Структурные и субструктурные превращения при ориентированной кристаллизации аморфных пленок в гетеросистемах Cu/Ni, Cu/Pd, Ni/Pd тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ
|
Жиляков, Дмитрий Геннадьевич
АВТОР
|
||||
|
кандидата физико-математических наук
УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ
|
||||
|
Воронеж
МЕСТО ЗАЩИТЫ
|
||||
|
2005
ГОД ЗАЩИТЫ
|
|
01.04.07
КОД ВАК РФ
|
||
|
|
||||
На правах рукописи
ЖШ1ЯКОВ Дмитрий Геннадьевич
СТРУКТУРНЫЕ И СУБСТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ОРИЕНТИРОВАННОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ АМОРФНЫХ ПЛЕНОК В ГЕТЕРОСИСТЕМАХ Cu/Ni, Cu/Pd, Ni/Pd
Специальность 01.04.07 - Физика конденсированного состояния
АВТОРЕФЕРАТ
диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук
Воронеж - 2005
Работа выполнена в Воронежском государственном техническом университете
Научный руководитель доктор физико-математических
наук, профессор
Косилов Александр Тимофеевич
Официальные оппоненты: доктор физико-математических
наук, профессор Курганский Сергей Иванович;
доктор физико-математических
наук, профессор
Бугаков Александр Викторович
Ведущая организация Воронежская государственная
технологическая академия
Защита состоится 27 декабря 2005 года в 14е9 часов в конференц-зале на заседании диссертационного совета Д 212.037.06 Воронежского государственного технического университета по адресу: 394026, г. Воронеж, Московский просп., 14.
С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Воронежского государственного технического университета.
Автореферат разослан « » ноября 2005 г.
Ученый секретарь диссертационного совета
Горлов М.И.
^¡313
• 23^ 9Ъ
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность темы. Большинство используемых методов исследования закономерностей роста и структуры многослойных пленочных систем при всей своей высокой интегральной (дифракционные) или локальной (микроскопические) разрешающей способности дают информацию о структурной организации системы, распределении дефектов на определенных этапах ее эволюции в реальном масштабе времени. В то же время они не позволяют проследить динамику структурных и субструктурных превращений, зафиксировать элементарные процессы на атомном уровне непосредственно в процессе ориентированной кристаллизации. Если учесть, что времена элементарных термоактивационных актов перестройки структуры находятся в пикосекундном интервале, то получаемая инструментальными методами информация (рентгенограммы, электронограммы, микрофотографии и др.) носит усредненный характер по активационным процессам, находящимся за пределами возможностей их временного разрешения данными методами. Отсутствие информации о локальных (атомных) путях ее перестройки, как правило, восполняется логически обоснованными предположениями о путях ее эволюции, проверить которые не представляется возможным. Существенный прогресс в раскрытии атомных механизмов перестройки структуры может быть дости! нут с использованием вычислительной техники, позволяющей перейти к непосредственному моделированию систем, состоящих из многих частиц и, как следствие, детальному изучению их локальных атомных конфигураций.
Возможность молекулярно-динамического эксперимента фиксировать события на атомном уровне с временным разрешением Зх 10'"с позволяет проследить в деталях за всеми процессами перестройки структуры на всех этапах ее эволюции.
Работа выполнена в рамках проекта ГБ 0101 Федеральной целевой программы «Интеграция науки высшего образования России на 2002-2006 года».
Цель работы. Установление атомных механизмов и закономерностей структурных и субструктурных превращений при ориентированной кристаллизации аморфных пленок ГЦК-металлов: Си/(001)М, Си/( 110)Ы1, Си/( 11 0^*, 110)Р<1, N¡/(111 )Р4 Си/( 110)Рс1, Си/( 111 )Рс1.
