Особенности структуры, фазовых состояний и магнитных свойств нанокристаллических композиционных пленок 3d-металлов, полученных сверхбыстрой конденсацией тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.11 ВАК РФ

На правах рукописи

ЖИГАЛОВ Виктор Степанович

ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВЫХ СОСТОЯНИЙ И МАГНИТНЫХ СВОЙСТВ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ

КОМПОЗИЦИОННЫХ ПЛЕНОК 3<1-МЕТАЛЛОВ, ПОЛУЧЕННЫХ СВЕРХБЫСТРОЙ КОНДЕНСАЦИЕЙ

01.04.11 - физика магнтных явлений

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Красноярск - 2003

Работа выполнена в Институте физики им. Л.В. Кирснского СО РАН

и Научно-исследовательском физико-технологическом институте Минобразования РФ Красноярского государственного технического

университета

Научный консультант: доктор физико-математических наук, профессор ИСХЭКОВ P.C.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор > Ермаков А.Е.

Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург доктор физико-математических наук, профессор Елсуков Е.П.

Физико-технический институт УрО РАН, г. Ижевск доктор физико-математических наук, профессор Ким П. Д.

Институт физики СО РАН, г. Красноярск

Ведущая организация:

Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург

Защита состоится «•2/» « ¡{ ЬрХ, » 2003 года в часов в актовом зале на заседании диссертационного совета Д 003.055.02 при Институте физики им. Л.В. Киренского СО РАН по адресу: 660036, г. Красноярск, Академгородок, Институт физики СО РАН,

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФ СО РАН.

Автореферат разослан « 2 » UKS>JJL 2003 г.

Ученый секретарь

ических наук

/

доктор физико-математических наук П АплеснинС.С.

ОЗ-Л

125-08

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. В последнее время вырос интерес к исследованию материалов с нанокристаллической структурой, так как обнаружилось, что уменьшение размера кристаллитов (или любых других структурных образований) ниже некоторой пороговой величины приводит к радикальному изменению физических свойств этих материалов. Началом новому випсу исследований в этой области физического материаловедения послужили, с одной стороны, тенденции дальнейшей миниатюризации устройств микроэлектроники; с датой стороны, появление работ середины 80-х годов, в которых дана классификация таких материалов. При этом заслугой Глейтера (автора данных работ) можно считать не только объединение большого класса различных материалов (таких, как ультрадисперсных, композиционных, гранулированных, порошков и т.д.) в единый класс наноструктурных материалов, объединенных одним свойством - размером структурных образований, но и выявление особенностей свойств, характерных для них. Эти особенности, так же как и размер нанокри-сталлигов, являются физической причиной разнообразных свойств в данных материалах.

На пути миниатюризации электронных компонентов современная нано-технология добилась того, что стало возможным контролируемое изготовление устройств с характерными размерами элементов менее одной десятой доли микрометра. В таких устройствах могут наблюдаться яркие физические эффекты, определяющие новое направление современной физики, которое получило название «нанофизика». В рамках этого направления физических и технических исследований значительную часть занимают магнитные материалы.

Интерес к магнитным материалам с нанокристаллической структурой (ИКС) обусловлен рядом уже установленных причин. Во-первых, специфика материалов с ИКС приводит к необычным кооперативным магнитным явлениям . Во-вторых, в нанокристаллических материалах атомная структура пограничных областей отличается от атомной структуры объема зерен, что приводит к новым явлениям, например, к появлению ферромагнитного порядка в меж-кристаллитных областях нанокристаллических материалов, кристаллические аналоги которых не ферромагнитны. В-третьих, в подобных материалах нет доменной структуры в привычных представлениях, так как каждый кристаллит нанокристаллического образца является ферромагнитным монодоменом. В-четвертых, для нанокристаллических объектов характерны необычные гис-терезисные свойства, чего влияет на процессы перемагничивания.

Однако прогресс в изучении нанокристаллических магнитных материалов, связывается с возможностью их компактирования. Пленочные нанокристаляи-ческие и наногранулированные материалы являются одним из видов компах-тированных материалов. Изучение особенностей свойств, связанных как с размером кристаллитов, так и с характером их пространственного распределения в пленочных образцах может быть проведено с привлечением более широкого круга методик, чем в случае объемных материалов.

При рассмотрении свойств нанокристаллических материалов всегда имеют в виду их метастабильность, которая является следствием высокой энергозагруженности таких материалов, при этом особенность нанокристаллического состояния по сравнению с другими известными неравновесными метастабиль-ными состояниями заключается в отсутствии соответствующего ему по структуре и развитости границ равновесного состояния. В этом плане метастабильность является мощным инструментом поиска новых материалов с новыми неизвестными свойствами.

Объектом интенсивных экспериментальных и теоретических исследований является проблема магнетизма в метастабильных структурах Зё-металлов, таких как I 'ЦК-Ре, ГПУ-Ре, ОЦК-Со, П1У-№, т.е. в атомных структурах тер-модишмически неустойчивых в обычных условиях. Существует значительное количество работ, в которых самосогласованно (минимизация суммы энергий магнитной и упругой систем) изучается тип магнитного порядка и зависимость магнитного момента на атом от радиуса Вигнера-Зейтца или объема на атом.

Остается большое число нерешенных проблем в пленочных образцах, так как трудно предсказать свойства пленок, в которых значительную роль играют взаимодействия наночасгац между собой и с подложкой, при огромном влиянии размерных и поверхностных эффектов, накладываемых частицами, их границами и поверхностью пленок. Значительную сложность в изучении, среди различных типов НСМ, представляют нанокомпозитные пленки с гранулированной морфологией (нанокристаллюы, разделенные немагнитной прослойкой). Перечисленные проблемы пленок магнитных материалов с нанокристал-лической структурой являются предметом исследований в данной работе.

Таким образом, исследование нанокристаллических материалов и их пленочных аналогов является весьма актуальным в настоящее время, как в научном плане, так и для их практического использования

Целью работы является исследование особенностей свойств, атомной структуры и фазовых превращений в нанокристаллических пленочных образцах 3<1-металлов, полученных способом высокоскоростной конденсации в композиции с углеродом, азотом и диэлектриком.

Задачи настоящей работы можно сформулировать в виде:

1. Разработка технологии получения пленок переходных металлов с нанок-ристаялической структурой и пленок с наногранулированной морфологией со сверхвысокими скоростями конденсации; отработка параметров и условий получения однофазных карбидных и азотисгых соединений.

2. Комплексное исследование свойств и структурных характеристик пленочных образцов в исходном метастабильном состоянии.

3. Изучение последовательности фазовых и структурных превращений в нанокристаллических карбидных и азотистых соединениях Зё-переходных металлов в результате температурного воздействия в виде нагрева, отжига, облучений (определение условий перехода структуры пленок в равновесное состояние).

4. Рассмотреть механизмы и модельные представления эффектов и явлений, сопровождающих фазовые переходы при температурной релаксации (влияние межфазных границ, синергетика и процессы самоорганизации).

5. Исследовать свойства, механизмы и порядок фазовых превращений в на-нокомпозитных пленках системы переходной металл-диэлектрик с нано-гранулированной структурой в зависимости от величины разбавления (концентрационные зависимости свойств и структурных превращений).

Методы исследования.

Для исследований по теме данной диссертации использовались современные спектроскопические исследования с использованием эффектов Мес-сбауэра, ядерного магнитного резонанса, высокочастотные резонансы (ФМР и СВР) оптические и магнитооптические измерения, методики электрических, магнитных, рентгеновских, фотоэлектронных и других измерений, разработанные в лабораториях Института физики СО РАН, Института химии СО РАН, Института физики полупроводников СО РАН, Исследовательского центра син-хротронного излучения Института ядерной физики СО РАН, Московского государственного университета, Красноярского государственного технического университета, Красноярского научно-исследовательского физико-технологического института Минобразования РФ и многих других научных учреждений.

Достоверность результатов исследований обеспечивается использованием сверхвысоковакуумного оборудования, хорошо разработанной технологии импульсно-шгазменного распыления с применением лазерного поджига для получения образцов, надежной их паспортизации и применением современного аналитического оборудования для исследования. В обсуждении используются фундаментальные физические представления, анализ литературы и достаточно надежная апробация в виде докладов да многочисленных конференциях и опубликование основных результатов в центральных отечественных и зарубежных научных журналах.

Научная новизна данного исследования заключается в следующем:

1. Разработанная методика импульсно-плазменного распыления (ИПР) для получения образцов позволила максимально диспергировать кристаллическую структуру за счет дискретности технологического процесса и сверхвысоких скоростей конденсации.

2. Объектом наших исследований являются образцы толщиной более 50 нм. Последнее указывает на достижение собственного метастабильного состояния, удерживаемого активационным барьером, а не внешним воздействием. Несмотря на значительный интерес к изучению метастабильных фаз, нам не известны работы, в которых метастабильные конденсаты имели бы толщины 50 и более монослоев.

3. Предметом изучения в представленной работе являются пересыщенные растворы углерода и азота в переходных металлах (растворы внедрения), в которых степень пресыщения в десятки раз превышает достижимые в равновесных растворах и растворы замещения в системе металл-диэлектрик. В связи с этим весьма необычными являются последовательности фазовых и структурных превращений в результате температурной релаксации.

4. Впервые определены параметры (паспортные данные) для пленок гомогенных карбидных и шггридньгх соединений переходных Зс1-металлов, многие из которых являются фазами высокого давления.

5. В работе рассмотрены эффекты, обусловленные нанокристашшческим состоянием исследуемых образцов, включая процессы синергетики и самоорганизации в ходе термической релаксации.

Практическая значимость и реализация результатов работы.

1. Работа выполнялась в соответствии с научно-техническими программами ГК1Н при СМ СССР и планами научных исследований Института физики им. Л.В. Киренского СО РАН по теме «Новые магнитные материалы микроэлектроники», утвержденными ученым советом института.

2. Технологические исследования, являющиеся частью диссертационной работы, были использованы при выполнении опытно-конструкторских (ОКР) и научно-исследовательских работ (НИР) с рядом ведущих предприятий страны по разработке и изготовлению датчиков слабых магнитных полей (темы 8104, 8301 и 8308) и по внедрению опытной технологии изготовления магнитометрических преобразователей (тема «Кречет» НПО «УРАН»). По результатам работ были оформлены 6 отчетов.

3. Технологические исследования, включающие разработку технологии и оборудования импульсно-плазменного распыления были выполнены в рамках Межвузовской научно-технической программы «(Плазменные, ионные и электронные комплексные упрочняющие технологии» (П.Т.409. «ЭЛЕКТРОФИЗИКА 1998-2000») в 1998-1999 годах. По результатам работы опубликована статья и оформлен отчет.

4. Основные результаты исследований, предложения на внедрение, а также разработки новых технологий, оборудования и нанокомпозитных и магнитных материалов докладывались на научно-технических конференциях и семинарах страны. Сделано 43 доклада.

5. Работа автора в области научно-технических разработок заняла 1-е место в конкурсе прикладных работ, проводимых СО РАН разработанные автором в соавторстве магнитные, многослойные материалы для магнитометрических приложений выставлялись на выставке достижений народного хозяйства СССР (ВДНХ), исследования по этим материалам вошли в том достижений Академии наук СССР за 1982-83 годы.

6. Предложенные в качестве носителей для записи информации и для ее считывания разработки некоторых машитогогеночных материалов системы 3(1-металл-диалектрик признаны изобретением. На изобретения получены 4-е авторских свидетельства.

7. В работе обнаружены и исследованы эффекты, которые предложены для практического использования: отсутствие напряжений в пленках системы металл-диэлектрик; нулевые значения термического коэффициента электросопротивления в пленках Ре-С, Со-С, Ре-№-(8Ю); низкокоэрцитивное состояние (< ОД Э) с переходом в высококоэрцитивное (для устройств памяти на плоских магнитных доменах, для данных устройств проведены специальные исследования на эффективность продвижения доменов по каналам); высокие СВЧ-свойства (ДН < 20 Э на частоте/= 9ГГц); увеличение маяниторезистив-ного эффекта с 1,8 до 4,1 % для пленок пермаллоя с добавкой увеличение магнитооптического вращения (2/0 почти на 40 %, за счет этого увеличение магнитооптической добротности (2/%) с 0,02 до 0,15; визуализация полей

рассеяния, что позволяет проводить контроль как качества сред для записи информации, так и самой информации и т.д.

На защиту выносятся.

1. Технология импульсно-плазменного распыления переходных металлов; инженерные решения, используемые при создании технологических установок, распылительных устройств; отработанные условия изготовления нанокри-сталлических образцов. Оборудование, обеспечивающее получение образцов в высоком вакууме (без напуска рабочего газа) в условиях сверхбыстрой конденсации (более 104 нм/с) при длительности импульса ~ 10^ с, с высокой скоростью охлаждения (порядка 108 К/с), со сплошностью заполнения подложек конденсатом при толщинах менее 2 нм.

2. Результаты исследования пленочных образцов 3<1-металлов, находящихся в метастабильном нанокристаплияеском состоянии (с размером структурных образований менее 3 нм) и с пересыщенным раствором углерода или азота (более 20 ат.% при предельной растворимости в равновесных условиях не более 0,2 ат.%). Достигнутое пересыщение и метастабильносп. является стабильным при обычных условиях.

3. Установленные корреляции для данных материалов: свойства - размер кристаллитов, свойства - концентрация примесей внедрения (углерод, азот) и примесей замещения (моноокись кремния). Структурные особенности нанок-ристаллического состояния.

4. Последовательности фазовых превращений в пленках пересыщенных твердых растворов Зё-металлов в ходе температурной релаксации в зависимости от концентрации углерода. Синтез метастабильных, гомогенных карбидных фаз железа, кобальта и никеля е-Ре^С (х = 2 - 8), у-^е^г, Х ~ Ре^, е-№3С, С03С и Со2С; параметры атомной кристаллической решетки, а также основные электрические, магнитные характеристики, параметры эффекта Мессбауэра, ядерного магнитного резонанса и СВЧ-свойств.

5. Особенности физических свойств в синтезированных, метастабильных нитридных фазах типа е-БезЫ, е-Ре^, е-№(М, С-Ре^М; условия реализации фазового перехода е-№зМ —»е-ЩМ Структурные и магнитные параметры гомогенных метастабильных нитридных фаз железа и никеля.

6. Особенности электронной структуры и физических свойств Зё-металлов и их сплавов (Те№), легированных малым количеством диэлектрика (менее 2 - 3 об.% 810), которые заключаются в увеличении намагниченности насыщения, магнитооптических и магниторезистивных параметров; уменьшении механических напряжений, удельного электросопротивления, ширины линии ферромагнитного резонанса и величины коэрцитивной силы.

7. Установленную последовательность фазовых превращений в системе металл - моноокись кремния при изменении концентрации диэлектрика от 0 до 100 об.% в виде: легированные ферромагнетики —* разбавленные — однодо-менные (кластерная структура) —» суперпарамагнитное состояние —► парамагнетик —> диэлектрик. Особенности магнитных, магнитооптических, электрических и оптических свойств каждой фазы с границей перколяции, равной 47 об.%. вЮ.

8. Эффекты нанокристашшческого состояния в пленках 3<1-металлов в виде: взрывной перекристаллизации наноструктуры; множественного двойнико-вания; образования фрактальной структуры, самораспространяющегося высокотемпературного синтеза в системе нанокристаллический ферромагнетик -моноокись кремния (SiO).

Личный вклад автора. В представленной работе технологическая часть, включая разработку процесса, схемное решение оборудования и его изготовление, получение образцов, их паспортизация и термическая обработка, выполнена лично автором. В дальнейшем роль автора заключалась в постановке проблемы и задачи на исследование, в измерениях большей часта магнитных и электрических свойств, в обсуждении с соавторами результатов эксперимента и в написании статей в журналах и работ для опубликования в материалах конференций. В экспериментальной части роль автора также заключалась в постановке заданий на другие измерения, используемые в диссертации. При этом мессбауэровские исследования образцов Fe(C), Fe(N) были выполнены д.ф-.м.н. Баюковым O.A., анализ образцов методом ядерного магнитного резонанса - к.ф.-м.н. Мальцевым В.К. Большая часть результатов по магнитным свойствам получена с участием с.н.с. Мягкова В.Г., к.ф.-м.н. Бадаева А.Д., к.ф.-м.н. Польского А.И. Ряд теоретических моделей были предложены д.ф-.м.н. Ерухимовым М.Ш., к.ф.-м.н. Столяром C.B. Рентгеноструктурные, реттенофлуоресцетные и электрономикроскопические исследования проведены к.ф.-м.н. Бондаренко Г.В., к.ф-.м.н. Квеглис Л.И., к.ф-.м.н. Жарковым С.М. и Бондаренко Г.Н., рентгеновские фотоэлектронные и Оже-спектры

- сотрудником Института полупроводников Кеслером В.Г.

Апробация работы. Результаты, изложенные в диссертации, докладывались на Международных коллоквиумах «Magnetic Films and Surfaces» (Регенс-бург, 1975; Дюссельдорф, 1994): на международных конференциях <dnter-nosional Symp. on Magnetism» (Warsaw, 1994; Москва, 1999); на международной конференции «Magn.multilayers and low dimenns.magn.» (Ekaterinburg, Russia, 1994), на международной конференции NANO-2 (Herald of Russian Acad. Tech. Sei. 1994); на Всесоюзных конференциях по физике магнитных явлений (Донецк, 197?; Харьков, 1979; Пермь, 1981); на Всероссийских конференциях -школа-семинар «Новые магнитные материалы микроэлектроники» (Москва -МГУ в 1994,1996, 1998,2000 и 2002 годах); на Втором всероссийском семинаре «Моделирование неравновесных систем-99» (Красноярск, 1999); на Первом междисциплинарном семинаре "Фракталы и прикладная синергетика" (Москва

- РФФИ, 1999); на XVI Российской конференции по электронной микроскопии (Черноголовка, 1996); на Республиканских конференциях «Автоматизация и механизация процессов производства и управления» (Каунас - КПИ, 1979, 1980); на Всесоюзной школе-семинаре «Новые магнитные материалы для микроэлектроники» (Орджоникидзе, 1976); на Региональных конференциях с международным участием «Ультрадиеперсные порошки, материалы и наноструктуры» (Красноярск, 1996, 1999 гг.); на Зональных семинарах по физике магнитных пленок (Иркутск, 1975, 1980, 1982); на Краевых конференциях НТО им. A.C. Попова (Красноярск, 1975,1978,1981, 1982); на 2-м Краевом совещании-семинаре «по Аморфному магнетизму» (Красноярск, 1980); на Меж-

дународной научно-практической конференции САКС (Красноярск, 2001); на международной конференции «International Baikal scientific conference (Magnetic materials)» (Иркутск, 2001); на международном научном семинаре «Инновационные технологии -2001» (Красноярск, 2001).

Эксперименты по теме исследования частично были выполнены при финансовой поддержке Программы «П.Т.409 Плазменные, ионные и электронные комплексные упрочняющие технологии (ЭЛЕКТРОФИЗИКА 1998-2000)»; Федеральной целевой программы «Государственная поддержка интеграции высшего образования и фундаментальной науки на 1997-2000 годы»; Гранта РФФИ № 99-03-32184; Грантов «Университета России», КГУ,«УРЛ-2000 и УРЛ-2001» и Гранта Краевого фонда науки № 10 F 089 С.

Публикации. Основное содержание диссертации опубликовано в 29 работах, опубликованных в центральных российских журналах (ФИ', ФММ, ЖТФ, Письма в ЖЭТФ, ДАН, ПОВЕРХНОСТЬ, Известия РАН); в материалах международных и российских конференций - 50 работ; в препринте ИФ СО РАН; технические разработки оформлены в виде 4 авторских свидетельств на изобретения и 6-ти отчетов по конструкторско-исследовательским разработкам с предприятиями Мин. обороны СССР (темы 8104, 8301 и 8308); выпущено учебное пособие для студентов технических ВУЗов.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, восьми разделов с выводами, заключения, списка использованных источников из 299 наименований. Работа содержит 391 страницу, 151 рисунок и 26 таблиц.

Автор выражает искреннюю признательность д.ф.-м.н. Исхакову Р.С., научному консультанту, за помощь в постановке проблемы, за обсуждение результатов исследований и к.ф.-м.н. Фролову Г.И, соавтору большинства статей. Автор благодарен за большую помощь при постановке и проведении исследований коллегам из инсгатутов: Институт физики, Институт химии, Институт физики полупроводников, Сибирский международный цешр синхротронного излучения при Институте ядерной физики СО РАН, из университетов: МГУ, Ю ТУ, СибГАУ, а также всем сотрудникам лаборатории ФМП.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Но введении обосновывается актуальность проблемы исследования нано-композиционных (наноструктурных) материалов, находящихся в пленочном состоянии, устанавливается цель и содержание поставленных задач, приводится краткое описание методов исследования, научной новизны и практической значимости работы, положений, выносимых на защиту. Представлена степень апробации, количество публикаций и структура диссертации.

Первый раздел представляет собой обзор литературных источников, посвященный современным представлениям о специфическом состоянии твердого тела, которое в литературе, в зависимости от типа нанообразований, называется нанокристаллическим, нанофазным либо более обобщенным названием -нанострукгурным или нанокомпозитным. В разделе приведены наиболее ус-

тоявшиеся классификации нанострукгурных материалов Сиигела (Richard W. Siegel) и Глейтера (Gleiter H.). Однако в них наряду с некоторыми смысловыми различиями отсутствуют сведения о методах изготовления подобных материалов. В данной работе предлагается классификационная схема, в которой, на наш взгляд, учтены отмеченные недостатки, и главное, устраняется некоторая терминологическая неопределенность. По сути, все перечисленные материалы являются нанокомпоэиционными, т.е. представляют собой композиции, нанок-ристаллическое ядро - матрица, в качестве последней могут выступать различные среды, в том числе воздух и интерфейсы. Общим свойством для них является размер, укладывающийся в нанометровый масштаб.

