 2000. - Вып.71. - №5. - С. 294-297.

82. Борн М., Кунь X. Динамическая теория кристаллических решеток. -М.: ИЛ, 1958.-488 с.

83. Dynamics of Radiation Damage / J.B. Gibson, A.N. Goland, M. Milgram et al. // Phys. Rev. 1960. - Vol.120. - №4. - P. 1229-1253.

84. Beeman D. Some Multistep Methods for use in Molecular Dynamics Calculations //J. Comput. Phys. 1976. - Vol.20. - P. 130-139.

85. Rahman A. Correlations in the Motion of Atoms in Liquid Argon // Phys. Rev. A: Gen. Phys. 1964. - Vol.136. - P. 405-411.

86. Химмельблау Д. Методы нелинейной оптимизации. М.: Мир, 1975. -432с.

87. Foiles S.M. Application of method embedded-atom to liquid transition of metals // Phys. Rev. B. 1985. - Vol.32. - №6. - P. 3409-3415.

88. Дмитриев А.А., Евтеев A.B., Косилов A.T. Применение метода погруженного атома для моделирования кристаллизации и плавления тонкой пленки меди // Поверхность. Рентгеновские, нейтронные и синхротронные исследования. 2003. - №5. - С. 74-78.

89. Clementi Е., Roetti С. Roothan-Hartree-Fock Atomic Wave Functions // At. Data Nucl. Data Tables. 1974.-Vol.14.-№3-4.-P. 177-324.

90. Foiles S.M. Calculation of the Surface Segregation of Ni-Cu Alloys with the Use of the Embedded-Atom Method // Phys. Rev. B. 1985. - Vol.32. -№12. -P. 7685-7693.

91. Белащенко Д.К. Структура жидких и аморфных металлов. М.: Металлургия, 1985. - 192 с.

92. Ю1.Бугаков А.В, Иевлев В.М. Структура межфазных границ (111)ГЦК-(1 Ю)ОЦК в металлических системах // ФММ. 1995. - Т.79. - №4. - С. 119-127.

93. Large strains in the epitaxy of Cu on Pt{001} / Y.S. Li, J. Quinn, H. Li et al. //Phys. Rev. B.- 1991. Vol.44.-№15.- P. 8261-8266.

94. Chao S.S., Knabbe E.A., Vook R.W. Auger line shape changes in epitaxial (11 l)Pd/(l 1 l)Cu films // Surface Science. 1980. - Vol.100. - P. 581-589.

95. Структурная самоорганизация в металлической гетеросистеме кристалл-монослойная пленка с большим размерным несоответствием компонентов / А.А. Дмитриев, А.В. Евтеев, В.М. Иевлев и др. // Доклады АН. 2004. - Т.396. - №3. - С. 1-4.

96. Ю5.Молекулярно-динамическое моделирование ориентированного роста Ni на (001)Pd / А.С. Прижимов, А.В. Евтеев, В.М. Иевлев // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение. 2004. - Вып. 1.16. - С. 78-81.

97. Ю7.0риентационная зависимость гетероэпитаксиального роста пленок Ni на Pd / А.С. Прижимов, В.М. Иевлев, А.Т. Косилов и др. // Фракталы и прикладная синергетика 2005: Сборник статей. Москва, Интерконтакт-Наука, 2005. - С. 52-53.

98. Ориентационная зависимость гетероэпитаксиального роста пленок Ni на Pd / А.С. Прижимов, А.В. Евтеев, В.М. Иевлев и др. // ФММ. 2006. -Т. 101-№6.- С. 630-637.

99. Структурные и субструктурные превращения при росте пленок Ni на сингулярных поверхностях кристалла Pd / А.С. Прижимов, А.В. Евтеев, В.М. Иевлев и др.// Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение. -Воронеж, 2005. Вып. 1.17. - С. 31-36.

100. Косевич В.М., Космачев С.М., Карповский М.В. Конденсационно-стимулированная зернограничная диффузия в двухслойных пленках золото-серебро // Поверхность. Физика, химия, механика. 1986. - №8. -С. 151-152.

101. И2.Барабаш О.М., Коваль Ю.Н. Структура и свойства металлов и сплавов. Кристаллическая структура металлов и сплавов. Киев: Наук, думка, 1986. 598 с.

102. An XPD and LEED study of highly strained ultrathin Ni films on Pd(100) / M. Petukhov, G.A. Rizzi, M. Sambi et al. // Appl. Surface Sci. 2003. -Vol.212-213.-P. 264-266.

103. Копецкий Ч.В., Орлов A.H., Фионова JI.K. Границы зерен в чистых материалах. М.:Металлургия, 1987. 158 с.

104. Тураева Т.JI. Специальные межфазные границы в пленочных системах Ag-Cu и Au-Pt // Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Изд-во ВГТУ, Воронеж. 1990. - 16 с.

105. Бугаков А.В., Иевлев В.М. Энергия и релаксированная атомная структура межфазных границ в металлических системах с ГЦК-решеткой: структура границ (001) // Поверхность. 1994. - №7. - С. 2436.

106. Нанотехнология в ближайшее десятилетие. Прогноз направления исследований. / Под ред. М.К. Роко, Р.С. Ульямса, П. Аливисатоса. Мир, М.-2002.-292 с.

107. Shieu F.-S., Sass S.L. Experimental and theoretical studies of the dislocation structure of NiO-Pt interfaces // Acta Metallurgica et Materialia. 1990. - Vol.38. - №9. - P. 1653-1667.

108. Bollmann W. //Phil. Mag. 1967. - Vol.16. - P. 363-381;383-399.

109. Schober Т., Ballufi R.W. // Phil. Mag. 1969. - Vol.20. - №165. - P. 511518.

110. Schober Т., Ballufi R.W. // Phil. Mag. 1970. - Vol.21. - P. 109-123.

111. Schober Т., Ballufi R.W. // Phys. stat. sol. 1971. - Vol.44. - P. 103-114.

112. О структуре малоугловых границ кручения в плоскости (001) / В.М. Иевлев, B.C. Постников, К.С. Соловьев и др. // ФТТ. 1972. - Т. 14. - С. 1529-1530.

113. Исследование структуры границ зерен / В.М. Иевлев, B.C. Постников, К.С. Соловьев и др. // ФТТ. 1974. - Т.39. - С. 124-132.

114. Структура межкристаллитных и межфазных границ / В.М. Косевич, В.М. Иевлев, JI.C. Палатник и др. М.:Металлугия, 1980. 256с.

115. Иевлев В.М. Структура поверхностей раздела в пленках металлов. -М.:Металлугия, 1992. 173с.