Для этого решали следующие задачи:
создание моделей пленочных гетеросистем Си на (001),(И 0),( 111 >N1, Си и NI' на (110),( 111 )Рс!;
- молекулярно-дннамическое моделирование ориентированной кристаллизации аморфных пленок Си на (001),(110),(111)№, Си и N1 на (110),(111)Рс1 в условиях изохронного отжига;
- изучение основных закономерностей формирования структуры и субструктуры при ориентированной кристаллизациаллелочнцх гетеросистем;
- исследование влияния ориентации подложки на процессы кристаллизации и структурной самоорганизации пленок;
- исследование процессов перестройки субструктуры в ходе изохронного отжига;
- исследование структурной самоорганизации при нагреве моно-слойной пленки.
Научная новизна. На атомном уровне установлены процессы формирования дефектной субструктуры при ориентированной кристаллизации аморфных пленок в гетеросистемах Cu/(001)Ni, Cu/( 110)Ni, Cu/(llI)Ni, Cu/(110)Pd, Cu/(11 l)Pd, Ni/(110)Pd и Ni/(lll)Pd в условиях изохронного огжига, а также закономерности перестройки дислокационной структуры пленок при нагреве.
Установлено, что на подложках (001) и (110) аморфные пленки кристаллизуются в параллельную ориентацию с образованием ГЦК структуры, а в системах с ориентацией подложки (111) при кристаллизации образуется доменная структура с ГЦК и ГПУ укладкой.
Компенсация размерного несоответствия в системе Cu/(001)Ni происходит за счет образования в объеме пленок частичных дислокаций 111ок-ли и вершинных дислокаций.
В системах с ориентацией подложки (110) компенсация размерного несоответствия в двух ортогональных направлениях происходит за счет дислокаций разного типа: частичных Шокли и вершинных в направлении (001), и полных дислокаций смешанного типа - в направлении [110].
В системах с ориентацией подложки (111) компенсация размерного несоответствия осуществляется за счет образования в плоскостях параллельных границе раздела фаз дефектов упаковки, ограниченных частичными дислокациями Шокли.
В системе Cu/(001)Ni обнаружен механизм консервативного перемещения вершинных дислокаций в направлении межфазной границы в процессе нагрева.
Обнаружены элементарные акты обменной диффузии атомов подложки и пленки, инициируемые полными дислокациями несоответствия на границе раздела фаз в системах Cu/(110)Pd и Ni/(110)Pd.
Установлено, что в системе монослой Ni на (11 l)Pd (в отличие от системы монослой Ni на (001)Pd) диффузия атомов подложки в монослой и формирование твердого раствора не наблюдается
Основные положения, выносимые на защиту:
- в условиях изохронного отжига в системах Си на (001)Ni, Си на (110)Ni, Си и Ni на (110)Pd образуется ГЦК структура с ориентацией параллельной подложке, а в системах с ориентацией подложки (111) образуется доменная структура с ГЦК и ГПУ укладкой:
(111), [TOI] ГЦК - пленки || (111), [701]ГЦК- подложки;
(0001), [2110] ГПУ-пленки || (111), [101] ГЦК - подложки;
- компенсация размерного несоответствия в системе Си на (00I)Ni происходит за счет образования в объеме пленок частичных дислокаций Шокли и вершинных дислокаций, а в системах Си на (IIO)Ni, Си и Ni (110)Pd в зависимости от направления при кристаллизации образуются полные, краевые частичные и вершинные дислокации;
- в системах с ориентацией подложки (111) компенсация размерного несоответствия осуществляется за счет образования в плоскостях, параллельных границе раздела фаз, дефектов упаковки, офаниченных частичными дислокациями Шокли;
- в тонких пленках Си на (001),(1 IO)Ni и Си, Ni на (1 !0)Pd с ростом температуры повышается количество частичных дислокаций Шокли на межфазной границе, а в системах с ориентацией подложки (111) с повышением температуры уменьшается дефектность пленок с ме1астабильной Г'ПУ-с груктурой;
- в системе Си на (001) Ni обнаружен механизм консервативною перемещения вершинных дислокаций в направлении межфазной границе в поле внутренних напряжений;
- в системах Cu/(110)Pd и Ni/(110)Pd обнаружены элементарные акты обменной диффузии атомов подложки и пленки, инициируемые полными дислокациями несоответствия на границе раздела фаз в системах.