Наиболее пристальное внимание физиков-материаловедов в последние годы привлекают материалы со структурой, в которой средний размер структурных блоков не превышает 10 нм. Свойства таких образцов определяются как свойствами самих нанообразований, которые проявляют сильную размерную зависимость, так и эффектами взаимодействия между ними. Напрямую с размером нанообразований связано другое общее свойство - энергонасыщенность. Высокая загруженность энергией определяет следующее важное свойство - метастабил ьност ь. Все это способствует тому, что данные объекты обладают необычными физическими свойствами, в том числе, связанными с возникновением в них новых атомных структур и твердотельных состояний.

Внимание исследователей материалы с нанокристаллической структурой привлекают по многим причинам. Одна из них - это фундаментальные свойства малых частиц и их конгломератов, обусловленные размерным эффектом. Покачано, что основной задачей физики малых частиц как раз и является исследование модификаций электронной и кристаллической структуры, физических свойств, связанных с уменьшением геометрических размеров структурных образований вещества (научный аспект). В число исследуемых эффектов входит, размерное квантование электронных уровней, поверхностные силы, особенности электростатики малых металлических частиц, фазовые превращения, флуктуации в них и т.д. Другая важная задача - это исследование нано-комтозиционных материалов с целью их практического использования (прикладной аспект), причем последний удобнее рассмотреть как в техническом, так и технологическом плане. Изучение разнообразных свойств и явлений в этой грушхс материалов способствовало выделению их в новый научный раздел -«нанофизику». Развитие этой области физики напрямую связано не только с разработкой новых технологий получения таких материалов, но главное - с установлением корреляций между структурными и физическими свойствами.

В разделе подробно описаны характерные физические особенности, сопутствующие нанокристашшческому состоянию в разных типах энергонапряженных материалов (изолированные наночастицы, микрокластеры, фрактальные образования, компактированные материалы и т.д.). Наибольший интерес из компактированных материалов представляют образцы, полученные в виде пленок по нескольким причинам. Исследование пленочных образцов дают возможность, во-первых, наблюдать новые специфические эффекты, не имеющиеся в другом компактном состоянии; во-вторых, расширить круг используемых методик для исследования. И, наконец, использование новых материа-

лов в современных технологиях (микроминиатюризация, создание устройств нанометровых размеров) предполагает их получение в пленочном состоянии.

В обзоре сделан анализ материалов нового класса с гранулированной морфологией типа: ферромагнетик-диэлектрик. В качестве ферромагнитной составляющей рассматривались Зс1-металлы и их сплавы, а в качестве диэлектрической матрицы - двуокись кремния. Описаны и проанализированы маг-нипгые, электрические, гальваномагнитные, оптические и магнитооптические свойства в зависимости от концентрации разбавителя и размера наногранул.

Во втором разделе рассмотрены технологические аспекты получения на-нокрисгаллических образцов для исследования. Дело в том, что развитие физики нанокристаллического состояния напрямую связано с разработкой принципиально новых технологий их получения. Одно из направлений создания пленочных материалов с ультрадисперсной структурой методами вакуумной технологии было рассмотрено Палатником с соавторами в работе, опубликованной в ДАН в 1980 году. Авторы этой работы показали, что при сверхскоростных методах испарения, незначительно меняя технологические условия, можно получать пленочные конденсаты с варьируемым размером кристаллического зерна

При высокоскоростных методах испарения, неупорядоченное поступление на подложку большой массы конденсирующихся частиц обуславливает высокий уровень избыточной внутренней энергии конденсата. Это создает мощную движущую силу для фазовых и внутрифазовых превращений в вакуумных конденсатах, как правило, находящихся в метастабильном состоянии. Для стабилизации такого состояния необходим быстрый отвод тепла от конденсата. Эту задачу можно решать либо путем резкого охлаждения подложки, либо применяя метод импульсного напыления с большими промежутками между импульсами (скважность). Так как массы поступающей малой порции материала и подложки не соизмеримы, то подложка в этом случае будет являться прекрасным холодильником.

Идея высокоскоростной вакуумной конденсации была реализована нами в методе импульсно-плазменного распыления (ИПР) с лазерным поджигем. Схема импульсно-плазменного распыления показана на рис.1, В этом методе лазерное излучение (1) используется для получения первичной порции пара распыляемого металла, в которой зажигается плазма аномального тлеющего разряда между водоохлаждаемым анодом (7) и распыляемой мишенью (8) за счет энергии конденсаторной батареи (9) необходимой емкости. В этом случае каждый испаренный атом ионизируется в плазме разряда, т.е. генерирует один электрон и один атом.

Положительные ионы испаряющегося металла возвращаются вновь к мишени, ускоряясь электрическим полем, и бомбардируют мишень, выбивая новые атомы. То есть, особенностью плазмы является самоподдерживающийся характер жизни. Процесс распыления продолжается в течение времени, превышающего длительность импульса лазера примерно на 4 порядка. Так при длительности лазерного импульса г„ = 10"8 с, время жизни плазмы составляет примерно — 10"4 с, а область взаимодействия ионов с мишенью по сравнению с пятном сфокусированного излучения увеличивается на несколь-

ко порядков. Часть выбитых из мишени атомов в нейтральном состоянии достигает подложки, образуя пленку. При этом средняя скорость напыления при сохранении порядка величины импульсной скорости, характерного для чисто лазерного напыления (~ 103 км/с), возрастает более чем в 10000 раз.

Схема импульсно-плазменной установки с лазерным поджигом

1 ^ технологический твердотельный лазер марки ЛТИ-207; 2 - телескоп; 3 -фокусирующая линза; 4 - вакуумная установка; 5 - система сканирования; б -пленка на подложке; 7 - анод 8 - мишень; 9 - схема электрического питания (конденсатор, 200 цр); 10 - схема электрического питания (выпрямительное устройство); 11 - нагреватель подложек; 12 - постоянный магнит.

Рис.1.

Высокая импульсная скорость распыления металлов и достигнутая при этом скорость охлаждения конденсатов (~ 107 К/с) явились необходимым условием максимального диспергирования кристаллической структуры.

В разделе приведены оптимальные параметры процесса распыления, параметры лазерного излучения и плазмы разряда и их влияние на свойства образцов. Приведены краткие описания используемых экспериментальных методик для исследования химического состава, структуры кристаллической решетки, фазового состава и физических свойств объектов. Наиболее информативными из них оказались: рентгеновская, фотоэлектронная и Оже-спектроскопии; эффект Мессбауэра, ядерный магнитный резонанс (ЯМР), электронно-микроскопический анализ, высокочастотные, магнитные и электрические измерения.

В третьем разделе проведаю комплексное изучение образце« 3(1-металлов (Со, Ре и №) в исходном (свежеприготовленном) состоянии, полученных методом импульсно-плазмекного распыления. Образцы показывают

необычные свойства. На рис.2 показаны зависимости структурночувствитель-ных параметров (коэрцитивной силы - Яс и удельного электросопротивления - р) для пленок железа и кобальта от температуры отжига - Татж.- В этих зависимостях обращает на себя внимание три момента.

- Прежде всего, это метастабильный характер исследуемых образцов, когда при сравнительно небольших значениях температуры отжига или нагрева необратимо и скачкообразно (для Fe - Т^- 470 К, для Со ~ 430 К) меняются измеряемые параметры.

- При этом как магнитные, так и электрические свойства модифицируются при фиксированных значениях температур. Этот факт примечателен тем, что позволил сделать теплофизические оценки процессов (превращений).

- Особенностью является также аномально низкие значения коэрцитивной силы и более высокие (примерно на два порядка) значения удельного электросопротивления в исходных пленках по сравнению с равновесным состоянием (после отжига).

ЖЕЛЕЗО КОБАЛЬТ

Тои&ьК

Зависимости коэрцитивной силы - Нс и удельного электросопротивления - р для пленок железа и кобальта в зависимости от температуры отжига и нагрева - кривая в (р) для пленок кобальта

Рис.2.

Отмеченные особенности являются следствием нанокристаллического состояния в образцах, комплексное изучение которого проводилось с использованием спектральных методик. Некоторые результаты измерений (конкретно для пленок Ре) показаны на рис.3,4,5 и 6. Так из электронограммы (рис.3) следует, что вновь образуемые фазы имеют структуру, генетически связанную с исходной наноструктурой. Размер кристаллитов нам удалось вычислшь из анализа выражения дня ширины рентгеновского дифракционного пика (рис.4):

Д2в(рад) =■ Л ■ (с! сов 6>л

где Л2в- ширина дифракционного пика (рад), л - дайна волны рентгеновского излучения (А); 0О - дифракционный угол (градусы); с) - размер кристаллитов (А). При Л20, равной 6° дтя пленок Ре (л = 1,7482 А, ва = 45°), размер кристаллитов составляет величину 20 - 25 А, что совпадает с данными, полученными из измерений электронной микроскопией высокого разрешения

Электронограмма с пленки Ре

после отжига в 430 К. начальные рефлексы новой фазы Рис.3.

5>. Ю I

Рентгеновский спектр с нанок-ристаллической пленки Ре

Рис.4

-4.0

50

Из рис.5, на котором представлена толщшшая зависимост!) электросопротивления, видно, что пленки становятся сплошными уже в начальной стадии конденсации (при й < 20 А). Можно отметить , что эта величина совпадает с ранее установлешгым размером нанокристал.титов. Здесь же для сравнения приведена кривая зависимости электросопротивления от толщины Iпенки Ре, полученной стандартной вакуумной методикой термического испарения. При этой технологии сплошность наступает при толщине пленок не менее 200 А.

Зависимость электросопротивления от толщины пленки Ре. полученной в процессе конденсации Здесь же приведена подобная зависимость для Iпенки, полученной термическим испарением

Рис.5.

И, наконец, из рис.6, на котором представлены Оже-спектр с пленки железа (вставка в рисунок) и данные по химсоставу пленки по мере ее травления ионами аргона, видно, что основной примесной составляющей является углерод. Концентрация элементов в пленках железа, полученной в вакууме Р = 10"4 мм рт. ст., рассчитанная с учетом коэффициента элементной чувствительности после протравления ионами Аг на глубину 15 нм, приведена в таблице 1. Эти измерения показали, что содержание С превышает предельные концентрации равновесных растворов в десятки раз, а сам углерод находится в двух состояниях (связанном и в свободном). Это видно из данных, полученных рентгеновской фотоэлектронной спектроскопией (рис.7).

Оже-спектры распределения элементов в глубину образцов: Рис.6.

Отн.ед.

О 20 40 60 80 100 120 (1,к

Рентгеновские фотоэлектронные пики С 1 в с поверхности пленок Бе Рис.7

Таблица 1 '

295 285 Еа,эВ

Элеменш в Аг С N О Ее

После Аг+ 0,007 одз 0,008 0,012 0,748

Аналогичные результаты получены также для пленок кобальта. Анализируя приведенные данные (рис. 2-7) и данные таблицы 1, можно предположить, что при использовании сверхвысоких скоростей конденсации пленок, число возникающих зародышей так велико, что радиус критического зародыша совпадает с радиусом коалесценции, и за счет этого реализуется ультрадисперсная кристаллическая структура. Таким образом, спецификой пленок переходных металлов, полученных методом ИПР, является:

1) мелкокристаллическая (нанокристаллическая) структура для пленок кобальта и железа (размер кристаллитов от 2,5 до 3 нм);

2) сплошность, начиная с толщин примерно 1,5 - 2,5 нм;

3) высокое содержание в пленках углерода как в связанном, так и свободном состоянии, причем большая часть С обладает повышенной энергией связи. Высокая реактивная способность паро-плазменного сгустка способствует захвату растущей пленкой большого количества углерода из остаточной атмосферы вакуумной камеры (согласно химическому анализу более 20 ат.% для Ре и более 30 ат.% для Со).

Нанокристаллическое состояние определяет специфику магнитных полей на ядрах атомов Ре и Со. На рис8 представлены функции распределения интен-сивностей эффекта Мессбауэра от величины эффективного сверхтонкого поля, как с поверхностного слоя пленки, так и с глубины, начиная с 15 нм. Эти спектры можно интерпретировать как суперпозицию преобладающей нанокристал-лической компоненты с магнитно расщепленными широкими пиками и маленького секстета с узкими линиями и величиной Я,^ = 330 кЭ. Основная компонента пленки в обоих представленных спектрах имеет- среднюю величину сверхтонкого поля Н,фф = 267 кЭ. Такая величина поля в сплаве Реюо-*С* соответствует фазе закаленного мартенсита (аустенита - ГЦК-Ре) и содержанию углерода примерно 25 ат.%.

га

ш

0» ом иг

'"1""' 11''" 1' «ягшвгуУ; 1 г

: :: » !• 'ТЧ ь 1 * ¡1

Иштс. н»(отн ед.)

о ш т я» «к м Н »(Т., кО*

Функция распределения интенсивности эффекта Мессбауэра от величины Н3фф в спектрах, полученных: а - с поверхности пленки; Ь-со всего образца Рис.8.

ГПУ

220 /(МГи)

Спектры ядерного магнитного резонанса для пленок кобальта, полученных методом ИПР: а - в исходном состоянии; б - после отжига при 7^= 400 К.

Рис.9.

Важной частью современных исследований является проблема магнетизма в метастабильных структурах 3<1-металлов, таких как ГЦК-Ре, ГПУ-Ре, т.е. в атомных структурах термодинамически неустойчивых в обычных условиях. Оказалось, что в наших образцах ГЦК-структура имеет ферромагнитный порядок, причем это состояние удерживается собственным активационным барье-

ром, а не внешним воздействием. Этот факт находит свое объяснение в литературе, где появление ферромагнетизма связывается с увеличением параметра решетки за счет внедренного уг лерода.

Растворимость углерода в переходных равновесных металлах не превышает 1%. Поэтому в работе исследовался характер распределения большого количества внедренных атомов С в матричной решетке. На рис.9 показаны спектры ЯМР в пленках пересыщенного раствора углерода в кобальте. Если предположить, что каждый внедренный атом С уменьшает частоту резонанса на 17,5 МГц (/^ГЦК /и), где/ГЦК = 213 МГц, а/г = 12 (число атомов ближнего порядка), то анализируя структуру спектра после отжига при 400 К, можно увидеть, что атомы кобальта в своем окружении могут иметь один, два и даже три атома углерода. В исходном состоянии углерод распределяется хаотически с большим числом его атомов в ближнем окружении нанокристаллического кобальта

Рентгеновские фотоэлектронные пики Со2р

Рис.10.

Нанокристаллическая структура в пленках кобальта (также как и в пленках Бе), предопределяет сложную электронную структуру в валентной зоне (рис.10). Из рисунка видно, что развитая поверхность ианокристаллитов и присутствие углерода в решетке ведет к расщеплению фотоэлектронных пиков Со 2р.

Таким образом, измерения кристаллической и атомной структуры, химического и фазового состава методами фотоэлектронной эмиссии и ^-резонанса показали, что уже в исходном состоянии пленки Ре пересыщены углеродом, являются метастабильной фазой закаленного аустенита с ГЦК-решеткой, имеют нанокристаллическую структуру. На основе данных, полученных с помощью электронной микроскопии, фотоэлектронной и Оже-спектроскопии, можно заключить, что свежеприготовленные пленки железа содержат углерод не только в виде пересыщенного твердого раствора, но и свободного графита. Форма Оже-пиков углерода в объеме пленок частично соответствует состоянию карбида железа и состоянию свободного углерода на поверхности наноча-стиц Бе, возможно в виде «шубы». Известно, что металлические кластеры характеризуются высокой реактивной способностью, поэтому контакт двух кластеров приводит к их объединению и формированию макроструктуры. По-видимому, наночасгицы железа в наших пленках избегают процесса коалес-ценции, благодаря графитовым прослойкам.

£■«* (эВ)

6 разделе приведены подробные комплексные исследования (подобно образцам Fe) на пленках кобальта и никеля с привлечением дополнительных методик (например, ядерного магнитного резонанса и рентгеновской спектроскопии с синхротронным излучением). Получены данные измерений физических (в том числе магнитных и электрических) свойств метастабильньгх фаз и представлены в вид е таблицы.

Описанная ситуация явилась предпосылкой необычных свойств образцов и серии фазовых и структурных превращений в результате термической релаксации (что является содержанием раздела 4).

В четвертом разделе описаны эксперименты по влиянию температурных воздействий (нагрева, отжигов, облучений световыми импульсами) на свойства метастабильных пленок 3<1-металлов с раствором углерода. После температурной обработки в этих материалах проявляются необычные физические свойства, что связано с происходящими в них фазовыми превращениями и возникновением новых твердотельных состояний. Дело в том, что нанокри-сталлическая структура обуславливает чрезвычайно высокий уровень избыточной внутренней энергии конденсата, который создает движущую силу для фазовых и внутрифазовых превращений в вакуумных конденсатах при воздействии температуры. Изучение модификации наноструктуры, последовательности фазовых превращений, электрических и магнитных свойств пленок Fe, Со, Ni и их сплавов, полученных по технологии ИПР, в результате температурной релаксации является целью данной части работы.

В исследуемых образцах наиболее существенно изменяется структура. На рис. 11 представлены картины дифракции электронов и фрагменты микрофотографий с пленок железа, полученные после перекристаллизации. Сам процесс после нагрева выше Т„~ 580 К происходит с большой скоростью и называется «взрывной» кристаллизацией. При этом микроструктура пленок представляет собой либо сеть дендригов, растущих из центров кристаллизации под действием электронного пучка микроскопа (рис.11 а), либо связанную между собой и ориентированную когерентно сеть дендритов при термообработке (рис.11 б). Механизмы образования дендритной структуры предполагают постройку кристаллических образований за счет процессов смещения, вращения уже существующих наночастиц Fe с когерентной подстройкой друг к другу и к существующим цепочкам в квазижидкой зоне. Предположение о наличии жидкой зоны на фронте волны кристаллизации в наших образцах оправдано, так как дня нанокристаллических материалов характерно явление квазиплавления.

Электронограммы (рис.11 в, ги д), полученные с отдельных ветвей дендритной структуры, ориентационно совпадают с электронограммой, полученной от всего дендрита, и имеют весьма сложный вид, при этом отличаясь в зависимости от места экспозиции. Отличие заключается в том, что между двумя характерными рефлексами, расположенными на расстоянии Д укладывается разное число малых рефлексов d¡, d¡ и d3 (3, 5 и 7). Само число зависит от концентрации примеси углерода в кристаллографических порах и от степени упорядочения. В целом образцы характеризуются новым состоянием. При отжиге Гмж = 980 К рефлексы от новой кристаллической фазы исчезают, и образцы содержат только кристаллы a-Fe.

а - дендритная и б - ячеисто-дендритная микроструктура. Увеличение 30 ООО раз. Электронограммы: в, г, и д с разных участков дендрита; различаются разным числом промежутков й^ с}? и с13 (3,5 и 7), укладывающихся на расстоянии 2)

Рис.11.

Для исследования сформированного магнитного состояния, помимо структурных, применялись методики корреляционной магнитометрии (закон приближения к насыщению намагниченности) и измерения низкотемпературного хода намагниченности насыщения и высокотемпературных зависимостей ^. При этом получены магнитные параметры, характеризующие новое мета-стабильное состояние, установившееся после отжигов в 480 и 680 К и характеризующееся высокой коэрцитивностью. Вычисленные значения полей локальной анизотропии нового состояния втрое превышают аналогичные параметры для исходных пленок

Большая часть раздела посвящена решению вопроса об атомной структуре нанокристаллических зерен в пленках железа после взрывной кристаллизации. Высказывается предположение, что явление взрывной кристаллизации заключается в мартенситных превращениях в пленках, являющихся пересыщенным раствором углерода в матрице железа с гексагональной упаковкой. Результатом таких превращений является возможный синтез карбидных соединений с ГПУ-структурой (с-карбид). Подтверждение о гексагональной плотноупако-ванной структуре метастабильной фазы в пленках железа получено с помощью рентгеноструктурного анализа на синхротронном источнике.

Обработка результатов рентгеновского анализа дает следующие значения параметров ГПУ-решетки отожженных образцов: а = 2,63 А. с = 4,46 А, с/а = 1,696. Объем на атом Fe, рассчитанный из этих параметров, равен Уат = 13,6 А3. Вычисленный объем на атом железа в данных пленках более чем на 20% превышает V^, в термодинамически равновесном ПТУ-Fe и близок по величине к наблюдаемым значениям в быстрозакаленных метастабильных сплавах Fe-C с ГПУ-решеткой. Установленный объем на атом Fe превышает некоторую теоретически установленную величину объема ячейки Вигнера-Зейтца (равную 11,7 - 12,3 А3), начиная с которого резко возрастает вероятность перехода в высокоспиновое состояние. Поэтому в ГПУ-Ре(С) с установленным атомным объемом на атом Fe V^ - 13,6 А ферромагнитное состояние является закономерным.

Термическая релаксация исходного IHK-Fe(C) (аустенита) приводит к следующим структурным, кристаллическим и фазовым превращениям по представленной схеме. Причем смена фаз происходит следуя правилу Оствальда.

Схема структурных и фазовых превращений в зависимости от температуры отжига (последовательность 1).

-►(a-Fe || y-Fe) -» (a-Fe + y-Fe) + С t —> (множественное двойникование) njK-Fe(C) —> my-Fe(C) —► (взрывная кристаллизация) Тотж = ~ 430 480— 580-680 -» 900 К

4 -»(карбидизация) —> е-карбид —»8-карбид + Fe3C —> a-Fe + С.

По данным спектра эффекта Мессбауэра (рис.8) в основном объеме пленки содержится примерно 12 ат.% С, чгго соответствует формульной единице FegC с ГЦК-решеткой. Последующая модернизация при Т - 430 К связанна с упорядочением атомов углерода в решетке ГПУ-Fe с той же стехиометрией. Увеличеше температуры более 480 К приводит к целому комплексу структурных и фазовых превращений, при этом скачком меняются как структурозави-симые, так и структуронезависимые параметры. Некоторый спад намагниченности насыщения и мессбауэровские измерения свидетельствуют, что в этом диапазоне температур идет интенсивное перераспределение углерода в металлическую решетку с одновременным его упорядочением в форме е-карбидов. Стехиометрия в зависимости от условий приготовления образцов и режимов отжига соответствует примерной формульной единице &-Fе^С. В этом случае содержание углерода установлено по известной из литературы зависимости намагниченности в системе Fe-C от концентрации углерода и равно ~ 22 ат.%. Образование карбидов сопровождается разрушением дендритной структуры. Отжиг при Твяж = 980 К и выше приводит к образованию равновесной объемно-центрированной решетки железа a-Fe.

В этом разделе проведены исследования на пленках нанокристаллическо-го кобальта, в составе которых интегрально содержалось более 30 ат.% С. Хотя

в определенном смысле фазовые и структурные превращения под действием температуры были схожи с модификациями в пленках Ре(С), однако определяющая роль в фазовых превращениях принадлежит карбидам кобальта.

Электронно-дифракционные картины и микрофотографии с дендритных участков пленок кобальта

Рис.12.

На рис.12 представлены электронограммы и микрофотография с пленки кобальта, подвергнутой температурной (¿работке при Твтж = 480 К. Пленки, показывающие в исходном состоянии дифракцию электронов в виде гало с тремя размытыми кольцами, после термообработки имеют электронограммы, характерные для монокристаллических образцов, то есть произошла мощная перекристаллизация. Представленная на рис.12 электронограмма, является типичной электронограммой, получаемых с дендритов разной конфигурации по всей области пленки. Расшифровка электронограммы свидетельствует о наличии фазы Со3С с орторомбической решеткой. Определенные параметры кристаллической решетки карбида Со3С: а = 0,45 нм, Ь = 0,514 нм, с = 0,672 нм.

^ КЯГс

Влияние температуры подложки на намагниченность в процессе изготовления пленок Со на подложках:

1 - го стекла;

2 - из монокристаллов М&0;

3 -из слюда

Рис.13.

Согласно литературным источникам метастабильная фаза Со3С не имеет ферромагнитного упорядочения при комнатной температуре. В связи с этим кривые намагниченности насыщения от температуры отжига меняются сложным образом, то есть по мере формирования фазы Со3С намагниченность уменьшается, например, на подложке из слюды практически до нуля (рис.13). По мере увеличения температуры отжига намагниченность возрастает, что связано с распадом этой фазы на Со2С и Со. Помимо намагниченности при температуре рекристаллизации при Тотж ш 480 К меняются скачком все магнитные и электрические параметры. Используя температурные зависимости параметров структурных и физических свойств, данные рентгеновского и элек-тронномикроскопического анализов, была построена по аналогии с пленками

метастабильного железа схема фазовых превращений кобальта (последовательность 2) Анализируя представленные последовательности фазовых превращений для метастабильного железа и кобальта, отметим, что они отличается от аналогичных последовательностей для массивных материалов, описанных в литературе. Несомненно это является следствием нанокристаллической структуры исследуемых материалов.

Схема последовательности фазовых и структурных превращений сплава - Со + 23 ат.С при термической релаксации {последовательность 2)

ГЦК-Со(С) —> (нанокристаллическая структура) Ь Тот1К= 330-450 К

ГЦК-Со(С)+ С03С + Со2С -> (нанокристаллическая структура)

4 450 (взрывная кристаллиз., деидриты) («-Со / /?-Со = 2/1) (ГПУ-СО+ ГЦК-Со) + Со3С+ Со2С -» (дендритная структура)

4 520-560 (распад Со3С) (а-Со//З-Со = 1/1)

(ГПУ-Со + ГЦК-Со) + Со2С -> (дендритная структура)

4 580-650 -> (разрушение дендрите») (а-Со / у^-Со = 1/3)

(ГПУ-Со + ГЦК-Со) + СогС -> (поликристалл) I 680-720 К (распад Со2С)

ГЦК-Со + С (графит) -> (поликристалл)

Качественные фазовые диаграммы для метастабильных фаз железа (слева) и кобальта (справа) в координатах: энергия Гиббса ((7) - концентрация С (дс) Рис.14.

В работе делается вывод, что движущей силой фазовых превращений в пленках Бе и Со является, помимо большой поверхностной энергии кристаллите», присутствие в пленках аморфного растворенного углерода. На качественных диаграммах фазовых состояний в координатах: энергия Гиббса (С) -концентрация углерода (х) ( рис.14) показаны возможные превращения с участием аморфного С в пленках Бе и Со. Важная роль углерода, его количества и фазового состояния на превращения в нанокристаллических образцах переходных металлов явилась предпосылкой исследований, представленных в пятом разделе работы.

Положительным итогом в этой части наших исследований следует считать гомогенность сформированных фаз в системах Со(С), Ре(С) и №(С) в ходе температурной релаксации, что позволило измерить свойства и, тем самым, паспортизовать их. Полученные результаты структурных, магнигаых и других измерений для полученных фаз в диссертации сведены в итоговую таблицу.

В пятом разделе, проведены эксперименты, устанавливающие зависимость превращений и свойств в нанокристаллических образцах переходных металлов от концентрации углерода в системе. В исходном состоянии пленки этих систем представляют собой пересыщенный твердый раствор углерода в металлических наночастицах, чему способствуют развитая поверхность структурных нанообразований, их дефектность и связанные с этим высокие реакционная и каталитическая способности. Наиболее важным отличием используемой технологии является способность пленочных конденсатов аккумулировать в себе углерод, количество которого легко управляется путем создания соответствующей атмосферы из углеводородов. В этой части работы концентрация примеси изменялась за счет изменения парциального давления паров масла в камере, совместным распылением графита и металла или распылением металлов в среде бутана с разным давлением (концентрация С определялась в объемных процентах).

Изучение свойств нанокристаллических материалов с большим содержанием углерода дает дополнительную информацию о пленочных карбидных материалах с нанокристаллической структурой. В связи с этим дальнейшая часть исследований посвящена получению и изучению большого класса сшивов и соединений типа М-С, где М обозначает Бе, Со, № и их сплавы, при этом особое внимание обращалось на фазовые и структурные переходы при температурной обработке. Обстоятельство, что углерод частично выделяется в виде графитовой компоненты, позволяет отнести эти материалы к классу наноком-' позигаых.

Структура и свойства железоуглеродистых сшивов являются предметом многочисленных исследований с давней историей, что определяется их большой практической значимостью. Дальнейшие перспективы их использования связаны с разработкой основ создания «нетрадиционных» структур и их исследования. Такие структуры получают или с помощью диффузионных процессов, сопровождающих формирование необычных гомогенных и гетерогенных фаз или формированием метастабильных фаз. Используемая в работе технология, позволяющая создавать значительные пресыщения примесями, высокие ско-

роста конденсации и переохлаждения, дает возможность не только получать, но и стабилизировать метастабильные фазы переходных металлов.

В зависимости от способа внесения и от концентрации С порядок и последовательность образования метастабильных карбидных фаз и фаз высокого давления был различным и отличался от классического. Также оказалось возможным широко менять фазовый состав в системе З&металл - углерод, изменяя температурные условия приготовления образцов и их отжигов. Возможные фазовые превращения в зависимости от перечисленных условий удалось проследить на примере пленок системы Ре-С, анализируя спектры эффекта Мес-сбауэра для пленок, содержащих уг лерод - 30 (рис.15) и 42 ат.% (рис.16).

: А .^/V* Лч/

aVW^.'VX/

.1 ■*/ V

* •-; <

VV^WV^

v V > -ч/ V~V

-6 -4-2 0 2

V, ММ X С 1

Мессбауэровские спектры

плешей системы Fe-C с объемным содержанием углерода - 30 ат.%:

1 - исходная после отжигов: 2-430;

3 - 480;

4 - 580;

5 - 700;

6 - 880 К

Рис.15.

При пагреве массивного железа в потоке углеродных соединений последовательность фазовых превращений, согласно многочисленным сообщениям в литературе следующая (последовательность 3):

Ре4-С е -> е -> Х"~* &

Тотж = 395 445 500 590 680 780 К.

Здесь фаза г-карбида имеет ГПУ-решетку, е'-фаза является переходной от гексагональной к моноклинной структуре, а ^-карбид имеет моноклинную решетку. Фазы •/_' и х" являются переходными от моноклинной к орторомбической структуре, присущей 0-карбиду (цементиту). Похожая последовательность с некоторыми отличиями, определяемыми нанокристаллической структурой, наблюдалась нами в пленках с содержанием углерода не более 25 ат.% (см. последовательность 1).

С увеличением содержания С в случае совместного распыления железа с графитом (~ 30 ат.% С) пленки конденсировались сразу в виде нанокристалли-ческого (НК) дефектного цементита, который в процессе отжига (до 980 К) модифицировался по следующей схеме (последовательность 4):

0-Fe3C (НК)->х-карбид (ЬеАНя'-карбид (Fe5C2)->(tf-Fe3C+a-Fe) -+(a-Fe+C). Т.тж - 480 580 700 880 К

Как видно в этой схеме порядок превращений по сравнению с классическим изменился на противоположный. Вместо классического перехода х -* 6 (последовательность 3) наблюдался переход Дм пленок, полученных в среде бутана, последовательность превращений изменилась по сравнению с предыдущей, причем указанный в схеме е'-карбид в свежеприготовленных образцах является модифицированным и находился в нанокристаллическом состоянии {последовательность 5):

разупорядочеиный (Ж) е'-карбид -> е'-карбид (кристалл.)-» (Ö-Fe3C + a-Fe).

Тжс = 580 - 730 930 - 980 К

Мессбауэровские спектры с пленки, полученной распылением железа, дотированного Fe57, в среде бутана (группа - СН...) с парциальным давлением РСн = МО"4 мм рт.ст. (Сс ~ 42 ат.%) в зависимости от Тотж.

Рис.16.

Приведенный выше порядок фазовых превращений (последовательность 5) имеет существенные отличия в стартовых характеристиках (в исходном состоянии) от переходов, как в массивном железе при легировании углеродом (последовательность 3), так и от превращений под действием температуры в пленках, полученных в высоком вакууме (последовательность 1) и в планках, полученных совместным распылением железа и графита (последовательность 4). Те не менее, исследуемые образцы при переходе из метастабиль-ного состояния в равновесное проходят в основном схожие стадии превращений. Объяснения строятся с привлечением качественных фазовых диаграмм, осями которых являются концентрация примеси и энергия Гиббса.

Двойная диаграмма Со-С известна не так хорошо как диаграмма Ре-С, так как метастабильные эвтектические смеси у-Со и Со3С имеют место лишь при более значительном переохлаждении, чем в случае с системой Ре-С. Тем не менее, получение и исследование метастабильных фаз в равновесии в системе Со-С в наших технологических условиях стало возможным, благодаря сверхвысоким скоростям конденсации и достигнутых степенях переохлаждения конденсата. Кроме того, имеется мало информации о другой метастабильной фазе С02С, которая в сущности является фазой высокого давления. В связи с технологическими трудностями изготовления карбидов кобальта в литературе существует мало сведений об их магнитных и других свойствах, и, которая, чаще всего, является противоречивой. В связи с этим изучение карбидных соединений Со является актуальной задачей.

В данной части работы, помимо традиционных методик, исследования проводились с привлечением ядерного магнитного резонанса. Порядок превращений метастабильных карбидных фаз кобальта и эвтектических смесей оформлен в виде схемы (последовательность б).

Схема фазовых превращений в пленках, полученных совместным распылением Со и графита (последовательность 6).

(Система Со + (исходное состояние (кристаллич. фазы) (крнсталлич. графит, ат.%) нанокристал.) эвтектика)

Тотж = 480-530 730-880 К

Со + 30 ат.% С -> Со(С) + С03С -> ШУ-Со(С) + ЩК-Со(С) ГЦК-Со + С

480-680 730-880 К

Со + 40 ат.% С -> С02С + С03С -> ГПУ-Со(С) + ГЦК-Со(С) -> ГЦК-Со + С

680-830 730-880 К

Со + 80 ат.% С -> Со^С ГПУ-Со(С) + ГЦК-Со(С) ГЦК-Со + С

В зависимости от состава пленки Со-С в исходном положении имеют различный фазовый состав, в основном состоящий из смеси метастабильных карбидов. В дальнейшем уже при первичном отжиге (для разных составов температура превращений меняется от 480 до 830 К) система переходит в смесь пересыщенных растворов углерода в кобальте с разной кристаллографической сингонией. Соотношение гексагональной фазы к кубической меняет-

ся в сторону увеличения при увеличении содержания углерода. Поскольку гексагональная фаза из-за высокой кристаллографической анизотропии обладает повышенной коэрцитивностью, то. меняя объемный вес углерода в системе, можно изменять соотношения высоко- и низкокоэрцитивной фаз (рис. 17).

Отжиг при температуре от 730 до 880 К переводит систему в эвтектич-скую, равновесную смесь кубического кобальта и графита.

Кроме выше перечисленных фазовых превращений в разделе приведены структурные, электрические и магнитные свойства образованных метастабитъ-ных фаз карбидов железа и кобальта, которые в виде итоговой таблицы представлены в диссертации. ?? 1200

" 1000

5

я 800

6

& 600 400 200

о

Шестой раздел посвящен изучению нанокристаллических пленок железо-азотистых и никель-азотистых соединений Соединения 3<3-металл-азот представляют интерес в тане поиска новых магнитопленочных материалов. В таких соединениях чаще всего улучшаются магнитные, механические, устойчивость к коррозии и другие характеристики. В настоящее время проводятся исследования в основном на порошках, которые после их осаждения на подложку помещают в атмосферу азотистых соединений, при этом химическая активность этих материалов сильно зависит от размеров кристаллитов. В результате получаются сложные композитные образования с интересными физическими свойствами. Однако в практическом плане более интересны непрерывные конденсированные среды с высокими реактивными и каталитическими способностями.

Используя технологические возможности, быта изготовлены в среде газообразного азота несколько серий нитридных метастабильных соединений. Исследованы свойства и сопутствующие явления при термических воздействиях на образцы железа и никеля. Исследовалось влияние структуры (размера частиц) на последовательность и форму структурных и фазовых превращений. Порядок фазовых превращений для Ре и № в зависимости от парциального давления азота (Рд?) представлен в виде схемы (последовательности 7 и 8).

В схеме приводятся некоторые параметры мессбау=»ровских измерений для пленок системы железо-азот и параметры кристаллической решетки, а также

200 400 600 800 Темп, отжига, град

Коэрцитивная сила в зависимости от температуры отжига в шенке системы Со - 30 ат.% С'

1 - низкокоэрцитивная;

2 - высококоэрцитивная фаза

Рис.17

наблюдающиеся фазовые превращения в зависимости от температуры для пленок никель-азот, полученных в вакууме Р>д = НО"4 мм рт. ст.

Порядок превращений в пленках Ре^) и №(N2), полученных с разным парциальным давлением азота - последовательности 7 и 8

В седьмом разделе исследовались нанокомпозитные пленки системы переходной Зё-металл - диэлектрик. Согласно литературным источникам, разбавление металлов моноокисью кремния (ЭЮ) дает весьма неожиданные результаты, при этом примесь в виде атомов кремния, ассоциированного с кислородом, может существовать в виде примеси замещения в металлических наночастицах.

Свойства, структура во многом определяются концентрацией диэлектрика. В зависимости от содержания ЯЮ образцы имеют статус легированных (до 2 -3 об.%), разбавленных (от 3 до 25 об.%) или гранулированных (от 25 до 5060 об.%). В первых двух группах диэлектрик рассматривается как источник примесных состояний в зонной структуре металла - с одной стороны, и как центры зародышеобразования при конденсации вещества - с другой. В первом

случае введение диэлектрической примеси ведет к модификации зонных спектров и как следствие к изменению фундаментальных свойств. Во втором - способствует образованию нанокристаллической структуры. В гранулированных пленках 3<1-металлов особенности свойств определяются как размерами нанок-ристаллитов, так и эффектами взаимодействия между ними. Поэтому, наногра-нулированные пленочные материалы представляют интерес для решения многих фундаментальных задач магнетизма: в частности, в установлении корреляции размер наночастицы - магнитные свойства.

Микрофотографии кристаллической структуры в пленках Fe]Ä (SiO)* с разными значениями х:

а 0,5 мкм б в

а - х = 0; б - 0,02 ив-0,12

Рис.18

(Fe-NL)- SiO

50 60 o6.*Si(

Зависимость коэрцитивной силы в пленках (Те-№)-8Ю от объемного содержания моноокиси кремния для разных толщин: 1 -400; 2 - 200; 3 - 300; 4 - 400; 5 - 500 нм

Рис.19.

Дисперсность кристаллической структуры растет с увеличением содержания примеси. На рис.18 представлены микрофотографии кристаллической структуры в пленках Fe^SiO)* с разными значениями х, из которых видно, что уже малые добавки SiO (~ 2 об.%) сильно изменяют вид кристаллической структуры. Она становится мелкодисперсной (размер зерен более чем в 10 раз становится меньше кристаллитов чистого железа).

Размер кристаллитов и принадлежность к статусу легированнных, разбавленных или гранулированных ферромагнетиков определяет магнитные и магнитооптические эффекты, наблюдаемые в образцах. При легировании основными из них являются: увеличение намагниченности насыщения АШ.ч, магни-торезистивного эффекта Ар/р и величины магнитооптического вращения плоскости поляризации А2Е/2РХ, а также уменьшение величины макронапряжений (т3> удельного электросопротивления р и коэрцитивной силы Нс. На рис.19 и рис.20 в качестве примеров приведены некоторые магнитные и магнитооптические параметры в зависимости от объемного содержания БЮ.

Зависимости относительного изменения намагниченности насыщения и эффекта Фарадея (2/') в пленках пермаллоя состава 80%№-20%Ре от объемного содержания БЮ:

(о) - намагниченность насыщения; (х) - эффект Фарадея

Рис.20.

О 0,1 0,2 *

Эксперименты показали, что диапазон составов пермаллоевых сплавов, где относительные изменения намагниченности и фарадеевского вращения имеют положительные значения, а также увеличение температуры Кюри Тс, приходятся как раз на область, где'пермаллой обладает свойствами сильного ферромагнетика, то есть на уровне Ферми находятся ¿-электроны только с поляризацией спинов против намагниченности ¿. В порядке обсуждения эффектов увеличения и Тс был проведен модельный расчет концентрационных зависимостей намагниченности насыщения и температуры Кюри. В расчете предполагалось, что примесь (комплексы - О), внедряясь в кристаллическую решетку пермаллоевых нанокристаллитов, создает вокруг себя кулоновский потенциал, обусловленный ненасыщенными валентными связями, отличный от потенциала невозмущенной частицы. Экранирование этого заряда электронами ¿-полосы, имеющей более высокую плотность состояний на уровне Ферми, и приводит к указанным эффектам.

В разделе подробно рассмотрен переход в высококоэрцитивное состояние, который связывается с перекристаллизацией и укрупнением кристаллитов. Исследование эффекта позволило провести экспериментальные исследования по формированию низкокоэрцитивных каналов для продвижения плоских магнитных доменов (ПМД).

МЪ -100 %, Ш/2¥ц -100 %

Наиболее интересными магнитными свойствами обладают в высокочастотном диапазоне разбавленные ферромагнетики. Это - малая ширина линии ферромагнитного резонанса, развитый спектр спинволнового резонанса и т.д.). Разбавленные пленки железа с концентрацией вЮ от 3 до - 25 об. %, в исходном состоянии одновременно с понижением коэрцитивной силы являются изотропными в плоскости. Доменная структура в таких образцах достаточно сильно восприимчива к магнитным полям рассеяния (на магнитных носителях, головках записи и считывания информации), что позволяет регистрировать и визуализировать любую их конфигурацию на пленках, то есть преобразовывать магнитные поля рассеяния в видимое изображение. Кроме того, изученные спектральные характеристики магнитооптического эффекта Фарадея (21?) и оптического коэффициента поглощения (а) позволили рекомендовать пленки Ре-ЯЮ в данной области концентраций диэлектрика в качестве магнитооптических носителей информации.

Микрофотографии до (а) и после термоотжига при Т = 550 К (б и в) с пленок Fe^ (SiO)* состава:

ОД мкм

* = 0,0,38 0,38 0,62

Рис.21.

В гранулированных пленках с содержанием 810 более 38 об.% было проведено подробное электронномикроскопическое исследование, получено изображение структур с гранулированной морфологией (рис.21), исследованы: особенности фазового перехода ферромагнетик - суперпарамагнетик - парамагнетик, процессы туннелирования в электропроводности; увеличение удельного электросопротивления при переходе через концентрацию, соответствующей пределу перколляции.

В реферируемом разделе построен примерный порядок фазовых превращений в пленочных образцах в зависимости от концентрации моноокиси крем-

ния в 3(1-металлах шш их сплавах М^БЮ)*, который приведен в виде схемы Опоследовательность 9).