Практическая значимость работы. Полученные результаты могут быть использованы при проектировании многослойных пленочных гетеро-структур в системах с относительно большим размерным несоответствием кристаллических решеток.
Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы были представлены на следующих симпозиумах, конференциях и семинарах: IV Международном семинаре «Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении» (Астрахань, 2002); X Всероссийской научной конференции студентов-физиков и молодых ученых (Москва, 2004); III Международной научной конференции «Кинешка и механизм кристаллизации» (Иваново, 2004); Международной школе-семинаре «Современные проблемы механики и прикладной математики» (Воронеж, 2004); V Международной конференции «Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении» (Воронеж, 2004); XXI Международной конференции «Нелинейные процессы в твердых телах» (Воронеж, 2004); XI Всероссийской научной конференции студентов-физиков и молодых ученых (Екатеринбург, 2005); Международной школе-семинаре «Современные проблемы механики и прикладной математики» (Воронеж, 2005).
Публикации. По теме диссертации опубликовано 13 работ. Список публикаций приведен в конце автореферата.
Личный вклад автора. Автором самостоятельно получены, обработаны и проанализированы все основные результаты, выносимые на защиту. Посга-
новка задач, определение направлений исследований, обсуждение результатов, подготовка работ к печати и формулировка выводов работы осуществлялись совместно с научным руководителем, профессором А.Т. Кос иловым. Консультирование по методам компьютерного эксперимента осуществлял доцент A.B. Евтеев.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, выводов и списка литературы из 107 наименований. Работа изложена на 126 страницах и содержит 54 рисунка.
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цели и задачи исследования, перечислены основные положения, выносимые на защиту, показана научная новизна полученных результатов и их практическая значимость, приведены сведения об апробации результатов работы, публикациях, структуре и объеме работы.
В первой главе сделан краткий литературный обзор по теме диссертации. Изложены основные методы получения тонких пленок - физические, химические и физико-химические. Рассмотрены механизмы роста пленок -Фольмера и Вебера, Франка и ван дер Мерве, Карстанова и Странского. Рассмотрены механизмы релаксации упругих деформаций псевдоморфного слоя. Приведены критерии ориет ированной кристаллизации. Рассмотрены размерные эффекты, обусловленные минимизацией энергии межфазной границы - ориентационный и фазовый.
Во второй главе изложены основные методы компьютерного эксперимента: молекулярной динамики (МД), статической релаксации (СР). Монте-Карло (МК). Рассмотрены различные подходы к описанию межатомного взаимодействия в металлических системах и методы анализа структуры модельных систем.
В третьей главе изложена методика создания исследуемых моделей и методика проведения их испытаний.
Подложки тонкопленочных систем моделировали с помощью расчетной ячейки, состоящей из 8 атомных слоев, в каждом из которых находилось 900 (для подложек с ориентацией (001) и (110)) и 896 (для подложек с ориентацией (111)) атомов. Три нижних слоя у дна расчетной ячейки являлись статическими, пять последующих - динамическими. Статические слои подложки не принимали участие в общей атомной динамике модели и создавались с целью моделирования полубесконечной подложки.
На системы накладывались периодические граничные условия:
в направлениях [110] и [110] для подложек ориентации (001); в направлениях [001] и [110] для подложек ориентации (110); в направлениях [101] и [112] для подложек ориентации (111).
Для формирования аморфной пленки на поверхности подложки случайным образом размещали 9000 атомов для систем с ориентацией под-
ложки (001), (110), 8960 атомов для систем с ориентацией подложки (111). Монослой N1 формировали, размещая случайным образом 1094 атома на поверхности подложки. После проверки расстояний между атомами поэтапно устраняли наиболее сильные перекрытия, затем проводилась статическая релаксация моделей.