Порядок фазовых превращений в системах Мь^вЮ), в зависимости от дс (последовательность 9)

Легированные ферромагнетики

Разбавленные (Кластерная структура) Однодоменные

Суперпарамагнитное

состояние

I

'."'.■'.■'.■'.■'."'."'л»

.■ V-V;Ч -Д ■Л-Мцл,.

| ■ ■» «л л «л

• 1

т*

Парамагнетик

Диэл^трик

0,2

0,4

0,6

Переходная обласп]

Порог перколляции

0,8

1,0

В восьмом разделе подробно исследованы эффекты нанокристаллическо-го состояния, в частности, процессы синергетики и самоорганизации в нано-композиционных образцах переходных металлов, насыщенных углеродом. Показано, что за счет высокой энергозагруженности структуры, высокой концентрации дефектов, наличия межкристаллигных зон в нанокристаллических образцах наблюдаются процессы, которые проходят самоорганизовано. Дело в том, что по мере уменьшения размера кристаллических образований (масштабов структурной гетерогенности) возрастает роль межкристаллигных областей (интерфейсов). Границы раздела, его субструктура, дислокационная структура - основной дефект НСМ. Поэтому при увеличении количества границ раздела увеличивается свободная (избыточная) межфазная энергия. Это, в свою очередь, влечет за собой не только значительные изменения физических свойств, но и изменение топологических свойств системы, которые выражаются в формировании различного рода макронеоднородностей типа пространственных сеток, полей напряженности, диссипативных струиур, фракталов и т.д. Материалы с нанокристаллической структурой с их высокой дефектностью в мсж-зеренных областях по своей природе являются неравновесными объектами. Неравновесное состояние становится причиной необычного коллективного поведения ансамбля межзеренных дефектов. Указанная гипотеза используется нами для интерпретации ряда эффектов в исследуемых образцах нанокомпози-ционных материалов с нанокристаллической структурой.

Обсуждаются следующие эффекты: взрывная кристаллизация; явления множественного двойникования, фрактального окисления, самораспространяющегося высокотемпературного синтеза, осциллирующего типа отслоения и т.д. Высказаны ряд предположений и моделей наблюдаемых эффектов. В частности, предполагается присутствие впереди фронта распространения процес-

сов высокотемпературной зоны квазиплавления, характерного для нанокри-сталлических материалов.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

Результаты исследования особенностей магнитных свойств, структуры, фазовых состояний и их превращений в нанокристаллических и нанофазных пленках, подученных:

1) совместным испарением ферромагнитных металлов и диэлектрика (моноокиси кремния);

2) сверхбыстрой конденсацией переходных металлов (железо, никель, кобальт) в газовой среде углеродсодержащих паров, либо азота -

обобщены в следующих выводах.

1. Синтезированы пленки гранулярных ферромагнитных металлов (Ре, Же) во всем диапазоне объемных долей металла, в которых в качестве изолирующей диэлектрической фазы впервые использовалась моноокись кремния. Изучены магнитные, электрические и магнитооптические свойства синтезированного нанокомпозита и обнаружены характерные особенности этих свойств:

- вблизи порога протекания (53 об.% металла), где осуществляется резкое увеличение удельного электросопротивления и обращение в нуль его температурного коэффициента, а также трансформация ферромагнитного состояния системы в суперпарамагнигаое;

- в области ~ 70 об.% металла, где происходит переход атомной структуры металла от кристаллической к аморфной, сопровождаемый уменьшением константы обменного взаимодействия в 1,5 раза;

- в области малых добавок моноокиси кремния (2-3 об.%), приводящих к формированию нанокристаллического состояния металла, проявляющего себя в значительном уменьшении величины коэрцитивной силы (в 10-15 раз) и ширины линии ферромагнитного резонанса (~ на 20 %).

2. Обнаружено, что малые добавки моноокиси кремния в сплаве №Ье пер-маллоевой концентрации, помимо формирования нанокристаллического состояния, приводят к увеличению намагниченности насыщения сплава (на 10 %), уменьшению величины удельного электросопротивления (в 1,2 -1,3 раза) и к увеличению магнитооптических и магниторезистивных эффектов (на 40 и 25 %, соответственно).

3. Разработан и создан комплекс технологического оборудования для им-пульсно-плазменного распыления в вакууме металлических мишеней, включающий оригинальный способ создания и сохранения в течение ~ 10"4 с паро-плазменного сгустка распыляемого металла и позволяющий:

- вести конденсацию пленки металлов со скоростями роста ~ Ю4 нм/с за импульс за счет быстрой и дискретной подачи пароплазменных сгустков на подложку, что на три порядка превышает обычные скорости термической конденсации;

- получать конденсаты в нанокристаллическом состоянии, осуществляя формирование сплошного покрытия металла уже при толщинв-еавя-^-^Нм;--~~,

У ГОС. НАЦИОНАЛЬНАЯ 1

БИБЛИОТЕКА { С.Петервург {

33 ОЭ 300 «кт I

- проводить напыление металлов в ионизированной контролируемой атмосфере различных паров и газов, что позволило получать их пересыщенные твердые растворы;

- осуществлять регулируемую закалку со скоростями охлаждения конденсата ~ 107 К/с, что позволило получать и сохранять метастабильные состояния в образцах при температурах выше комнатной.

4. Изучено влияние физико-технологических параметров процесса конденсации в предложенной технологии (степени вакуума, скорости конденсации, температуры подложки, толщины пленки) на фазовое и структурное состояние синтезированных конденсатов.

Установлено:

- пленки железа толщиной до 100 нм, полученные в вакууме 10'9 мм рт.ст. на неподогреваемых подложках, характеризуются нанофазной структурой, составленной из равных объемных долей ферромагнитного феррита (ОЦК - Fe) и метастабилъного парамагнитного аустенита (ГЦК - Fe);

- пленки железа толщиной до 150 нм, сконденсированные в вакууме 10' 6 мм рт. ст. на неподогреваемые подложки, представляют собой ферромагнитные, нанокристаллические, пересыщенные твердые растворы с углеродом, характеризуемые ГЦК структурой. Содержание углерода превышает 20 ат.% (четырехкратное пересыщение ГЦК-Fe углеродом), что указывает на высокую химическую активность конденсата металла;

- пленки никеля, сконденсированные в аналогичных условиях, представляют собой нанокристаллический метастабильный ГПУ карбид NijC;

- пленки кобальта, сконденсированные при этом же вакууме, представляют собой нанофазную систему из пересыщенного ГЦК-Со(С) и метастабильных карбидов кобальта. Так пленки, полученные: на неподогреваемые подложки, либо на подогреваемые до 50 °С, состоят из пересыщенного ГЦК-Со(С) и мета-стабильного карбида С03С, подогреваемые до 150 °С - из метастабильных карбидов Со3С и Со2С, подогреваемые до 250 °с и выше - из нанокристаллическо-го кобальта и графита.

- пленки железа и никеля, сконденсированные в газообразной среде бутана или азота, представляют собой карбидные (e-Fe3C) или нитридные (e-Fe3N) гомогенные фазы с нанокристаллической структурой.

5. Установлено, что в результате нагревания исходных наноконденсатов в них реализуются многочисленные фазовые и структурные превращения, подчиняющиеся обобщенному правилу ступеней Оствалъда-Палатника, что позволяет получать новые метастабильные атомные структуры в конденсатах. Так при нагревании железных наноконденсатов осуществляется следующая цепь структурных превращений: rUK-Fe(C) -> my-Fe(C) -> карбидные соединения -» OLlK-Fe(C) + С. Однако порядок и последовательность этих превращений, а также их температуры зависят от содержания углерода в системе и от размера наночастиц.

6. Для метастабильных пересыщенных твердых растворов железа njK-Fe(C), ITiy-Fe(C) измерены основные структурные и, впервые, основные магнитные характеристики - намагниченность насыщения, константа обменного взаимодействия, температура Кюри, константа магнитной локальной анизотропии.

Установлено, что отношение этих фундаментальных магнитных параметров для синтезированных полиморфных модификаций железа близко к отношению аналогичных параметров, описывающих магнитную систему полиморфных фаз кобальта. Показано, что ферромагнетизм метастабильных ГЦК- и ГПУ-фаз Ре(С) обусловлен их пониженной плотностью по сравнению с термически стабильным ГЦК и ГПУ железом. Величина объема на атом Ре в этих фазах составляет— 13 А3.

7. Для синтезированных метастабильных карбидных фаз железа, кобальта и никеля е-РвдС (* = 2 - 8), в-Рс3С, /-Ре5С2, *-реа, й-№3С, Со3С и Са2С определены основные параметры атомной кристаллической решетки, а также основные магнитные характеристики - намагниченность насыщения, константа обменного взаимодействия, температура Кюри, поле локальной анизотропии, величины сверхтонких полей эффекта Мессбауэра, параметры ядерного магнитного резонанса и СВЧ-свойств. Дня систем Ре - С, Со - С построены качественные фазовые диаграммы в координатах: концентрация углерода - энергия Гиббса.

8. Проведено исследование физических свойств в синтезированных, метастабильных шпридных фазах типа я-РезЫ, е-Ре^, е-№зЫ, е-М+Ы, ¿-РегК В этих гомогенных шпридных фазах измерены структурные и магнитные параметры. Установлены особенности синтеза фазы е-М^ и определены условия реализации фазового перехода е-МзЫ —>е-№Д<Г.

9. Исследованы эффекты, обусловленные нанокристаллическим состоянием в пленках Зс!-металлов, которое обладает большим количеством запасенной энергии. Обнаружены и изучены эффекты:

• взрывной перекристаллизации наноструктуры в дендригаую;

• множественного двойникования в нанокристашшческих пленках железа и кобальта;

• образования фрактальной структуры при окислении, структурной перестройке;

• реализации отслоений синусоидального характера;

• самораспространяющегося высокотемпературного синтеза в системе на-нокристаллический ферромагнетик - моноокись кремния (БЮ) или кремний (БО.

Все указанные процессы реализуются с высокими скоростями, а фронт процесса характеризуется температурой, достаточной для квазиплавления нанокристашшческих материалов.

10. Разработанная технология и материалы обладают большими потенциальными возможностями для практического использования в устройствах магни-тоэлектроники и в настоящее время некоторые из них уже нашли практическое применение. Для магнитомягких материалов наиболее широкие разработки проведены при создании магниточувствительных элементов датчиков слабого магнитного поля. Для ряда материалов получены авторские свидетельства на изобретения и они могут быть рекомендованы:

• магнитожесткие с гранулированной морфологией и слабой обменной связью между наночасгацами в качестве носителей памяти для продольной записи или в качестве магнитооптических сред;

• с увеличенным мапшторезистивным эффектом для применения в устройствах считывания;

• магнитостатические свойства металло-диэлектрических слоев позволяют визуализ1фовать поля рассеяния от битов информации, от магнитных не-однородностей и т.д., что позволяет осуществлять контроль за состоянием мапгитных сред.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ АВТОРА ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Жиганов B.C., Кононов В.П., Фролов Г.И., Яковчук В.Ю. Вакуумная технология получения тонких маппггаых пленок // Препринт № 406-Ф, 1987, Красноярск, Институт физики СО АН СССР, 47 с.

2. Фролов Г.И., Жигалов B.C., Польский А.И., Поздняков В.Г. Исследование электропроводности в нанокристаллических атенках кобальта // ФТТ, 1996, Т. 38, №4, С. 1208-1213.

3. Жигалов B.C., Фролов Г.И., Квеглис Л.И. Нанокристаллические пленки кобальта, полученные в условиях сверхбыстрой конденсации // ФТТ, 1998, Т. 40, № 11, С. 2074-2079.

4. Фролов Г.И., Жигалов B.C., Мальцев В.К. Влияние температуры на структурные превращения в нанокристаллических пленках кобальта // ФТТ, 2000, Т. 42, №2, С. 326-328.

5. Квеглис Л.И., Лисица Л.И., Жарков С.М., Басько А. Л., Мытни-ченко C.B., Жигалов B.C., Фролов Г.И. Масштабная инвариантность структуры при взрывной кристаллизации аморфных пленок Со // ПОВЕРХНОСТЬ, Рентг., синхротрон, и нейтронные исследования, 1998, № 7, С. 112-117.

6. Жарков С.М., Жигалов B.C., Фролов Г.И. ГПУ фаза в пленках никеля //ФММ, 1996, Т. 81, В. 3, С. 170-173.

7. Жарков С.М., Жигалов B.C., Квеглис ЛИ., Лисица Ю.В., Ренская К.В., Фролов Г.И. Кластерная структура и сверхрешетки в пленках Со и Fe // Письма в ЖЭТФ, 1997, Т. 65, В. 12, С. 872-875.

8. Фролов Г.И., Баюков O.A., Жигалов B.C., Квеглис Л.И., Мягков В.Г. Электронномикроскопические и мессбауэровские исследования сверхрешетки в пленках железа // Письма в ЖЭТФ, 1995, Т. 61, № 1, С. 61-64.

9. Фролов Г. И., Жигалов B.C., Квеглис Л.И., Жарков С.М., Баюков O.A., Басько А.Л. Структура и магнитные свойства нанокристаллических пленок железа // ФММ, 1999, Т. 88, № 2, С. 85-89.

10. Фролов Г.И., Жигалов B.C., Жарков С.М., Яруллин И.Р. Пленки железа с микрокластсрной структурой // ФТТ, 1994, Т. 36, № 4, С. 970-972.

П.ИсхаховР.С., КомогорцевС.В., Столяр C.B., Прокофьев Д.В., Жигалов B.C. Структура и магнитные свойства нанокристаллических конденсатов Fe, полученных методом импульсно-плазменно9го испарения // ФММ, 1999, Т. 88, № 3, с. 56-65.

12. Novakova A.A., Gan'schina Е.А., Kiseleva T.Yu., Rodin L.R., Zhiga-fov V.S. Magnetic and structural state of thick iron film // Moscow Intern.

Symp. on Magnetism, Abstr. of reports, 1999, Москва, МГУ, (23P3-3) P. 213215.

13. Исхаков P.C., Комогорцев C.B., Столяр C.B., Прокофьев Д.Е., Жигалов B.C., Бадаев А.Д. Правило ступеней Оствальда в пленках метастабильных нанокристаллических сплавов Fe-C, полученных методом импульсно-плазменного испарения // Письма в ЖЭТФ, 1999, Т.70, В.11, С.727-32.

14. Исхаков P.C., Столяр C.B., Чеканова Л.А., Артемьев Е.М., Жигалов B.C. Фазы высокого давления в нанокристаллических пленках Со(С), полученных методом импульсно-плазменного испарения // Письма в ЖЭТФ, 2000, Т.72, В. 6, С. 457-462.

15. Isfchakov R.S., Stoljar S.V., Prokofev D.E., Komogortsev S.V., Zhiga-lov V.S., Artem'ev E.M., Chekanova L.A. Structure tnuisformation in Fe-C, Co-C, Ni(Fe)-C nanocrvstalline films // Abstr. Euro-asian symposium "TRENDS IN MAGNETISM", Ëcaterinburg, 2001, P. 218.

16. Жигалов B.C., Баюков O.A., Исхаков P.C., Фролов Г.И. Исследование фазовых переходов в пленках Fe-C. // ФММ, 2002, Т. 93, № 3, С. 1-8.

17. Жигалов B.C., Фролов Г.Й., Мягков В.Г., Жарков С.М., Бондаренко Г.В. Исследование нанокристаллических пленок никеля, осажденных в атмосфере азота // ЖГФ, 1998, Т. 68, № 9, С. 136-138.

18. Фролов Г.И., Жигалов B.C., Баюков O.A. Фазовый состав нанокристаллических пленок железа, осажденных в атмосфере азота // ФТТ, 1999, Т. 41, В. 10, С. 1819-1821.

19. Жигалов B.C., Фролов Г.И., Баюков O.A. Свойства нанокристаллических пленок Зс1-металлов, полученных в среде азота // В матер, конф. «Ультрадисперсные порошки, наноструктуры, материалы», Красноярск, 1999, С. 127-128.

20. Кононов В.П., Жигалов B.C. Тигельный испаритель для получения однородных тонких пленок // ПТЭ, 1975, № 1, С. 235-236.

21. Жигалов B.C. Физические свойства пленок системы (Fe-Ni>SiO // Кандидатская диссертация, 1982, 116 с.

22. Хрусталев Б.П, Фролов Г.И., Жигалов B.C., Поздняков В.Г., Хру-сталева Л.Н., Звегинцев С.А. Ферромагнитный резонанс в пленках Febx(SiO^, СоЬх (SiO)>;. // В кн. "Магн. свойства кристал-х и аморфных материалов", Иркутск, ГПИ, 1985, С. 155-157

23. Жигалов B.C., Фролов Г.И. Напряжения в керметных пленках системы (Fe-Ni^.^SiO)*// ФММ, 1978, Т. 45, В. 6, С. 1289-1291.

24. Фролов Г.И., Жигалов B.C. Коэрцитивная сила пленок системы (Fe-Ni)ioo-x(SiO)x // ФММ, 1975, Т. 40, В. 3, С. 518-523.

25. Саланский Н.М., Жигалов B.C., Фролов Г.И. Коэрцитивная сила разбавленных пленок пермаллоя // В кн. "Научное приборостроение для физических исследований", Ч. 2, Красноярск, 1975, С. 34-38.

26. Жигалов B.C., Фролов Г.И., Величенко П.П. Магнитные и электрические свойства пленок (Fe-Ni^oo-xCSiO)* // В кн. «Физика магнитных пленок», Иркутск, 1975, С. 106-110.

27. Жигалов B.C., Федоров Ю.М., Фролов Г.й. Эффект увеличения намагниченности и фарадеевского вращения в пермаллоях, разбавленных диэлектриком // ФММ, 1977, Т. 44, В. 6, С. 1303-1305.

28. Фролов Г.И., Польский А.И., Жигалов B.C., Середкин ВА Новые магнигопленочные материалы и их применение // В кн. «Физика твердого тела. Биофизика», 1982, Красноярское кн. изд-во, С. 62-65.

29. Ерухимов М.Ш., Жигалов B.C., Фролов Г.И. Температурное поведение намагниченности пермаллоевых сплавов при наличии примесных атомов // ФММ, 1980, Т. 49, В. 6, С. 1210- 1215.

30. Середаин В.А., Ерухимов M.IIL, Жигалов B.C., Яковчук В.Ю. Каналы продвижения ПМД Fe-SiO и NiFe-NiFeMn // В кн. «Магнитные материалы для радиоэлектроники», 1982, Красноярск, С. 56-69.

31. Середкин В.А., Жигалов B.C. Кристаллическая структура и магнитооптические свойства пленок системы Fe-SiO // В сб. «Высокочастотные свойства магнитных пленок», Красноярск, 1978, С. 112-117.

32. Балаев А.Д., Жигалов B.C., Поздняков В.Г., Хрусталев Б.П. Магнитные свойства аморфных пленок Feioo-xiSiO)* // В кн. «Магнитные материалы для радиоэлектроники», 1982, Красноярск, С. 185-196.

33. Жигалов B.C., Фролов Г.И., Фиш Г.И. Намагниченность насыщения и величина обменного взаимодействия в пленках пермаллоя, разбавленных SiO. // В кн. «Высокочаст, свойства магн. пленок», Красноярск, 1978, С. 62-66.

34. Исхаков P.C., Прокофьев Д.Е., Чеканова Л.А., Жигалов B.C. Концентрационные неоднородности, стимулированные нанокристаллическим состоянием пленок сплавов Ni-Fe-P и Ni-Fe-C. Исследование методом спин-волнового резонанса // Письма в ЖГФ, 2001, Т. 27, В. 8, С. 81-89.

35. Исхаков P.C., Столяр C.B., Чеканова ЯЛ., Жигалов B.C. Исследование пространственных флуктуаций намагниченности в метвстабильных нанок-ристашшческих пленках сплавов на основе Fe методом спин-волновой спектроскопии И ФТТ, 2001, Т. 43, В. 6, С. 1072-1075.

36. Мягков В.Г., Квеглис JIM., Жигалов B.C., Фролов Г.И. Дендритная кристаллизация аморфных пленок железа // Изв. РАН, сер. физ., 1995, Т. 59, Кг 2, С. 152-156.

37. Мягков В.Г., Жигалов B.C., Жарков С.М.. Фрактальное окисление аморфных пленок железа. ДАН, 1996, Т. 346, № 5, С. 612-615.

38. Мягков В.Г., Квеглис ЛМ., Жигалов B.C., Фролов Г.И. Морфологические нестабильности при взрывной кристаллизации пленок железа // Поверхность, 1994, № 1, С. 105-109.

39. Мягков В.Г., Жигалов B.C., Середкин В.А. Осциллирующие нестабильности при распространении отслоений в тонких пленках // ДАН, 1999, Т. 366, №4, С. 472-474.

40. Баженов С. Л., Мягков В.Г., Жигалов B.C., Волынский А. Л. Энергия отслоения наномегрового покрытая от жесткой подложки//ДАН, 2002, Т. 382, №6, С. 761-764.

41. Мягков В.Г., Жигалов B.C., Быкова Л.Е., Мальцев В.К. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез и твердофазные реакции в двухслойных тонких пленках // ЖТФ, 1998, Т. 68, № 10, С. 58-62.

42. Мягков В.Г., Жигалов B.C., Быкова Л.Е., Бовина А.Ф., Бондаренко Г.Н. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез силицида никеля в двухслойных пленках нитрида никеля и моноокиси кремния // ИЗВ. РАН, неорг. материалы, 1999, Т. 35, № 5, С. 600-603.

43. Фролов Г.И., Жигалов B.C. Новые материалы для устройств магнитной памяти // Материалы Междутар, научно-практической конф. «САКС-2001», Красноярск, 2001, С. 207-208.

44. Фролов Г.И., Жигалов B.C., Жарков С.М., Киргизов В.В. Наногра-нулированные пленочные материалы для устройств памяти со сверхплотной магнитной записью // Intern. BAIKAL seien' conf. «MAGNETIC MATERIALS», Irkutsk, 2001, P. 79.

45. Отчет по теме № 8104 за 1981 г. рукопись, рук. В.В. Поляков, 45 с.

46. Отчет по теме № 8104 за 1982 г. рукопись, рук. В.В. Поляков, 50 с.

47. Отчет по теме № 8301 за 1983 г. рукопись, рук. В.В. Поляков, 52 с.

48. Отчет но теме № 8308 за 1984 г. рукопись, рук. В.В. Поляков, 44 с.

49. Отчет по теме № 8301 за 1985 г. рукопись, рук. В.В. Поляков, 21 с.

50. Отчет по теме № 8301 за 1986 г. рукопись, рук. В.В. Поляков, 36 с.

51. Жигалов B.C. Лазерные технологии. Учебное пособие, CAA, г. Красноярск, под ред. Лепешева A.A., 1999, 115 с.

52. A.c. 658990 СССР. Способ изготовления магнитооптического элемента и ферромагнитный материал для его осуществления. / Середкин В.А., Жигалов B.C., Фролов ГгИ. - от 28 декабря 1978 г

53. А.С.589627 СССР. Сплав для тонких магнитных пленок на основе железа /Жигалов B.C., Середкин В А., Фролов Г.И.- опубл. в Б.И., 1978, № 3.

54. А с. 656365 СССР. Сплав на основе никеля для магнитных пленок. /Жигалов B.C., Фролов Г.И., Кан С.В., Киселев НИ. от 14 декабря 1978 г.

55. A.c. 792978 СССР. Сплав для магнитных пленок на основе железа. / Середкин В.А., Гринин Э.Ф., Жигалов B.C., Фролов Г.И. - от 1. 09. 1980 г.

Подписано в печать 23.06.03 г. Формат 60x85/16. Гарнитура Тайме. Уч. изд. л. 1,5. Усл. Печ. Л. 2. Тираж 100. Заказ № 41

Отпечатано в типографии Института физики СО РАН 660036, Красноярск, Академгородок, ИФ СО РАН

»t250r°2

i

Введение

1. Наноструктурные материалы (НСМ).

1.1. Классификация наноструктурных материалов.

1.2. Физические особенности НСМ

1.3. Изолированные наночастицы

1.3.1. Поверхностная энергия

1.3.2. Кристаллическая структура кластеров и порошков

1.3.3. Металлические наночастицы, оболоченные углеродом.

1.3.4. Магнитные свойства

1.4. Фрактальные образования

1.5. Компактные наноструктурные материалы

1.5.1. Материалы с высокодефектной структурой.

1.5.2. Компактированные (нанофазные) материалы

1.5.3. Мультислойные и нанокристаллические пленки

1.5.4. Свойства нанокристаллических пленок 3<1-металлов

1.5.5. Наногранулированные пленки системы металл-диэлектрик

1.6. Технические аспекты

1.6.1. Ретроспектива и перспективы

1.6.2. Технология материалов с НКС.

1.6.3. Вакуумные технологии

2. Технология пленок с нанокристаллической структурой (НКС)

2.1. Высокоскоростные методы испарения

2.2. Оборудование импульсно-плазменного распыления (ИПР).

2.3. Характеристики плазмы

2.4. Отработка технологических параметров ИПР

2.5. Лазерное напыление

2.6. Технология пленочных систем Fe - N

2.7. Технология пленочных систем Me - С

2.8. Методы исследования

2.9. Обсуждение

3. Исходное состояние пленок Зс1-металлов с нанокристаллической структурой (НКС)

3.1. Структурные исследования, химический состав

3.1.1. Электронно-микроскопический анализ свежеприготовленных пленок

3.1.2. Рентгеновская спектроскопия пленок, полученных методом ИПР.

3.1.3. Химический состав пленок, полученных методом ИПР

3.1.4. Фотоэлектронная спектроскопия

3.2. Электрические свойства пленок З^металлов с НКС

3.2.1 Исследование электропроводности в пленках кобальта в исходном состоянии

3.3. Магнитные свойства пленок Зс1-металлов с НКС

3.3.1. Намагниченность насыщения свежеприготовленных пленок Зс1-металлов

3.3.2. Коэрцитивная сила в пленках переходных металлов с НКС

3.3.3. СВЧ-свойства нанокристаллических пленок Fe и Со.

3.3.4. Эффект Мессбауэра в пленках железа, полученных методом ИПР

3.3.5. Эффект Керра в пленках Fe с НК структурой

3.3.6. Ядерный магнитный резонанс в пленках Со с НКС

3.4. Обсуждение свойств пленок Зс1-металлов с НКС.

3.4.1. Структура, модельные представления.

3.4.2. Нанокристаллический никель

3.4.3. Нанокристаллическое железо

3.4.4. Пленки нанокристаллического кобальта

3.4.5. Намагниченность 3<1-металлов с НКС

3.4.6. Пленки метастабильного железа (y-Fe и s-Fe)

3.4.7. Метастабильные фазы систем Fe-C, Со-С и Ni-C

3.4.8. Схема превращений и итоговая таблица ф 4. Структурная релаксация и превращения в пленках с НКС.

4.1. Модификация структуры нанокристаллических пленок железа после температурного воздействия

4.1.1. Технология и образцы

4.1.2. Экспериментальные результаты

1. Влияние температуры на структурные превращения в пленках Fe с НКС

2. Магнитные свойства в зависимости от термоотжига

3. Изменения Не и формы петли гистерезиса под влиянием температуры отжига ф 4. Мессбауэровские измерения в пленках Fe после температурной обработки

5. Изменение электрических свойств в пленках Fe при нагреве.

4.1.3. Обсуждение результатов

4.2. Влияние отжига на свойства нанокристаллических пленок кобальта

4.2.1. Технология, образцы

4.2.2. Экспериментальные результаты

1. Температурные исследования структурных свойств пленок Со с НКС

2. Магнитные свойства (намагниченность насыщения и коэрцитивная сила) ф в зависимости от температуры отжига

3. Ядерный магнитный резонанс в пленках Со, подвергнутых отжигу

4. Электрические свойства в пленках Со в зависимости от температуры отжига

4.2.3. Обсуждение результатов

5. Нанокомпозитные пленки системы металл-углерод

5.1. Введение

5.2. Фазовые и структурные переходы при температурной обработке пленок Fe, допированных углеродом

• 5.2.1. Карбиды железа

5.2.2. Технология, образцы.

5.2.3. Экспериментальные результаты

1. Изменение величины намагниченности насыщения (Js) от температуры отжига

2. Коэрцитивная сила в зависимости от температуры нагрева

3. Влияние температуры нагрева на электрические свойства

4. Исследование фазовых переходов с помощью эффекта Мессбауэра

5.2.4. Обсуждение результатов

• 5.3. Фазовые превращения в пленках Со с большим содержанием углерода

5.3.1. Карбиды кобальта

5.3.2. Технология, образцы

5.3.3. Экспериментальные результаты

1. Влияние температуры на магнитные свойства пленок системы Со-С

2. Электрические свойства в пленках Со-С в зависимости от температуры

3. Исследования фазовых превращений в пленках Со-С методом ядерного магнитного резонанса

• 5.3.4. Обсуждение результатов

6. Пленочные НСМ системы 3(1-металл-азот

6.1. Особенности синтеза нитридных соединений

• 6.1.1. Сплавы Fe-N

6.2. Нанокристаллические пленки железа, осажденные в атмосфере азота

6.2.1. Тонкие пленки системы Fe-N

6.2.2. Высокочастотные исследования нанокристаллических пленок системы Fe-N

6.2.3. Мессбауэровские исследования фазового состава пленок железа, осажденных в атмосфере азота.

6.3. Обсуждение результатов

6.4. Исследование нанокристаллических пленок никеля, осажденных в атмосфере азота

7. Пленочные нанокомпозитные материалы системы 3<1-металл-диэлектрик

7.1. Общие вопросы

7.1.1. Электронно-микроскопический анализ

7.2. Методика препарирования образцов

7.3. Свойства пленок пермаллоя в зависимости от содержания SiO

1. Внутренние макронапряжения в пленках (Fe-Ni)-SiO

2. Коэрцитивная в пленках пермаллоя, разбавленных SiO

3. Высокочастотные свойства пленок (Feo^Nio^-SiO

4. Эффект Фарадея в пленках (Fe-Ni)i-x(SiO)x

5. Электросопротивление в пленках (Fe-Ni)-SiO

7.4. Пленки ЗсЬметаллов, легированные SiO

7.4.1. Пермаллой-SiO

1. Намагниченность насыщения и температура Кюри в пермаллое, легированном SiO

2. Удельное электросопротивление в пленках (Fe-Ni), легированных SiO.

3. Магниторезистивный эффект в пленках (Fe-Ni)-SiO

7.4.2. Fe-SiO

7.5. Пленки Зс1-меташюв, разбавленные SiO

7.5.1. Магнитные и магнитооптические эффекты в пленках Fe, разбавленных SiO.

7.5.2. СВЧ-свойства пленок Feioo-x(SiO)x и Coioo-x(SiO)x

7.6 Наногранулированные пленки 3<1-металлов

7.7. Порядок фазовых превращений

7.8. Основные результаты

8. Эффекты нанокристаллического состояния в пленках 3<]-металлов, полученных сверхбыстрой конденсацией

8.1. О неравновесности материалов с НКС

8.2. Эффекты самоорганизации и синергетические процессы в нанокристаллических пленках Зс1-металлов

8.2.1. Дендритная кристаллизация в нанокристаллических пленках железа

8.2.2. Механизм множественного двойникования при взрывной кристаллизации нанокристаллических пленок Со

8.2.3. Фрактальное окисление нанокристаллических пленок железа

8.2.4. Явление самоорганизации при отслоениях в неравновесных пленочных системах

8.2.5. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез в композитных пленках Зё-металлов и моноокиси кремния (SiO)

8.2.6. Особенности СВС в нанокристаллических пленках нитрида никеля и моноокиси кремния.

Актуальность проблемы. В последнее время значительно вырос интерес к исследованию материалов с нанокристаллической структурой, так как обнаружилось, что уменьшение размера кристаллитов (или любых других структурных образований) ниже некоторой пороговой величины приводит к радикальному изменению физических свойств этих материалов. Проблема получения нанокристаллических и нанокомпозитных материалов, предназначенных для применения в различных областях техники, обсуждается в научной литературе уже более ста лет (со времен русского металлурга Чернова). На протяжении этого исторического этапа с научной точки зрения менялись терминология, физические представления о особенностях кристаллической и атомной структуры, с технологической - совершенствовались способы и приемы изготовления подобных материалов. При этом интерес материаловедов вызывали новые свойства, которые характерны для нанокристаллических материалов (прежде всего механические, тепловые и в меньшей степени -электрические и магнитные), а интерес инженеров заключался в практическом их использовании для конкретных устройств.

Началом новому витку исследований в этой области физического материаловедения послужили, с одной стороны, более высокие требования к материалам при разработке устройств электроники нанометрового масштаба; с другой стороны, появление основополагающих работ середины 80-х годов, в которых дана классификация таких материалов /1-4/. При этом заслугой Глей-тера (автора работ /1-2/) можно считать не только объединение большого класса различных материалов (таких, как ультрадисперсных, композиционных, гранулированных, порошков и т.д.) в единый класс наноструктурных материалов, объединенных одним свойством - размером структурных образований, но и выявление особенностей свойств, характерных для них. Глейтер также считает наноструктурными материалы, в которых ультратонкая микроструктура имеет высокую плотность дефектов (точечные дефекты, дислокации, межфазные и межзеренные границы), так что расстояния между ближайшими дефектами сопоставимы с межатомными параметрами. Эта особенность, как и размер нанокристаллитов, являются физической причиной многих необычных дисперсионных зависимостей, и различных свойств в данных материалах, например, высоких механических и химических свойств, таких как твердость, прочность, жаростойкость, с одной стороны, и сверхпластичность - с другой, каталитические свойства при высокой химической активности - с одной и высокая антикоррозийность - с другой стороны /1 -7/.

На пути миниатюризации электронных компонентов современная нано-технология добилась того, что стало возможным контролируемое изготовление устройств с характерными размерами элементов менее одной десятой доли микрометра. В таких устройствах могут наблюдаться яркие физические эффекты, определяющие новое направление современной физики, которое получило название «нанофизика». В рамках этого направления физических исследований значительную часть занимают магнитные материалы.

Интерес к магнитным материалам с нанокристаллической структурой (НКС) обусловлен рядом уже установленных причин. Во-первых, специфика материалов с НКС приводит к необычным кооперативным магнитным явлениям. Во-вторых, в нанокристаллических материалах атомная структура приграничных областей отличается от атомной структуры объема зерен, что является причиной новых явлений, например, появление ферромагнитного порядка в межкристаллитных областях нанокристаллических материалов, кристаллические аналоги которых не ферромагнитны. В-третьих, в нанокристаллических магнитных материалах нет доменной структуры в привычных представлениях, так как каждый кристаллит нанокристаллического образца является ферромагнитным монодоменом. В-четвертых, для нанокристаллических объектов характерны необычные магнитные, гистерезисные свойства, что влияет на процессы перемагничивания /5/. Все перечисленные факты могут иметь важные последствия для практического применения магнитных пленочных материалов в различных устройствах.

Нанокристаллические магнитные материалы могут быть как макроскопической системой, так и немакроскопической. В последнем случае параметры нанообразований не являются монотонной функций от числа атомов в них. При этом наиболее резкие изменения имеют место при прохождении так называемых «магических чисел», что приводит к повышению вероятности формирования нанообразований со строго определенным числом атомов {кластеров). К настоящему времени довольно широко изучены свойства свободных микрокластеров и кластерных пучков с хорошим выходом на практическое использование /5-7/, однако прогресс в изучении и использовании свободных микрокластеров все в большей мере связывается с возможностью их компак-тирования /7/.

Пленочные нанокристаллические и нанофазные (наногранулирован-ные) материалы являются одним из видов компактированных нанокристаллических материалов. Изучение особенностей свойств, связанных как с размером кристаллитов, так и с характером их пространственного распределения в пленочных образцах может быть проведено с привлечением более широкого круга методик, чем в случае объемных материалов.

При рассмотрении свойств нанокристаллических материалов всегда имеют в виду их метастабильность, которая является следствием высокой энергозагруженности таких материалов, при этом особенность нанокристал-лического состояния по сравнению с другими известными неравновесными метастабильными состояниями заключается в отсутствии соответствующего ему по структуре и развитости границ равновесного состояния. В этом плане метастабильность является мощным инструментом поиска новых материалов с новыми неизвестными свойствами, изучение которых может предопределить их практическое использование в устройствах.

Объектом интенсивных экспериментальных и теоретических исследований является проблема магнетизма в метастабильных структурах 3d-металлов, таких как ГЦК-Fe, ГТТУ-Fe, ОЦК-Со, ГПУ-Ni, т.е. в атомных структурах термодинамически неустойчивых в обычных условиях. Существует значительное количество теоретических работ, в которых самосогласованно (минимизация суммы энергий магнитной и упругой систем) изучается тип магнитного порядка и зависимость магнитного момента на атом от радиуса Вигнера-Зейтца или объема на атом. К настоящему времени появилось также большое число экспериментальных работ, посвященных изучению магнитного состояния метастабильных структур переходных металлов. Сюда входят фазы высокого давления ГПУ-Fe, включения ГЦК-Fe в матрице Си, пленки толщиной 3-7 моноатомных слоев: ГЦК-Fe, ОЦК-Со, ГПУ-Ni и т.д., полученные молекулярной эпитаксией.

Тем не менее, остается большое число нерешенных проблем, особенно в пленочных образцах, так как трудно предсказать свойства пленок, в которых значительную роль играют взаимодействия наночастиц между собой и с подложкой, при огромном влиянии размерных и поверхностных эффектов, накладываемых частицами, их границами и поверхностью пленок. Значительную сложность в изучении, среди различных типов НСМ, представляют нано-композитные пленки с гранулированной морфологией (нанокристаллиты, разделенные немагнитной прослойкой). Несмотря на большую предысторию их изучения, остаются многие нерешенные вопросы теоретического и прикладного плана. Перечисленные проблемы пленок магнитных материалов с нанок-ристаллической структурой являются предметом исследований в предложенной работе.

Таким образом, исследование магнитных нанокристаллических материалов и их пленочных аналогов является весьма актуальным в настоящее время, как в научном плане, так и для их практического использования.

Целью работы является получение способом высокоскоростной конденсации нанокристаллических пленочных образцов Зё-металлов в композиции с углеродом, азотом и диэлектриком и исследование в этих энергонасыщенных материалах особенностей свойств, атомной структуры и фазовых превращений.

Задачи настоящей работы можно сформулировать в виде:

1. Разработка технологии получения пленок переходных металлов с нанокри-сталлической структурой и пленок с наногранулированной морфологией со сверхвысокими скоростями конденсации (отработка параметров и условий получения однофазных карбидных и азотистых соединений).

2. Комплексное исследование свойств и структурных характеристик в исходном метастабильном состоянии.

3. Изучение последовательности фазовых и структурных превращений в нанокристаллических карбидных и азотистых соединениях 3(1-переходных металлов в результате температурного воздействия в виде нагрева, отжига, облучений (определение условий перехода структуры пленок в равновесное состояние).

4. Рассмотреть механизмы и модельные представления эффектов и явлений, сопровождающих фазовые переходы при температурной релаксации (влияние межфазных границ, синергетика и процессы самоорганизации).

5. Исследовать свойства, механизмы и порядок фазовых превращений в на-нокомпозитных пленках системы переходной металл-диэлектрик с наногранулированной структурой в зависимости от величины разбавления (концентрационные зависимости свойств и структурных превращений). Методы исследования. Для исследований по теме данной диссертации использовались современные спектрометры с использованием эффектов Мес-сбауэра, ядерного магнитного резонанса, высокочастотных резонансов (ФМР и СВР); оптические и магнитооптические измерения, методики электрических, рентгеновских, фотоэлектронных и других измерений, разработанные в лабораториях Института физики СО РАН, Института химии СО РАН, Института полупроводников СО РАН, Исследовательского центра синхротронного излучения Института ядерной физики СО РАН, Московского государственного университета, Физико-технологического института Красноярского государственного технического университета и многих других научных учреждений.

Достоверность результатов исследований обеспечивалась использованием высокотехнологичного бакуумного оборудования и лазерной техники, хорошо разработанной технологии для получения образцов, надежной их паспортизации и применением современного аналитического оборудования для исследования. В обсуждении использовались фундаментальные и материало-ведческие представления, анализ литературы и достаточно надежная апробация в виде докладов на многочисленных конференциях и опубликование основных результатов в центральных отечественных и зарубежных журналах. Научная новизна данного исследования заключается в следующем:

1. Разработанное оборудование и методика импульсно-плазменного распыления (ИПР) для получения образцов позволили максимально диспергировать кристаллическую структуру за счет дискретности технологического процесса, сверхвысоких скоростей импульсного распыления и охлаждения конденсатов. Методика распыления отвечает современным требованиям получения материалов с размером структурных образований нанометрового масштаба.

2. Изготовленные по данной технологии пленки метастабильных карбидных и азотных соединений ферромагнитных Зё-металлов устойчивы при комнатной температуре, при этом образцы имели толщины более 50 нм, что указывает на достижение собственного метастабильного состояния, удерживаемого активационным барьером, а не внешним воздействием.

3. Достигнутые степени пресыщения атомами углерода и азота в качестве примеси внедрения в нанокристаллических переходных металлах в десятки раз превышают растворимости, достижимые в равновесных растворах.

4. Установлено, что порядок и последовательности фазовых и структурных превращений в нанокристаллических пленках систем: 3^-металл - углерод, З^-металл - азот, 3^-металл - диэлектрик в ходе термической релаксации зависят от состава и способа изготовления образцов и отличаются от известных из научной литературы.

5. Возможность получения гомогенных пленок карбидных и нитридных соединений переходных Зс1-металлов, находящихся в метастабильном состоянии, позволила впервые определить их основные физические свойства.

Практическая значимость и реализация результатов работы.

1. Работа выполнялась в соответствии с научно-техническими программами ГКНТ при СМ СССР и планами научных исследований Института физики им. Л.В.Киренского СО РАН по теме «Новые магнитные материалы микроэлектроники», утвержденными ученым советом Института.

2. Технологические исследования, являющиеся частью диссертационной работы, были использованы при выполнении опытно-конструкторских (ОКР) и научно-исследовательских работ (НИР) с рядом ведущих предприятий страны по разработке и изготовлению датчиков слабых магнитных полей (темы 8104, 8301 и 8308) и по внедрению опытной технологии изготовления магнитометрических преобразователей (тема «Кречет» НПО «УРАН»). По результатам работ были оформлены 6 отчетов, копии актов о внедрении приложены.

3. Технологические исследования, включающие разработку технологии и оборудования импульсно-плазменного распыления, а также получение алма-зоподобных и карбонитридных пленочных материалов и исследование трибо-логических свойств, были выполнены в рамках Межвузовской научно-технической программы «Плазменные, ионные и электронные комплексные упрочняющие технологии» (П.Т.409. «ЭЛЕКТРОФИЗИКА 1998-2000») в 1998-1999 годах. По результатам работы опубликована статья и оформлен отчет.

4. Основные результаты исследований, предложения на внедрение, а также разработки новых технологий, оборудования и нанокомпозитных и магнитных материалов докладывались на научно-технических конференциях и семинарах страны. Сделано 43 доклада.

5. Работа автора в области научно-технических разработок заняла 1-е место в конкурсе прикладных работ, проводимых СО РАН, разработанные автором в соавторстве магнитные, многослойные материалы для магнитометрических приложений выставлялись на выставке достижений народного хозяйства СССР (ВДНХ), исследования по этим материалам вошли в том достижений Академии наук СССР за 1982-83 годы.

6. Предложенные в качестве носителей для записи информации и для ее считывания разработки некоторых магнитопленочных материалов системы 3dметалл-диэлектрик признаны изобретением, на которые получены 4-е авторских свидетельства.