Взаимодействие между атомами описывали с использованием многочастичных потенциалов, рассчитанных в рамках метода погруженного атома. Атомам пленки и подложки (в динамических слоях) сообщались скорости в соответствии с распределением Максвелла в системах Си/(001)М1, N¡/(110)Р<1, N¡/(11 !)Ра при температуре 20 К, а в системах Си/(110), (11и Си/(110), (II 1)Рё при температуре 50 К. После этого производился изохронный нагрев систем методом МД Методика МД расчета состояла в численном интегрировании уравнений движения атомов с временным шагом А/~ 1,5хЮ"15 с по алгоритму Верле. Циклическая процедура нагрева сводилась к ступенчатому повышению температуры на А7П=20 или 50 К (Т,=1У.АТгде Т, - температура «окружающей среды» на /-м - цикле), поддержанию этой температуры в системах на протяжении ЮООхА/ и последующему отжигу в адиабатических условиях в течение 19000хДл Таким образом, продолжительность одного цикла составляла 20000хА/ или Зх10""с. Усреднение термодинамических характеристик систем (Т - температуры, и - потенциальной энергии, РУ - произведения давления на объем) проводилось в течение последних 16000хА/ каждого цикла. После каждого цикла систему методом статической релаксации переводили в состояние с Т= 0 К, предоставляя возможность атомам занять равновесные положения в локальных потенциальных ямах. Такая процедура позволяла провести детальный анализ формирующихся атомных конфигураций без теплового фона. Для статически релаксированных моделей рассчитывалась потенциальная энергия 11{) и произведение давления на объем Л)К0.
В четвертой главе представлены результаты молекулярно-динамического моделирования структурных и субструктурных превращений при ориентированной кристаллизации аморфных пленок Си(110), (111)Рс1, N1 на (110), (II 1)Рс1, и Си на (001), (110), (111)№ в условиях изохронного отжига. Визуализация последовательных актов перемещения во времени всех атомов системы в компьютерном эксперименте позволяет проследить за изменениями закономерностей структурной организации в моделях в процессе структурных, субструктурных и фазовых превращений. Размерное несоответствие систем: Си на N1 /о=0,027, Си на Рс1/о= -0,07, № на Р<1 /,г -0,095.
Анализ образовавшихся структур проводился путем:
- расчета функции радиального распределения атомов пленки и подложки, анализ которой позволил определить структуру полученной пленки и степень ее тетрагональности;
- анализа проекций кристаллографических плоскостей параллельных и перпендикулярных межфазной границе, позволивший на уровне расположения
положения отдельных атомов определить дефектную структуру пленок и границы раздела фаз.
Си на (OOl)Ni. При температуре 20 К наблюдается кристаллизация пленки Си на (001)Ni. Во всех исследуемых системах кристаллическая фаза зарождалась в атомных слоях, прилегающих к подложке, а фронт кристаллизации располагался параллельно границе раздела подложка-пленка. Закристаллизовавшаяся пленка Си имеет ГЦК-структуру и тетрагональные искажения (средняя величина с/а^1,037). Анализ структуры межфазной границы показал, что пленка Си образует параллельную ориентацию (001),[110] Си 11 (001), [110] Ni и псевдоморфно сопряжена с подложкой. В плоскостях {111} пленки Си обнаружены дефекты упаковки, ограниченные свободной поверхностью с одной стороны и вершинными дислокациями с векторами Ьюргерса я/3[110] (рис. 1), я/3[110], либо частичными дислокациями Шок-ли с векторами Бюргерса а!6[112], о/6[112], а!Ь[\ 12], а/6[112] - с другой.