7. В работе обнаружены и исследованы эффекты, которые предложены для практического использования: отсутствие напряжений в пленках определенного состава в системе металл-диэлектрик; нулевые значения термического коэффициента электросопротивления в пленках Fe-C, Со-С, низкокоэрцитивное состояние (< 0,2 Э) в образцах Fe-Ni-(SiO) с переходом в высококоэрцитивное (эффект предложен для устройств памяти на плоских магнитных доменах, для данных устройств проведены специальные исследования на эффективность продвижения доменов по каналам); высокие СВЧ-свойства (ДН < 20 Э на частоте/= 9ГТц); увеличение магниторезистивного эффекта с 1,8 до 4,1 % для пленок пермаллоя с добавкой SiO; увеличение магнитооптического вращения (2F) почти на 40 %, за счет этого увеличение магнитооптической добротности (2F/a) с 0,02 до 0,15; визуализация полей рассеяния, что позволяет проводить контроль как качества сред для записи информации, так и самой информации и т.д.

На защиту выносятся.

1. Разработанные технологические принципы импульсно-плазменного распыления проводящих материалов; инженерные решения, используемые при создании технологических установок, распылительных устройств; технологические условия изготовления образцов с заданными параметрами. Оборудование и технология обеспечивала получение образцов в условиях сверхбыстрой конденсации (более 104 нм/с) при длительности импульса ~ 10"4 с, с выо сокой скоростью охлаждения (порядка 10 К/с). Кроме этого, при данной технологии пленочные образцы имели сплошное заполнение на подложках при толщинах менее 2 нм, изготавливались без напуска рабочего газа, что позволило избежать неконтролируемых примесей.

2. Показанная возможность получения пленочных образцов 3(1-металлов, находящихся в метастабильном нанокристаллическом состоянии (с размером структурных образований менее 5 нм) и с пересыщенным раствором углерода или азота (более 20 ат.% при предельной растворимости в массивных материалах в равновесных условиях не более 0,2 ат.%). Достигнутое пересыщение и метастабильность являются устойчивыми при обычных условиях.

3. Выполненное исследование материалов с пересыщенными растворами, находящихся в метастабильном состоянии, установленные корреляции для данных материалов: свойства - размер кристаллитов, свойства - концентрация примесей внедрения (углерод, азот) и примесей замещения (моноокись кремния). Структурные особенности нанокристаллического состояния данных материалов.

4. Выявленные последовательности фазовых переходов в пленках пересыщенных растворов Зё-металлов в ходе релаксации в зависимости от температуры, от концентрации примеси углерода. Возможность синтеза метаста-бильных, гомогенных карбидных фаз железа, кобальта и никеля e-Fe^C (х = 2-8), #-Fe3C, /-Fe5C2, ^-Fe5C2, £-Ni3C, Co3C и Co2C; измеренные параметры атомной кристаллической решетки в данных фазах, а также основные электрические, магнитные характеристики, а также параметры эффекта Мес-сбауэра, ядерного магнитного резонанса и СВЧ-свойств.

5. Особенности физических свойств в синтезированных, метастабильных нитридных фазах типа e-Fe3N, e-Fe4N, e-Ni3N, e-Ni4N, £-Fe2N. Определение условий реализации фазового перехода e-Ni3N —> £-Ni4N. Структурные и магнитные параметры гомогенных нитридных фаз железа и никеля.

6. Аномальное влияние малого количества (менее 2 - 3%) немагнитных комплексов Si-О на электронную структуру и физические свойства 3d-металлов и их сплавов. Данное легирование в сплаве Fe-Ni сопровождается увеличением намагниченности насыщения, магнитооптических и магниторе-зистивных параметров; уменьшением напряжения, удельного электросопротивления, ширины линии ферромагнитного резонанса и величины коэрцитивной силы.

7. Последовательность фазовых превращений в системе Зс?-металл - моноокись кремния при изменении концентрации диэлектрика в них от 0 до 100 об.%.: легированные ферромагнетики —> разбавленные —> однодоменные (кластерная структура) —* суперпарамагнитное состояние —> парамагнетик —> диэлектрик. Магнитные, магнитооптические, электрические и оптические свойства каждой фазы, при этом границей перколяции является концентрация SiO-47 об.%.

8. Эффекты нанокристаллического состояния в метастабильных пленках 3£/-металлов: взрывная перекристаллизация наноструктуры в дендритную; множественное двойникование в нанокристаллических пленках железа и кобальта; образование фрактальной структуры при окислении, структурной перестройке; механические неустойчивости в виде отслоений синусоидального характера; самораспространяющейся высокотемпературный синтез в системе нанокристаллический ферромагнетик - моноокись кремния (SiO) или кремний (Si).

Диссертация состоит из Введения, восьми Разделов, Основных выводов и Заключения.

Результаты исследования особенностей магнитных свойств, структуры, фазовых состояний и их превращений в нанокристаллических и нанофазных пленках, полученных:

1) совместным испарением ферромагнитных металлов и диэлектрика (моноокиси кремния);

2) сверхбыстрой конденсацией переходных металлов (железо, никель, кобальт) в газовой среде углеродсодержащих паров, либо азота -обобщены в следующих выводах.

1. Синтезированы пленки гранулярных ферромагнитных металлов (Fe, NiFe) во всем диапазоне объемных долей металла, в которых в качестве изолирующей диэлектрической фазы впервые использовалась моноокись кремния. Изучены магнитные, электрические и магнитооптические свойства синтезированного нанокомпозита и обнаружены характерные особенности этих свойств:

- вблизи порога протекания (53 об.% металла), где осуществляется резкое увеличение удельного электросопротивления и обращение в нуль его температурного коэффициента, а также трансформация ферромагнитного состояния системы в суперпарамагнитное;

- в области ~ 70 об.% металла, где происходит переход атомной структуры металла от кристаллической к аморфной, сопровождаемый уменьшением константы обменного взаимодействия в 1,5 раза;

- в области малых добавок моноокиси кремния (2-3 об.%), приводящих к формированию нанокристаллического состояния металла, проявляющего себя в значительном уменьшении величины коэрцитивной силы (в 10-15 раз) и ширины линии ферромагнитного резонанса (~ на 20 %).

2. Обнаружено, что малые добавки моноокиси кремния в сплаве NiFe пермал-лоевой концентрации, помимо формирования нанокристаллического состояния, приводят к увеличению намагниченности насыщения сплава (на 10 %), уменьшению величины удельного электросопротивления (в 1,2 - 1,3 раза) и к увеличению магнитооптических и магниторезистивных эффектов (на 40 и 25%, соответственно).

3. Разработан и создан комплекс технологического оборудования для им-пульсно-плазменного распыления в вакууме металлических мишеней, включающий оригинальный способ создания и сохранения в течение ~ 10"4 с паро-плазменного сгустка распыляемого металла и позволяющий:

- вести конденсацию пленки металлов со скоростями роста ~ 104 нм/с за импульс за счет быстрой и дискретной подачи пароплазменных сгустков на подложку, что на три порядка превышает обычные скорости термической конденсации;

- получать конденсаты в нанокристаллическом состоянии, осуществляя формирование сплошного покрытия металла уже при толщине слоя 1 - 2 нм;

- проводить напыление металлов в ионизированной контролируемой атмосфере различных паров и газов, что позволило получать их пересыщенные твердые растворы;

- осуществлять регулируемую закалку со скоростями охлаждения конденсата ~ 10' К/с, что позволило получать и сохранять метастабильные состояния в образцах при температурах выше комнатной.

4. Изучено влияние физико-технологических параметров процесса конденсации в предложенной технологии (степени вакуума, скорости конденсации, температуры подложки, толщины пленки) на фазовое и структурное состояние синтезированных конденсатов.

Установлено:

- пленки железа толщиной до 100 нм, полученные в вакууме 10"9 мм рт.ст. на неподогреваемых подложках, характеризуются нанофазной структурой, составленной из равных объемных долей ферромагнитного феррита (ОЦК - Fe) и метастабильного парамагнитного аустенита (ГЦК - Fe);

- пленки железа толщиной до 150 нм, сконденсированные в вакууме 10"6 мм рт. ст. на неподогреваемые подложки, представляют собой ферромагнитные, нанокристаллические, пересыщенные твердые растворы с углеродом, характеризуемые ГЦК структурой. Содержание углерода превышает 20 ат.% (четырехкратное пересыщение ГЦК-Fe углеродом), что указывает на высокую химическую активность конденсата металла;

- пленки никеля, сконденсированные в аналогичных условиях, представляют собой нанокристаллический метастабильный ГПУ карбид Ni3C;

- пленки кобальта, сконденсированные при этом же вакууме, представляют собой нанофазную систему из пересыщенного ГЦК-Со(С) и метастабильных карбидов кобальта. Так пленки, полученные: на неподогреваемые подложки, либо на подогреваемые до 50 °С, состоят из пересыщенного ГЦК-Со(С) и ме-тастабильного карбида С03С, подогреваемые до 150 °С - из метастабильных карбидов С03С и С02С, подогреваемые до 250 °с и выше - из нанокристалли-ческого кобальта и графита.

- пленки железа и никеля, сконденсированные в газообразной среде бутана или азота, представляют собой карбидные (г-Fе3С) или нитридные (e-Fe3N) гомогенные фазы с нанокристаллической структурой.

5. Установлено, что в результате нагревания исходных наноконденсатов в них реализуются многочисленные фазовые и структурные превращения, подчиняющиеся обобщенному правилу ступеней Оствальда-Палатника, что позволяет получать новые метастабильные атомные структуры в конденсатах. Так при нагревании железных наноконденсатов осуществляется следующая цепь структурных превращений: njK-Fe(C) —> my-Fe(C) —> карбидные соединения —► OUK-Fe(C) + С. Однако порядок и последовательность этих превращений, а также их температуры зависят от содержания углерода в системе и от размера наночастиц.

6. Для метастабильных пересыщенных твердых растворов железа rilK-Fe(C), my-Fe(C) измерены основные структурные и, впервые, основные магнитные характеристики - намагниченность насыщения, константа обменного взаимодействия, температура Кюри, константа магнитной локальной анизотропии. Установлено, что отношение этих фундаментальных магнитных параметров для синтезированных полиморфных модификаций железа близко к отношению аналогичных параметров, описывающих магнитную систему полиморфных фаз кобальта. Показано, что ферромагнетизм метастабильных ГЦК- и ГПУ-фаз Fe(C) обусловлен их пониженной плотностью по сравнению с термически стабильным ГЦК и ГПУ железом. Величина объема на атом Fe в этих фазах составляет ~ 13 А3.

7. Для синтезированных метастабильных карбидных фаз железа, кобальта и никеля e-FejC (* = 2 - 8), 0-Fe3C, ^-Fe5C2, х -FesC2, £-Ni3C, Co3C и Co2C определены основные параметры атомной кристаллической решетки, а также основные магнитные характеристики — намагниченность насыщения, константа обменного взаимодействия, температура Кюри, поле локальной анизотропии, величины сверхтонких полей эффекта Мессбауэра, параметры ядерного магнитного резонанса и СВЧ-свойств. Для систем Fe - С, Со - С построены качественные фазовые диаграммы в координатах: концентрация углерода - энергия Гиббса.

8. Проведено исследование физических свойств в синтезированных, метастабильных нитридных фазах типа e-Fe3N, e-Fe4N, e-Ni3N, e-Ni4N, £-Fe2N. В этих гомогенных нитридных фазах измерены структурные и магнитные параметры. Установлены особенности синтеза фазы e-Ni3N и определены условия реализации фазового перехода e-Ni3N —► e-Ni4N.

9. Исследованы эффекты, обусловленные нанокристаллическим состоянием в пленках Зс1-металлов, которое обладает большим количеством запасенной энергии. Обнаружены и изучены эффекты:

• взрывной перекристаллизации наноструктуры в дендритную;

• множественного двойникования в нанокристаллических пленках железа и кобальта;

• образования фрактальной структуры при окислении, структурной перестройке;

• реализации отслоений синусоидального характера;

• самораспространяющегося высокотемпературного синтеза в системе на-нокристаллический ферромагнетик - моноокись кремния (SiO) или кремний (Si).

Все указанные процессы реализуются с высокими скоростями, а фронт процесса характеризуется температурой, достаточной для квазиплавления нанокристаллических материалов.

10. Разработанная технология и материалы обладают большими потенциальными возможностями для практического использования в устройствах магни-тоэлектроники и в настоящее время некоторые из них уже нашли практическое применение. Для магнитомягких материалов наиболее широкие разработки проведены при создании магниточувствительных элементов датчиков слабого магнитного поля. Для ряда материалов получены авторские свидетельства на изобретения и они могут быть рекомендованы:

• магнитожесткие с гранулированной морфологией и слабой обменной связью между наночастицами в качестве носителей памяти для продольной записи или в качестве магнитооптических сред;

• с увеличенным магниторезистивным эффектом для применения в устройствах считывания;

• магнитостатические свойства метапло-диэлектрических слоев позволяют визуализировать поля рассеяния от битов информации, от магнитных не-однородностей и т.д., ч+о позволяет осуществлять контроль за состоянием магнитных сред.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Дорогие коллеги !

Перед Вами лежит труд почти двадцати лет, посвященный исследованию модных в настоящее время композиционных наноструктурных материалов. Интерес к таким материалам был подогрет рядом обзорных статей, в которых были систематизированы в одну сразу несколько тем, рассматриваемых в литературе, как в фундаментальном, так и прикладном значении /1-4/. Это прежде все физика магнитных пленок, субструктуры из эпитаксиальных слоев, микропорошки, ультрадисперсные материалы, дисперсные включения, диспергирующие и дисперсно-твердеющие сплавы, упрочняющие покрытия, микрокластеры, фрактальные образования, высокодефектные материалы и т.д. В теоретическом плане - это проблемы размерных эффектов в свойствах, критических размеров и толщин, проблемы дефектности, дисперсии волн, туннелирования в электропроводности, оптических свойств частиц, конгломератов и т.д.

Систематизировав таким образом темы из самых широких областей физических знаний, авторы тем самым заложили основы новой науки, условно которую можно назвать «нанофизика», и которая призвана занять, на наш взгляд, место между физикой твердого тела (конденсированного состояния) и атомной физикой. Огромное число эффектов и явлений, необычных свойств, присущих нанокристаллическим, композиционным материалам, уже сейчас являются темами многочисленных статей обзоров и книг, находят применение в устройствах квантовой и электронной техники. То есть закладываются основы технологии будущего - «нанотехнологии».

Надеюсь, что, разработав технологию импульсно-плазменного распыления, автору этой работы удалось сделать некоторый вклад в способ получения метастабильных пересыщенных твердых растворов и в понимание нанокристаллического состояния, конкретно, в композиционных системах переходной ферромагнитный 3(1-металл - немагнитная матрица, в качестве которой выступают углерод, диэлектрик. Особенностями, в этом случае, являются то, что немагнитная матрица одновременно выступает в качестве легирующей примеси (внедрения, в одном случае, замещения — в другом) и изолирующей прослойки между наночастицами. Другая особенность образцов заключается в одновременном существовании воздействия, накладываемого пленочным и нанокристаллическим состояниями. Все это существенно осложнило понимание свойств образцов и процессов при температурной релаксации, а, с другой стороны, это явилось источником многочисленных структурных и фазовых превращений с образованием метастабильных карбидных и нитридных фаз.

Тема диссертации независимо разрабатывалась во многих коллективах лабораторий Института физики им. JI.B. Киренского СО РАН и легла в основу содержания кандидатских диссертаций Балаева А.Д., Жаркова С.М., Столяра С.В., Прокофьева Д.Е., Комогорцева С.В. Наиболее интенсивно этой темой занимались исследовательские группы Баюкова О.А., Квеглис Л.И., Балаева А.Д. Генератором ряда идей, моделей и предположений является Фролов Г.И., которому принадлежит также заслуга в написании некоторых статей. Основополагающая роль в руководстве, в обсуждениях результатов, в теоретическом обосновании многих фактов принадлежит Исхакову P.C.

Надеюсь, что поставленная точка в данном заключении не явится точкой в дальнейших исследованиях по данной теме.

Жигалов B.C.

1. Gleiter Н. Materials with ultrafine microstructures: retrospectives and perspectives // Nanostructured Materials, 1992, V. 1, P. 1-19.

2. Birringer R., Gleiter H., Nanocrystalline materials // Encyclopedia of Material Science and Engineering. Suppl. Vol.1 (Ed. R.W.Chan), Oxford: Pergamon Press., 1988, P. 339-349.

3. Siegel R.W. Ann. Rev. Mater. Sci., 1991, V. 21, P. 559.

4. Siegel R.W. Nanostruct. Mater., 1993, N. 3, P. 1-12 .

5. Нагаев Э.Л. Малые металлические частицы // УФН, 1992, Т. 162, № 9, С. 49-124.

6. Смирнов Б.М. Процессы в плазме и газах с участием кластеров // УФН,1997, Т. 167, № 11, С. 1169-1200.

7. Гусев А.И. Эффекты нанокристаллического состояния в компактных металлах и соединениях // УФН, 1998, Т. 168, № 1, С. 55- 83.

8. Gleiter Н. Nanostructured materials: state of the Art and perspectives // Nanostructured materials, 1995, V. 6, P. 3-14.

9. Наймарк О.Б. Нанокристаллическое состояние как топологический переходв ансамбле зернограничных дефектов // ФММ, 1997, Т. 84, В. 4, С. 5-21.

10. Бимберг Д., Ипатова И.П., Копьев П.С., Леденцов Н.Н., Малышкин В.Г., Щукин В.А. Спонтанное упорядочение полупроводниковых наноструктур // УФН, 1997, Т. 167, № 5, С. 552-556.

11. Арсентьева И.П. Роль размерного фактора при консолидации высокодисперсных порошков никеля //Из кн. «Ультрадисперсные порошки, наноструктуры, материалы» Красноярск, 1999, С. 143-155.

12. Averin D.V., Likharev К.К. In Mesoscopic Phenomena in Solids (Eds.B.L. Altshuler, P.A. Lee, R.A. Webb) (Amssterdam: Elsevier), 1991, P. 173-178.

13. Смирнов Б.М. Процессы в расширяющемся и конденсирующемся газе // УФН, 1994, Т. 164, № 7, С. 665-703.

14. Корзников А.В., Корзникова Г.Ф., Мышляев М.М. Эволюция структуры нанокристаллического Ni при нагреве // ФММ, 1997, Т.84, В.4, С. 133-139.

15. Ajayan P.M., Marks L.D. Quasimelting and phases of small particles// Phys. Rev. Lett., 1988, V. 60, N. 7, P. 585-587.

16. Joost Frenken W.M. and etc.all. Observation of surfase-iniated melting // Phys. Rev. B. (cons.mat.), 1986, V. 34, N. 11, P. 7506-7516.

17. Berry R.Stephen and ets.all. Melting of cluster and melting // Phys. Rev. A. (gener. phys.), 1984, V. 30, N. 2, P. 919-931.

18. Bufat Ph.and etc.all. Size effect on the melting temperature of gold particles // Phys. Rev .A. (gener.phys.), 1976, V. 13, N. 6, P. 2287-2298.

19. Schmidt M., Kusche R., Von Issendorf B. Irregular variations in the melting of size-selected atomic clusters // Nature, 1998, 21 may, P. 238-240.

20. Ефетов К.Б. Статистика уровней в мелких металлических частицах // ЖЭТФ, 1982, Т. 83, В. 2, С. 833-847.

21. Холл Е. О. Proc. Phys. Soc. Lond., 1951, В. 64, P. 747 753.

22. Petch N. J. J. Iron Steel Inst., 1953, V. 174, P. 25 28.

23. Chokshi A. H., Rosen A., Karch J. и Gleiter H. Scripta Metall, 1989, V. 23, P. 1679-1684.

24. Смирнов Б.М. Плавление кластеров с парным взаимодействием атомов // УФН,, 1994, Т. 164, № 11, С. 1165- 1185.

25. Гусев А.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства // УО РАН, Институт химии тверд, тела, Екатеринбург, 1998, 198 с. Седов B.JI. Антиферромагнетизм гамма-железа. Проблема инвара. М.: «Наука», 1987, 288 е.;

26. Methfessel М., van Schilfgaarde М., Scheffler S. Electronic structure and bonding in the metallocarbohedrene TigC^ // Phys. Rev. Lett., 1993, V. 70,1. N. 1,P. 29-32.1

27. Козлов Б.Н., Мамырин Б.А. Масс-спектроскопический анализ кластеров, образующихся при лазерном распылении образца//ЖТФ, 1999, Т. 69, В. 9, С. 81-84.

28. Смирнов Б.М., Елецкий А.В. Свойства кластерных ионов // УФН, 1989, Т. 159, В. 1,С. 45-81.

29. Ino S. Epitaxial growth of metals on rocksalt faces cleaved in vacuum // J. Phys. Soc. Japan, 1966, V. 21, N.2, P. 346-362.

30. Ogawa S., Ino S., Kato Т., Ota H. Epitaxial growth on face-centered cubic metals on alkalihalide crystals cleaved in ultrahigh vacuum. J. Phys. Soc. Japan, 1966, V. 21, N. 10, P. 1963-1972.

31. Saito Y., Yoshikawa Т., Okuda M., Fujimoto N., Sumiyama K., Suzuki K., Ka-suya A., Nashina Y. Carbon nanocapsules engaging metals and carbides // J. Phys. Chem. Solids, 1993, V. 54, N. 12, P. 1849-860.

32. Yosida Y., Shida S., Ohsuna Т., Shiraga N. Synthesis, dentification, and growth mechanism of Fe, Ni, and Co crystals encapsulated in multwalled carbon nanocages // J. Apll. Phys., 1994, V. 76, N. 8, P. 4533- 4539.

33. Saito Y., Yoshikawa Т., Okuda M., Fujimoto N., Yamamura S., Wakoh K., Sumiyama K., Suzuki K., Kasuya A., Nashina Y. Iron particles nesting in carbon cages grown arc dicharge.//Chem. Phys. Lett., 1993, V.212, N. 3, 4, P. 379-383.

34. Seraphin S., Zhou D., Jiao J., Minke M.A., Wang S„ Yadav Т., Withers J.C. Catalitic role of nickel, palladium, and platinum in the formation of carbon nanoclusters. // Chem. Phys. Lett., 1994, V.217, N. 3, P. 191-198.

35. Saito Y., Yoshikawa Т., Okuda M., Fujimoto N., Yamamura S., Wakoh K., Sumiyama K., Suzuki K., Kasuya A., Nashina Y. Cobalt particles wrapped in craphitic carbon prepared by an arc discharge method. // J. Apll. Phys., 1994, V. 75, N. 1, P. 134-137.

36. Вонсовский C.B. Магнетизм. M.: «Наука», 1971, 1030 с.

37. Bucher J.P., Douglas D.C., Bloomfield L.A. Magnetic properties of free Co bait clusters // Phus. Rev. Lett., 1991, V. 66, N. 23, P. 3052-3055.

38. De Heer W.A., Milani P., Chatelain A. Spin relaxation in small free iron clusters // Phus. Rev. Lett., 1990, V. 65, N. 4, P. 488-491.

39. Khana S.N., Linderoth S. Magnetic behavior of clusters of ferromagnetic transition metals // Phus. Rev. Lett., 1991, V. 67, N. 6, P. 742-745.

40. Зосимов B.B., Лямшев Л.М. Фракталы в волновых процессах // УФН, 1995, Т. 165,№4, С. 361-401.

41. Смирнов Б.М. Излучательные процессы с участием фрактальных структур // УФН, 1993, Т. 163, № 7, С. 51-63.

42. Смирнов Б.М. Фрактальные кластеры // УФН, 1979, Т. 149, В.2, С. 177-219.

43. Михайлов Е.Ф., Власенко С .С. Образование фрактальных структур в газовой фазе// УФН, 1995, Т. 165, №3, С. 263-283.

44. Мягков В.Г., Квеглис Л.И., Фролов Г.И. Фрактальная картина роста при взрывной кристаллизации аморфных пленок Dy-Co, Pr-Ni // ПОВЕРХНОСТЬ. Физ, хим, мех. 1992, № 9, С. 131-135.

45. Б.М.Смирнов. Системы атомов с короткодействующим взаимодействием // УФН, 1992, Т. 162, № 12, С. 97-150.

46. Андреева А.В. Граничные эффекты и процессы самоорганизации при синтезе ультрадисперсных систем // Из книги «Ультрадисперсные порошки, наноструктуры, материалы» Красноярск, 1999, С. 140-142.

47. Смирнова Н.А., Левин В.И., Пилюгин В.И. и др. Эволюция структуры ГЦК монокристаллов при больших пластических деформациях // ФММ, 1986, Т. 61, В. 6, С. 1170-1177.

48. Праттон М. Тонкие ферромагнитные пленки // Изд. «Судостроение» Ленинград, 1967, 263 с.

49. Саланский Н.М., Ерухимов М.Ш. Физические свойства и применение магнитных пленок // Изд. "Наука", Новосибирск, 1975, 220 с.

50. Исхаков Р.С. Шепета Н.А., Комогорцев С.В., Чеканова Л.А. Переход из мультислойного в гранулированное состояние в многослойных пленках на основе Со //. Из Кн. «Ультрадисперсные порошки, наноструктуры, материалы» Красноярск, 1999, С. 109-110.

51. Плога К. Молекулярно-лучевая эпитаксия и гетероструктуры. Под ред. Л.Ченга, М., Мир, 1989, 562 с.

52. Эдельман И.С., Кононов В.П. Магнитные ультратонкие пленки и структуры, получаемые методом МЛЭ. Препр. № 643 Ф, Красноярск, 1990, 31 с.

53. Херман М. Полупроводниковые сверхрешетки. М., Мир, 1989, 240 с.

54. Chizhov Р.Е., Petinov V.I., Grigorevski A.V. Impurity atoms in small metallic particles // Sol. St. Comm., 1982, V. 42, N. 4, P. 327-329.

55. Abrahams M.S., Buiocchi C.J., Rayl M. Wojtowicz P.E. Transition electron micro- scopi of granular Ni-Si02 cermet films // J. Appl. Phys., 1972, V. 43, N. 6, P. 2537-2541.

56. Sato H., Sakurai Т., Shimada Y., Y., Fukamichi K. Structure and magnetism of hep-Co fine particles // J. Appl. Phys., 1997, V. 81, No. 4, P. 1858-1862.

57. Bai H.L., Jiang E.Y., Wang C.D. Thermal evolution of carbon in annealed Co/C soft x-ray multilayyrs //J. Appl. Phys., 1996, V. 80, N. 3, P. 1428-1436.

58. Ganter G. et al. Localization of 3d and 4f electrons in small clusters: the "roots" of magnetism // Phys. Rev. Lett., 1996, V. 76, N. 26, P. 4975-4977.

59. Dupuis V. et al. From superparamagnetic to the magnetically ordered state in system of transition metal clusters embedded in matrices // J.Magn, Magn. Mater., 1997, V. 165, P. 42-46.

60. Parent F. Giant magnetoresistance in Co-Ag granular films // Phys. Rev. В., 1997, V. 55, N. 6, P. 3683-3687.

61. HanakJ.J. The "multiple-sample concept" in materials resarch: sinthesis, compositional analysis and testing of entire systems // J. Mat. Sci., 1970, V. 5, N. 11, P. 964-971.

62. Goldstein Y., Gittleman J.I. Ferromagnetism in granular nickel films // Sol. St. Comm., 1971, V. 9, No. 14, P. 1197-1200.

63. Lood D.E. Electrical properties of Cr-SiO cermet films // J. Appl. Phys., 1967, V. 38, No. 13, P. 5087-5089.

64. Gittleman J.I., Abeles В., Bozowski S. Superparamagnetism and relaxation effects in granular Ni-SiO and Ni-Al203 // Phys. Rev. В., (Sol. St.), 1974, V. 9, No. 9, P. 3891-3897.

65. Lissberger P.H., Saunders P.W. Optical and magneto-optical properties of thin film cermet // Thin Sol. Films, 1976, V. 34, No. 2, P. 323-333.

66. Harey R., Thomas B.W.S., Magneto-optic size effects in granular films // J. Appl. Phys., 1975, V. 8, No. 3, P. 336-341.

67. Chen Chen, Osamu Kitakami, Yutaka Shimada Particle size effects and surface anisotropy in Fe-based granular films // J. Appl. Phys., 1998, V. 84, No. 4, P. 2184-2188.

68. Cary R., Thomas B.W. Magneto-optic effect in granular films//J.Phys. D., 1975, V.8, P. 336-341.

69. Kawabata A., Kubo. Size effects in granular films // J. Phys. Soc. Jap., 1966, P. 1765-1778.

70. Технология тонких пленок / под общей ред. Майссела JL, Глэнга Р. М.: Сов. Радио, Т. 2, 1977, 585 с.

71. Ильинский А.И., Савченко И.А., Лях Г.Е. Влияние упрочняющей фазы на напряжение течения композиций никель-окись кремния // ФММ, 1978, Т. 46, В. 2, С. 421-423.

72. Коген (Cohen R.), Мецрих (Mezrich R.) Носители информации для магнитооптических запоминающих устройств // Заруб, р/электроника, 1973, № 11, С. 84-96.

73. Shi Jing, Gider S., Babcock К., Awschalom D.D. Magnetic clusters in molecular beams, metals, and semiconductors //// Science, 1996, V.271, P.937-941.

74. Alivisatos A.P. Semiconductor clusters, nanocrystals, and quantum dots // Science, 1996, V. 271, P. 933-937.

75. Servise R.F. Small clusters hit the big time // Science, 1996, V. 271, P.920-922.

76. Гусев Ф.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства //Екатеринбург, 1998, 198 с.

77. Палатник JI.C., Быковский Ю.А., Панчеха П.А. Дудоладов А.Г., Вер-чеико В.И., Марунько С.В. О механизме вакуумной конденсации при высокоскоростных методах испарения // ДАН СССР, 1980, Т.254, № 3, С.632-635.

78. Данилин Б.С., Сырчин В.К. Магнетронные системы ионного распыления материалов (обзор) // ПТЭ, 1978, № 4, С. 7-17.

79. Данилин Б.С. Получение тонкопленочных элементов микросхем // Изд. «Энергия», 1977, С. 52

80. Гапонов С.В. Лазерное напыление пленок //Вестник АН СССР, 1984, № 12, С. 3-10.

81. Vancea J., Hoffmann Н., Kastner К. Mean free path and effective density of conduction electrons in polycrystalline metal films//Thin Sol. Films, 1984, V. 121, N. 3, P. 201-216.

82. Манухин B.H, Савельев В.А. Лазерные методы получения и обработки тонких пленок: обзор // Зарубежн. радиоэлектроника, 1977, № 1, С. 30-51.

83. Жигалов B.C., Кононов В.П., Фролов Г.И., Яковчук В.Ю. Вакуумная технология получения тонких магнитных пленок // Препринт № 406-Ф, 1987, Красноярск, Институт физики СО АН СССР, 47 с.

84. Бриггс Д., Сих М.П. Анализ поверхности методами Оже- и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии // М.: «Мир», 1987, 600 с.

85. Отчет Сибирского международного центра синхротронного излучения за 1991-1992 г. //1993, Новосибирск, Институт ядерной физики им. Г.И. Буд-кера, 310с.

86. Вертхейм Г. Эффект Мессбауэра // М.: «Мир», 1966, 172 с.

87. Хрусталев Б.П., Поздняков В.Г. Резонансный спектрометр 2-мм диапазона // В сб. «Высокочастотные свойства магнитных пленок», Красноярск, 1978, С. 40-48.

88. Балаев А.Д. Измерение намагниченности в сильном магнитном поле // В сб. «Физика магнитных пленок», 1980, Иркутск, В. 14, С. 140-143.

89. Гинье А. Рентгенография кристаллов. Теория и практика // М.: «Физмат-гиз», 1961,604 с.

90. Фролов Г.И., Жигалов B.C., Польский А.И., Поздняков В.Г. Исследование электропроводности в нанокристаллических пленках кобальта // ФТТ, 1996, Т. 38, №4, С. 1208-1213.

91. Fujita Т., Oshima К., Wada N.J. J. Phys. Jap., 1969, V. 27, N. 6, P. 1459.

92. Бондаренко Г.В., Долгарев А.П. Аморфные пленочные сплавы переходных и редкоземельных металлов. Красноярск, 1988, 213 с.

93. Vancea J., Hoffmann Н., Kastner К. Mean free path and effective density of conduction electrons in polycrystalline metal films // Thin Sol. Films, 1984, V. 121, N. 3, P. 201-216.

94. Fuchs K. Proc. Cambridge Phil. Soc., 1938, V. 34, P. 100.

95. Mayadas A.F., Shatzkes M. Electrical resistivity model for polycrystallinefilms: the case of arbitrary revlection at external surfaces // Phys. Rev. В., 1970, V. 1, N. 4, P. 1382-1389.

96. Namba Y. Jap. J. Appl. Phys., 1970, V. 9, N. 11, P. 1326.

97. Reiss G., Vancea J., Hoffmann H. Phys. Rev. Lett., 1986, V. 56, N. 19, P. 2100

98. Vancea J., Pukowietz S., Reiss G., Hoffmann H. Phys. Rev., 1987, V. B35, N. 17, P. 9067.

99. Vancea J., Hoffmann H. Reduced density of effective electrons in metal films // Thin Sol. Films, 1982, V. 92, N. 3, P. 219-225.

100. Novakova A.A., Gan'schina E.A., Kiseleva T.Yu., Rodin L.R., Zhigalov V.S. Magnetic and structural state of thick iron film // Moscow Intern. Symp. on Magnetism, Abstr. of reports, 1999, Москва, МГУ, (23P3-3) P. 213-215.

101. Петров Ю.И. Физика малых частиц // М.: «Наука», 1982, 215 с.

102. Wright J.G. Amorphous transition metal films // IEEE Trans, magn., 1976, V. Mag-12, No. 2, P. 95-1020.

103. Фролов Г.И., Жигалов B.C., Баюков О.А. Фазовый состав нанокристаллических пленок железа, осажденных в атмосфере азота // ФТТ, 1999, Т. 41, В. 10, С. 1819-1821.

104. Dubois J.M., Le Gaer G. Electron diffraction and Mossbauer studies of the €-phase retained in splat-quenched Fe-C and Fe-C-Si alloys // Acta Metallurgies 1977, V. 25, N. 6, P. 609-618.

105. Новакова A.A., Киселев А.А., Кузьмин P.H., Сидорова Г.В. Анализ гетерогенной структуры поверхности аморфных сплавов с помощью эффекта Мессбауэра // Письма в ЖЭТФ, 1986, Т. 43, В. 7, С. 321-324.

106. Bauer-Grosse Е., Le Caer G., Fournes L. Hyperfine Interactions. 1986, V. 27, P. 297.

107. Жарков C.M., Жигалов B.C., Фролов Г.И. ГПУ фаза в пленках никеля // ФММ, 1996, Т. 81, В. 3, С. 170-173.

108. Бублик А.И., Пинес Б.Я. Фазовый переход при изменении толщины в тонких металлических пленках // ДАН СССР, 1952, Т. 87, В.2, С. 215-218.

109. Wright J.G., Goddart J. Electrodeposition of H.C.P. nickel // Philos. Mag. (GB), 1965, V. 11, P. 485-493.

110. Литвинцев B.H., Харинский Б.Н., Мороз В.А. Исследование аморфных конденсатов Fe, Ni, Со // ФММ, 1989, Т. 67, В. 5, С. 891-895.

111. Krishan R., Gupta Н.О., Sella С., Kaabouchi М. Magnetic and structural studies in sputtered Ni/C, Co/C and Fe/C multilayers // J. Magn. a. Magn. Mat., 1991, V. 93, P. 174-178.

112. Жигалов B.C., Фролов Г.И., Квеглис Л.И. Нанокристаллические пленки кобальта, полученные в условиях сверхбыстрой конденсации // ФТТ, 1998, Т. 40, № 11, С. 2074-2079.

113. Жарков С.М., Жигалов B.C., Квеглис Л.И., Лисица Ю.В., Ренская К.В., Фролов Г.И. Кластерная структура и сверхрешетки в пленках Со и Fe // Письма в ЖЭТФ, 1997, Т. 65, В. 12, С. 872-875.

114. Фролов Г.И., Баюков О.А., Жигалов B.C., Квеглис Л.И., Мягков В.Г. Электронномикроскопические и мессбауэровские исследования сверхрешетки в пленках железа // Письма в ЖЭТФ, 1995, Т. 61, № 1, С. 61-64.

115. Cohen-М., Knight W. // Phys/ Today, 1990, V. 12, N. 12, P. 42-50.

116. Мальцев В.К., Фиш Г.И., Цифринович В.И. Скачкообразное изменение спектра ядерного магнитного резонанса при нагревании аморфного соединения СоР // ФММ, 1981, Т. 52, № 2, С. 439-441.

117. Delaunay J.J., Hayashi Т., Tonita М., Hirono S. J. Appl. Phys., 1997, V. 82, N. 5, P. 2200.

118. Исхаков P.C., Комогорцев C.B., Столяр C.B., Прокофьев Д.Е., Жигалов

119. B.C., Балаев А.Д. Правило ступеней Оствальда в пленках метастабиль-ных нанокристаллических сплавов Fe-C, полученных методом импульс-но-плазменного испарения // Письма в ЖЭТФ, 1999, Т.70, В. 11, С.727-32.

120. Снигерев О.В., Тишин A.M., Гудошников С.А., Андреев К.Е., Бор Якоб. Магнитные свойства ультратонких пленок Ni // ФТТ, 1998, Т. 40, В. 9,1. C. 1681-1685.

121. Hasegawa Н., Kanamori J. An application of the coherent potential approximation to ferromagnetic alloys // J. Phus. Soc. Japan, 1971, V. 31, No. 2, P. 382-393.

122. Hasegawa H., Kanamori J. Calculation of electronic structure of Ni base fee ferromagnetic alloys in the coherent potential approximation // J. Phus. Soc. Japan, 1972, V. 33, No. 6, P. 1599-1606.

123. Parlebas J.C., Gautier F. Electronic structure of nickel-carbon interstitial alloys // Philos. Mag., 1977, V. 35, No. 3, P. 795-799.

124. Demangeat C., Gautier F., Parlebas J.C. Electronic structure and ordering of sp-defects in transition metals //J. Phus. F.: Metal Phus., 1978, V. 8, No. 9, P. 1879-1890.

125. Ishihara I.N., Nishitani S.R., Miyake H., Shingu P.H. Rapid Solidification and Metastable Phase Diagrams of the Fe-C, Co-C and Ni-C Systems // Intern. J. of Rap. Solid. 1984-5 V. 1, P. 51-58.

126. Крапошин B.C., Шахлевич K.B. Рентгенографическое исследование превращений метастабильных фаз в системе никель-углерод // ПОВЕРХНОСТЬ. Физика, химия, механика, 1990, № 4, С. 139-144.

127. Ершова Т.П., Каменетская Д.С., Ильина Л.П. // Изв. АН СССР Металлы, 1982, № 1, С. 153-160.

128. Фролов Г.И., Жигалов B.C., Квеглис Л.И., Жарков С.М., Баюков О.А., Басько А.Л. Структура и магнитные свойства нанокристаллических пленок железа // ФММ, 1999, Т. 88, № 2, С. 85-89.

129. Фролов Г.И., Жигалов B.C., Жарков С.М., Яруллин И.Р. Пленки железа с микрокластерной структурой // ФТТ, 1994, Т. 36, № 4, С. 970-972.

130. Мягков В.Г., Квеглис Л.И., Жигалов B.C., Фролов Г.И. Дендритная кристаллизация аморфных пленок железа // Изв. РАН, сер. физ., 1995, Т. 59, №2, С. 152-156.

131. Bernars Н., Campbell I.A., Fruchart R. Electronic exchange and the Moss-bauer effect in iron-based interstitial compounds // J. Phys. Chem. Sol., 1967, V. 28, No. 1,P. 17-24.

132. Шкловский В.А., Кузьменко B.M. Взрывная кристаллизация аморфных веществ // УФН, 1989, Т. 157, В. 2, С. 311-338.

133. Квеглис Л.И., Жарков С.М., Вершинин Ю.В., Басько A.JI. Модульные структуры и топологический фазовый переход в нанокристаллических пленках // В Сб. тез. 2-го Всероссийского семинара «Моделирование неравновесных систем 99», 1999, Красноярск, С. 58-59.

134. Бульенков Н.А. // Вестник Нижегородского университета им. Лобачевского Н.И. Сер. ФТТ, 1998, № 1, С. 19-30.

135. Мягков В.Г., Жигалов B.C., Жарков С.М. Фрактальное окисление аморфных пленок железа. ДАН, 1996, Т. 346, № 5, С. 612-615.

136. Мягков В.Г., Квеглис Л.И., Жигалов B.C., Фролов Г.И. Морфологические нестабильности при взрывной кристаллизации пленок железа // Поверхность. 1994. № 1. С. 105-109.

137. Исхаков Р.С., Комогорцев С.В., Столяр С.В., Прокофьев Д.Е., Жигалов B.C. Структура и магнитные свойства нанокристаллических конденсатов Fe, полученных методом импульсно-плазменного испарения // ФММ,1999, Т. 88, №3, С. 56-65.

138. Williamson D.L., Bukshpan S., Ingalls R. Search for magnetic ordering in hep-iron // Phys. Rev. В., 1972, V. 6, P. 4194-4206.

139. Палатник Л.С., Бронин C.B., Равлик А.Г., Дьяченко B.C. Электроно-графическое и электронно-микроскопическое исследование карбидов в железоуглеродистых пленках, конденсируемых в вакууме // ФММ, 1966, Т. 21, В. 2, С. 217-222.

140. Фролов Г.И., Жигалов B.C., Мальцев В.К. Влияние температуры на структурные превращения в нанокристаллических пленках кобальта // ФТТ, 2000, Т. 42, № 2, С. 326-328.

141. Исхаков Р.С., Столяр С.В., Чеканова Л.А., Артемьев Е.М., Жигалов B.C. Фазы высокого давления в нанокристаллических пленках Со(С), полученных методом импульсно-плазменного испарения // Письма в ЖЭТФ,2000, Т.72, В. 6, С. 457-462.

142. Исхаков Р.С., Столяр С.В., Артемьев Е.М., Жигалов B.C. Особенности структуры и магнитных свойств нанокристаллических (НК) пленок сплава Со(С), полученных методом импульсно-плазменного испарения

143. ИЛИ) // В сб. тез. XVII междунар. шк.-сем. «Новые магнитные материалы микроэлектроники», Москва, МГУ, 2000, С. 639-641.

144. Gangopadhyay S. Hadjipanayis G.C. Sorensen C.M. Klabunde K.J. // IEEE Trans. Magn., 1992, V. 28, P. 3174.

145. Nagakura S., Suzuki Т., Kusunoki M. Structure of the precipitated particles at the third stage of tempering of martensite iron-carbon steel studied by high resolution microscopy // Transactions of Jap. Inst, of metals, 1981, V. 22, N. 10, P. 699-709.

146. Чекин B.B. Мёссбауэровская спектроскопия сплавов железа, золота и олова// Энергоиздат, М., 1981, 107 с.