а)
Рис. I. Дефекты в пленке Си при температуре 580 К (а) (пунктирными линиями показаны дефекты упаковки, ограниченные вершинными дислокациями. Масштаб рис. в направлениях [001 ] и [110]. [110] для наглядное! и различается в 4 раза), схема образования дефектов упаковки в пленке Си на (001 )Ni (б) и снимок, полученный мегодом СТМ одиннадцати монослоев Си на (001) Ni (Bert Müller, Loretu Nedelmana 1996 г.) (в)
Частичные и вершинные дислокации ориентированы вдоль направлений [110] и [110]. Вершинные дислокации образованы путем рекомбинации частичных дислокаций, расположенных в смежных плоскостях скольжения: а/6[ 112]+а/6[112]=а/3[110]; а/6[П2] W6[lT2]=a/3[lTo], а соответствующие частичным дислокациям дефекты упаковки образуют V-образные конфигурации (рис 1) Частичные и вершинные дислокации не выходят непосредственно на границу раздела фаз они расположены в объеме пленки Си.
При дальнейшем нагреве системы Cu/(00l)Ni происходит перестройка дефектной структуры пленки, прежде всего, путем впервые обнаруженного механизма консервативного перемещения вершинных дислокаций, который иллюстрирует рис. 2. При температуре 580 К (рис. 2а) хорошо видны две вершинные дислокации I и II с векторами Бюргерса aß{\ 10], сформированные в процессе кристаллизации пленки. При температуре 600 К (рис. 26) дислокация I расщепилась на две частичные, одна из которых - дислокация 1 с вектором Бюргерса я/6[ 112] переместилась в плоскости (111) в направлении границы раздела, а другая дислокация 2 с вектором Biopiepca al6 [112] - осталась на месте исходной вершинной дислокации. При дальнейшем нагреве (рис. 2в) частичная дислокация 1 в результате диссоциации а/6[112]=а/3[110]+а/6 [112] вновь образовала вершинную дислокацию Г с вектором Бюргерса ¿//3[110] и частичную дислокацию Шокли 3 с вектором Бюргерса й/6[112] в плоскости (111). Приведенная реакция диссоциации частичной дислокации, исходя из закона квадратов векторов Бюргерса, совершенно исключена в отсутствие каких-либо дополнительных стимулов, однако в поле внутренних напряжений из-за размерного несоответствия в системе Cu/Ni такой процесс структурной перестройки оказался энергетически выгодным. Дальнейшее консервативное перемещение в направлении поверхности пленки взаимодействующих между собой частичных дислокаций Шокли 2 и 3 происходило с сохранением общей площади дефектов упаковки (рис. 2г, д). Вершинная дислокация II (рис. 2а) в температурном интервале 600 ч- 680 К также переместилась по рассмотренному выше механизму на величину вектора Бюргерса частичной дислокации в направлении границы раздела фаз (рис. 26, в). Следует отметить, что время перехода вершинных дислокаций в новые положения по данным компьютерного эксперимента составило ~ 6x10'10 с. Перестройка дислокационной структуры пленки в процессе нагрева сопровождалась уменьшением потенциальной энергии системы.
Таким образом, в процессе отжига идет непрерывное изменение дефектной структуры пленки.
Обнаружено уменьшение количества атомов в плоскостях (001) по мере удаления от межфазной границы. По мере удаления от межфазной границы среднее межатомное расстояние изменяется от 2.50 А в первом слое до 2,56 А в десятом слое (межатомные расстояния для монокристал-
лов N1 и Си равны соотве1ственно 2,49 А и 2,56 А). Увеличение среднего межатомною расстояния в верхних слоях пленки связано с присутствием в объеме пленки дислокаций, обеспечивающих аккомодацию упругих напряжений по мере удаления от межфазной границы.
<х> = ;г осхх'ОооосР оею>с$з0 осР°«> сх?
уУ/ОСЛГ ОС^Х^ЖУС^^с^^СГЛОос^
- ООГ <ХЧХ)С>00^9500СКХ'0С<Ч)Ь0'Х>Э ^оскхх»сюо<хчг«)оооск»о<хххух»е < >ооооооосхк4>с<>оосюооооооооооо
^ОО^ООГ'СООООГОООС'ГГЧ'ХГ'Г^ООООС
СЖХ!ООООС<У <<KJOOOOOOOOOOO<XCOO
сюэооооосР ооое^ооосрооо ж) ЭОГХХ)ООСоосРОО(>^>0осюс<хЛС^Ьоо1
ООС<>>^)<Х>00<^>ОХЮС>ООСХ)С>«Х5ГОС'1
>0000с'0<х)скххь<*>000с^00с>осх>001
О О ОО ООООООГК^р&ООООООСХХЭООООО
<хххк>ос<ххххю4оосюсх>екюооооос>о!