147. Максимов Ю.В., Суздалев И.П., Аренц Р.А. Исследование магнитных свойств х- и 9-карбидов железа с помощью мессбауэровской спектроскопии // ФТТ, 1972, Т. 14а В. 11, С. 3344-3347.

148. Григорович В.К. Электронное строение и термодинамика сплавов железа //М., «Наука», 1970,318 с.

149. Bauer-Grose Е., LeCaerG. Structural evolution of sputtered amorphous Fe,.xCxfilms for 0,19 < x < 0,49 //Phil. Mag. В., 1987, V.56, N. 4, P. 488-500.

150. Le Саёг G., Dubois J.M., Senateur J.P. Etude par spectrometrie Mossbauer des carbures de Fer Fe3C et Fe3C2 // J. Sol. St. Chem., 1976, V. 19, N. 1, P. 19-28.

151. Ляшенко Б.Г., Сорокин JI.M. Определение положения углерода в цементите нейтронографическим методом //Кристаллография, 1963, Т. 8,1. B. 3, С. 382-387.

152. Ino Н., Moriya Т., Fujita Е.Е., Maeda Y. Mossbauer effect in iron-carbon martensite structure and its changes after tempering // J. Phys. Soc. Jap., 1967, V. 22, No. 1, P. 346-347.

153. Нагаев Э.Л. Малые металлические частицы //УФН, 1992, Т. 162, № 9,1. C. 49-124.

154. Ray К., Durand J., Budnick J.I., Skalski S. NMR studies of metal and metalloid size hyperfine field distributions in magnetically ordered amorphous alloys // J. Appl. Phys., 1978, V. 49, N. 3, P. 1671-1676.

155. Granqvist C.G., Buhrman R.A. // J. Appl. Phys., 1976, V. 47, P. 2200.

156. Kum T.K, Takahashi M. Appl. Phys. Lett., 1972, V. 12, P. 492.

157. Shih K.K., Re M.E., Pove D.B. Appl. Phys. Lett., 1990, V. 57, P. 412.

158. Hsu C.-M., Lin H.-M., Tsai K.-R. High resolution transmission electron microscopy and magnetic properties of nanocrystalline iron particles with oxidi-red and nitrided surfaces // J. Appl. Phys., 1994, V. 76, N. 8, P. 4793-4799.

159. Тот Л. Карбиды и нитриды переходных металлов // М:,"Мир" 1974, 294 с.

160. Новое в химической фиксации азота: пер. с англ. //под ред. Дж.Чатта, Л. Камара Пины, Р. Ричардса, М.: Мир, 1983, 304 с.

161. Писаренко И.В. Фазовый состав и магнитные свойства пленок Fe-N // Автореф. диссерт. к.ф.-м.н., Владивосток, 2000, 24 с.

162. Балаев А.Д., Жигалов B.C., Комогорцев С.В., Столяр С.В. Магнитные свойства нанокристаллических тонких пленок железа // В сб. тез. XV Всерос. шк.-сем. «Новые магнитные материалы микроэлектроники», Москва, 1996, С.47-48.• 386

163. Chen G.M., Jaggl N.K., Butt J.B., Yeh, Schwartz L.H. Mossbauer and magne-tic studies of e-FexN 2 <x<3 // J. Phys. Chem., 1983, V.87, N.26, P. 326-5332.

164. Жигалов B.C., Фролов Г.И., Мягков В.Г., Жарков C.M., Бондаренко Г.В. Исследование нанокристаллических пленок никеля, осажденных в атмосфере азота // ЖТФ, 1998, Т. 68, № 9, С. 136-138.

165. Santos С.A., Barros B.A.S., SouzaJ.P., Baumvoll J.R. Iron and carbonitride phases in nitrogen implanted carbon steel //Appl. Phys. Lett., 1982, V. 41, No. 3,P. 237-239.

166. Chabanel M., Janot C., Motte J.P. Acad. Sc. Paris, 1968, V. 226, P. B419.

167. Bernier R. // Ann. de Chimie. 1951, N. 66, P. 104-161.

168. Terao N. // J. Phys. Soc. Jap. 1960. V. 15, N. 2, P. 227-232.

169. Philipp H.R. Optical properties of non-crystalline Si, SiO, SiOx // J. Phus. Chem. Sol., 1971, V. 32, No. 8, P. 1935-1945.m 172. Кононов В.П., Жигалов B.C. Тигельный испаритель для получения однородных тонких пленок // ПТЭ, 1975, № 1, С. 235-236.

170. Кононов В.П., Жигалов B.C., Осипова Р.Е. Тонкие пленки с минимальной дефектностью структуры. В кн.: «Радиотех., тонкие пленки, выч. техн.» Красноярск: Изд. ИФ СО АН СССР, 1973, Ч. 2, С. 66-70.

171. Жигалов B.C. Физические свойства пленок системы (Fe-Ni)-SiO // Кандидатская диссертация, 1982, 116 с.

172. Жигалов B.C., Фролов Г.И. Напряжения в керметных пленках системы

173. Fe-NOi.^SiO)* // ФММ, 1978, Т. 45, В. 6, С. 1289-1291.

174. Гоффман Р.У. Механические свойства тонких конденсированных пленок // В кн.: Физика тонких пленок, М.: Мир, 1976, Т. 3, С. 225-298.

175. Дубинин Г.Н., Авраамов Ю.С. Конструкционные проводниковые и магнитные материалы // М.: Машиностроение, 1973, 295 с.

176. Pivot J., Roger J.A., Morelli D. Mechanical properties of stoichometric SiOthin films: evidence ofplasticiti // Thin Sol. Films, 1976, V.34, N.2, P.205-09.

177. Фролов Г.И., Жигалов B.C. Коэрцитивная сила пленок системы (Fe-Ni)ioo-x(SiO)x И ФММ, 1975, Т. 40, В. 3, С. 518-523.

178. Саланский Н.М., Жигалов B.C., Фролов Г.И. Коэрцитивная сила разбавленных пленок пермаллоя // В кн. Научн. приборостр. для физ. иссл-й, Ч. 2, Красноярск, 1975, С. 43-38.

179. Жигалов B.C., Фролов Г.И., Величенко П.П. Магнитные и электрическиеш свойства пленок (Fe-Ni)ioo-x(SiO)x // В кн. Физ. магн. пл-к, Иркутск, 1975,1. С. 106-110.

180. Frolov G.I., Zhigalov V.S. Coercive force of (Fe-Ni),00-x(SiO)x // Abstr. the VII Inern.Colloq. on Magn. films, Regensburg 1975, P. 6B-6.

181. Бозорт P. Ферромагнетизм // M.: ИИЛ, 1956, 784 c.

182. Фролов Г.И., Жигалов B.C., Кан С.В., Киселев Н.Н., Федоров Ю.М. Особенности свойств железо-никелевых сплавов, легированных моноокисью кремния // В сб. тез. Всесоюзн. конф. по физике магнитн. явл-й, Донецк, 1977, С. 229.

183. Жигалов B.C., Федоров Ю.М., Фролов Г.И. Эффект увеличения намагниченности и фарадеевского вращения в пермаллоях, разбавленных диэлектриком // ФММ, 1977, Т. 44, В. 6, С. 1303-1305.

184. Игнатченко В.А., Исхаков Р.С., Попов Г.В. Закон приближения намагниченности к насыщению в аморфных ферромагнетиках // ЖЭТФ, 1982, Т.82, №. 5. С. 1518-1531.

185. Кринчик Г.С., Нурмухамедов Г.М. Экспериментальное исследование электронной структуры Ni магнитооптическим методом // ЖЭТФ, 1965, Т.48, В. 1,С. 34-39.

186. Афанасьева JI.A., Кириллова М.М. Оптические и магнитооптические свойства железа и кобальта // ФММ, 1967, Т. 23, В. 3, С. 472-476.

187. Brin М., Juretscke H.J. Dispersion of Faradeys rotation in the Ni and permalloy films // J. Appl. Phys., 1979, V. 50, No. 11, pt.2, P. 7469-7470.

188. Фролов Г.И., Польский А.И., Жигалов B.C., Середкин В.А. Новые магни-топленочные материалы и'их применение // В кн. «Физика твердого тела. Биофизика», 1982, Красноярское кн. изд-во, С. 62-65.

189. Ерухимов М.Ш., Жигалов B.C., Фролов Г.И. Точка Кюри пермаллоевых сплавов, разбавленных моноокисью кремния // В сб. тезисов Всесоюзн. конф. по физике магнитных явлений, Харьков, 1979, С. 290.

190. Ерухимов М.Ш., Жигалов B.C., Фролов Г.И. Температурное поведение намагниченности пермаллоевых сплавов при наличии примесных атомов //ФММ, 1980, Т. 49, В. 6, С. 1210- 1215.

191. By Динь Кы Анизотропия Ар эффекта в ферромагнитных металлах // ФММ, 1967, Т. 23, В. 3, С. 400-404.

192. Щербаков В.М., Жигалов B.C., Гринин Э.Ф., Середкин В.А., Фролов Г.И. Пленочные материалы для магнитооптических применений // В сб. «Совр. сост-е и персп. разв. функц. элек-ки», 1981, Красноярск, С. 28-30.

193. Середкин В.А., Фролов Г.И., Жигалов B.C. Новый материал для формирования низкокоэрцитивных каналов//В сб. тез. 16-го Всесоюзн. сов-я по маг. эл-м авт-ки и выч. тех-ки, Москва, 1979, С. 104-106.

194. Середкин В.А., Жигалов B.C., Фролов Г.И. Некоторые особенности свойств пленок железа, легированного моноокисью кремния. // В сб. тез. докл. 2-го Всесоюзн.объед.сем. по ЦМД, Москва, 1978, С. 34.

195. Середкин В.А., Ерухимов М.Ш., Жигалов B.C., Яковчук В.Ю. Каналы продвижения ПМД Fe-SiO и NiFe-NiFeMn // В кн. «Магнитные материалы для радиоэлектроники», 1982, Красноярск, С. 56-69.

196. А.с. 658990 СССР. Способ изготовления магнитооптического элемента иферромагнитный материал для его осуществления./ Середкин В.А., Жигалов B.C., Фролов Г.И. от 28 декабря 1978 г

197. А.с. 589627 СССР. Сплав для тонких магнитных пленок на основе железа. / Жигалов B.C., Середкин В.А., Фролов Г.И.- опубл. в Б.И.,1978, № 3.

198. Середкин В.А., Жигалов B.C. Кристаллическая структура и магнитооптические свойства пленок системы Fe-SiO // В сб. «Высокочастотные свойства магнитных пленок»,'Красноярск, 1978, С. 112-117.

199. Балаев А.Д., Жигалов B.C., Поздняков В.Г., Хрусталев Б.П. Магнитные свойства аморфных пленок Feioo-x(SiO)x // В кн. «Магнитные материалы для радиоэлектроники», 1982, Красноярск, С. 185-196.

200. Игнатченко В.А., Исхаков Р.С. Спиновые волны в случайно неоднородной анизотропной среде // ЖЭТФ , 1977, Т. 72, В. 3, С. 1005-1017.

201. А.с. 792978 СССР. Сплав для магнитных пленок на основе железа. / Середкин В.А., Гринин Э.Ф., Жигалов B.C., Фролов Г.И. от 1. 09. 1980 г.

202. Гоманьков В.И., Пузей И.Н. Проблемы магнетизма // М.:, «Наука», 1972, С. 161.

203. А.с. 687849. Состав для термомагнитного носителя записи./ Вершинина Л.И., Пынько В.А., Середкин В.А. от 18 декабря 1978 г.

204. Игнатченко В.А., Исхаков Р.С., Чеканова Л.А., Чистяков Н.С. Изучение дисперсионного закона для спиновых волн в аморфных пленках методом СВР // ЖЭТФ, 1978, Т. 75, В. 2(8), С. 653-657.

205. Sichel Е.К, Gittleman J.I., Abeles В. // Optical properties of granular magnesium films // Thin Sol. Films, 1978, V. 51, No. 1, P. 89-92.

206. Gittleman J.m, Goldstein Y., Bosowsky S. Magnetic properties of granular nickel films // Sol. St. Comm., 1972, V. 5, No. 9, P. 3609-3621

207. Хрусталев Б.П., Балаев А.Д., Поздняков В.Г., Вершинина Л.И. Обменное взаимодействие в ферромагнитных пленках Fe-SiO с кластерной структурой // ФТТ, 1985, Т. 27, В. 11, С. 3222-3229.

208. Балаев А.Д., Хрусталев Б.П. Электропроводность пленок Fe-SiO // Препринт № 766Ф, 1996, Красноярск, ИФ СО РАН, 25 с.

209. Хрусталев Б.П. Создание сильных магнитных полей и исследование неоднородных магнетиков в сильных магнитных полях // Докт. диссертация, Екатеринбург, 1994, 505 с.

210. Хрусталев Б.П., Балаев А.Д., Соснин В.М. Суперпарамагнетизм в нанок-ластерных пленках Fe-SiO // ФТТ, 1994, Т. 37, В. 6, С. 1676-1686

211. Хрусталев Б.П., Мельник А.С., Жигалов B.C., Балаев А.Д., Хрусталева Л.М., Оладо А.Г., Поздгяков В.Г. Магнитные свойства аморфных пленок Fei.^SiO)*// В сб. тезисов 2-го сем. По аморфн. магн., 1980, Красноярск, С. 89-90.

212. А.с. 656365 СССР. Сплав на основе никеля для магнитных пленок.// Жигалов B.C., Фролов Г.И., Кан С.В., Киселев Н.И. от 14 декабря 1978 г.

213. Van Saarlos W., Weeks J. P. Surface undulations in explosive crystallization: anonlinear analysis of a thermal instability // Physika. D. 1984, V.12, P.279-294.

214. Kurtze D., Van Saarlos W., Weeks J.D. Front propagation in self-sustained and laser -driven explosive crystal growth: stability analysis and morphological aspects //Phys. Rev. B. 1984, V. 30, N. 3, P. 1389-1415.

215. Liu В. X., Huang L. J., Tao К. H., Shang С. H., Li H. D. // Phys. Rev. Lett., 1987, V. 59, P. 745.

216. Gilmer G. H., Leamy H. J. // Laser and Electron-Beam Processing of Materials. N.Y.: Acad. Press., 1980, P. 227-232.

217. Gladis P. E., Gleeson I. Т., Finn P. L. Defects, Patterns and instabilities // Eds. Kliver, Walgrafed: Acad. Publ., 1990, P. 135-140.

218. De Cheveigne S., Guthman C. // Phys. France. 1992, V. 2, P. 193.

219. Kassner K., Misban C., Muller-Krumbhaar H. // Phys. Rev. Lett., 1991, V.67, P. 1551.

220. Coullet P. Looss G. Instabilities of the one-dimensional cellular patterns // Phys. Rev. Lett., 1990, V. 64, P. 866-869.

221. Харьков E. И., Лысов В. И., Цареградская Т. Л. Исследование процесса кристаллизации аморфных сплавов на основе Fe и Со // Металлофизика, 1993, Т. 15, С. 78-84.

222. Kim S. G., LeeN. Е. RaaH. Y. //J. Mat. Sci. 1991. V. 26. P. 6011.

223. Флеминг М.Ф. Процессы затвердевания. M.: Мир, 1977, 218 с.

224. Haneda К., Zhou Z., Morish А. Н. // Phys. Rev. В. 1992. V. 46. Р. 13832.

225. Scheurer F., Allenspach R., Xhonneux P., Courtens E. Magnetic coupling of structural microdomains in bcc Fe on Cu (001) // Phys. Rev. В., 1993, V. 48, N. 13, P. 9890-9893.

226. Trayanov A., Tossati E. Lattice theory of crystal surface melting // Phys. Rev. Lett., 1987, V. 59, N. 19, P. 2207-2210.

227. Joost Frenken W.M., van der Veen J.F. Observation of surface melting // Phys. Rev. Lett., 1985, V. 54, N. 2, P. 134-137.

228. Duneau M., Katz A. // Phys. Rev. Lett. 1985. V. 54. № 25. P. 2628.

229. Wang N., Chen H., Kuo K.H. Two-dimensional quasicrystal with eightfold rotational symmetry // Phys. Rev. Lett., 1987. V. 59. № 9. P. 1010-1014.

230. Келли А., Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах. М.: Мир. 1974. 496 с.

231. Frolov G.I., Zhigalov V.S., Myagkov V.G., KveglisL.I. //Proc. 14 Intern. Colloq. on Mag. Films and Surf. Dusseldorf. Germany, 1994, P. 350.

232. Узоры симметрии. M.: Мир. 1969. С. 116.

233. Верма А., Кришна П. Полиморфизм и политинизм в кристаллах. М.: Мир. 1969. 60 с

234. Федер У. Фракталы. М.: Мир, 1991, С. 254.

235. Ben-Jacob Е., Scbochet О., Tenenbaum A., Cohen I., Czirok A., Vicsec Т. Generic modeling of cooperative growth patterns in bacterial colonies // Nature, 1994, V. 368, N. 6466, P. 46-49.щ 390

236. Bude A., Helvin S. Fractals and disordered systems//Eds. В.: Springer-Verlag, Berlm Heidelberg, 1991, P. 350.

237. Мягков В.Г., Квеглис Jl.И., Безрукова Г.Я. Морфологические нестабильности и фрактальный рост при окислении пленок Dy-Co // Поверхность физ. хим. мех., 1995, № 6, С. 46-52.

238. Vega F., Serna R., Afonso C.N. Relaxation and crystallization kinetics of amophous germanium films by nanosecond laser pulse // J. Appl. Phys., 1994,

239. V. 75, N. 11, P. 7267-7291.

240. Мягков В.Г., Бакшеев H.B. Тепловое излучение при автоволновом окислении пленок железа //Письма в ЖТФ, 1992, Т. 18, В. 6, С. 14-17.

241. Troian S.M., Herbolzheimer Е., Safran S.A., Joanny J.E. // Europhys. Lett., 1989, V. 10, N. 1,P. 25-30.

242. Huppert H.E. // Nature, 1982, V. 300, N. 5891, P. 427-429.

243. Jerett J.M., de Bruyn J.R. // Phus. Fluids, 1992, V. 4, N. 2, P. 234-242.

244. Мягков В.Г., Жигалов B.C., Середкин B.A. Осциллирующие нестабильности при распространении отслоений в тонких пленках // ДАН, 1999, Т. 366, № 4, С. 472-474.

245. Langer l.S. Instabilities and pattern formation in crystal growth // Rev. Mod. Phys., 1980, V. 52, P. 1-32.

246. Yuse A., Sano M. Transition between crack patterns in quenched glass plates // Nature (London), 1993, V. 362, P. 329-330.ч 252. Farder M. Instability of crack in a heated strip // Phys. Rev. E., 1994, V. 49,1,P. 51-55.

247. Hayakawa Y. Pattern selection of multicrack propagation in quenched crystals // Phys. Rev. E., 1994, V. 50, № 3. P. R1748- R1751.

248. Мягков В.Г., Жигалов B.C., Сердкин B.A. Явление самоорганизации при отслоениях в неравновесных пленочных системах // В сб. тез. 2-го Все-рос. сем. «Моделирование неравновесных систем-99», 1999, Красноярск,1. Ф С. 80-81.

249. Мягков В.Г., Жигалов B.C., Середкин В.А. Фрактальный рост и самоорганизация отслоений в тонких пленках//В сб. тез. 1-го Междисциплинарного семинара "Фракталы и прикладная синергетика", 1999, Москва, РФФИ, С. 115-117.

250. Жованник Е.В., Николаев И.Н., Уточкин Ю.А., Ставкин Д.Г. Адгезия при лазерном напылении пленок // Физ. и хим. обраб. матер., 1996, № 6.1. С. 72-77.

251. Волынский А.Л., Воронина Е.Е., Лебедева О.В., Баженов С.Л., Озе-рин Н.А., Бакеев Н.Ф. Пластическая деформация металлического покрытия при деформировании полимера-подложки // ДАН, 1998. Т. 360, № 2. С. 205 208.

252. Мержанов А.Г. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез. В кн.: Физическая химия, сб. ст. под ред. Колотыркина. М.: Химия,1983, С. 6-45.

253. Корчагин М.А., Александров В.В., Неронов В.А. Фазовый состав промежуточных продуктов взаимодействия никеля с алюминием // Изв. Сиб. Отд. АН СССР, сер. хим. наук, 1979, № 14, В. 6 , С. 104-111.

254. Мягков В.Г., Быкова JI.E. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез в тонких пленках // ДАН, 1997, Т. 354, № 6, С. 777-779.

255. Мягков В.Г., Жигалов B.C., Быкова JI.E., МальцевВ.К. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез и твердофазные реакции в двухслойных тонких пленках // ЖТФ, 1998, Т. 68, № 10, С. 58-62.

256. Мягков В.Г., Жигалов B.C., Быкова JI.E., Бовина А.Ф., Бондаренко Г.Н. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез силицида никеля в двухслойных пленках нитрида никеля и моноокиси кремния // ИЗВ. РАН. Неорг. мат., 1999, Т. 35, № 5, С. 600-603.

257. Кузьменко В.М., Мельников В.И. "Лавинная" кристаллизация аморфных металлов // ЖЭТФ, 1982, Т. 82, № 3, С. 803-809.

258. Самсонов Г.В. Нитриды. Киев: Наук, думка, 1969, 380 с.

259. Новиков Н.П., Боровинская И.П., Мержанов А.Г. Термодинамический анализ реакций самораспространяющегося высокотемпературного синтеза // Проц. гор. в хим. техн. и металлург. Черноголовка, 1975, С. 174-184.

260. Григорьева Э.В., Кориков П.П., Панеш A.M. Взаимодействие атомов меди с поверхностью оксидов и оксинитридов кремния // Журн. Физ. химии, 1992, Т. 66, № 5, С. 1365-1368.1. Всего 266.