с глооосоо °°ЧЬо 'ооооо с&А
ООС\ООГЧХ>г,грООСНХ1^0г оогРООО^ЬоО ьсдхх^гстеадс^^^осюсх!^3^*»^
>' ^000000схх)<х<хл>сх>0(хх''схх<>000 ОООООС СК>Г1ОООС<'СО0ОООС'ОС'С>ООООС
ООООООООООС'
чьивав»——»»в»»»»»»»*—
ооооооооае> оеосьо г; оооосх^А ооотооооосроехх^х^
(УХЛОООООООСР1 >°оооооос<хЛ°ОЬоо ссхххэсоооекхРОо «4>д5ооос1Раьоос Ык^оозоооооо^ю^юосюосЛоох)
р000000000ск>враы5<х>схх50000000 '' ооооооооооД&ооооооооос ооос сосо<ххккюскх?оооооскхюоооооо
в)
¡осхх» сххр^^ооиопосггх^ ' [у^х^ооскрсюс^ъо^^ххюс^
I- С^<ХУ5Г!ОООГР<>''С>ЭО'%О0сххР0
I >С< СХ /X ОСЧУ ^«Г^^ЭООООГ^ХУЗС} СПС ГХУХ СОц,ЗРОС' рс НУ "оопосо^ ^рог+^гоос^чхххху ^ рооооос лк оог .г/1' |оОООООООО«Х>(АхХХХ«)ОСХХ>ООООс| ю(х>схх)ооо©с»сооеюо<клос1Г)Оов
ОСи »N1
Рис 2 Перестройка дефектной структуры пленки, представленная на проекциях двух соседних атомных плоскостей (110). Пунктирные линии указываю! места расположения дефектов упаковки в плоскостях ¡111) Масштаб рисунка в направлениях [001] и [ПО] различается в 2,5 раза
Си/(110)М, Си(110)Р(1, !Ч1/(110)Рс1. Си на (110) N1" » Рс1 закристаллизовались при температуре «окружающей среды» до 50 К. Для кристаллизации пленки 141 на (110) Рс1 понадобился нагрев до 300 К. Закристаллизовавшиеся пленки Си и N1^ имеют ГЦК решетку и ориентацию, параллельную подложке: (110), [ПО] пленки 11 (110),[ПО] подложки. Исследования структур пленок показали, что в системах с ориентацией подложки (110) наблюдается анизотропия релаксации упругих напряжений. В направлении [ПО] компенсация размерного несоответствия осуществляется полными дислокациями несоответствия смешанного типа с вектором Бюр-1ерса Ь=(а!2)[110] (рис. За), а в направлении (001) - частичными дислокациями Шокли с векторами Бюргерса а/6<112> и вершинными с вектором Бюргерса 2я/3[001] (рис. 36), ограничивающие дефекты упаковки на межфазной границе и в объеме пленок. Вершинные дислокации образованы путем рекомбинации частичных дислокаций, расположенных в смежных плоскостях скольжения: а/6[112]+я/6[112]=2а/3[001], а соответствующие дислокациям дефекты упаковки образуют У-образные конфигурации. Однако в описаниях дислокационных конфигураций, возникающих в результате рекомбинации частичных дислокаций, не встречаются вершинные дислокации с вектором Бюргерса ¿>^2я/3[001]. Объяснением факта появления вершинных дислокаций с таким вектором Бюр!ерса на межфазных границах исследуемых тонкопленочных гетеросистем, находящихся в сложном напряженном состоянии, может служить проявление размерного эффекта при определяющем влиянии ориентации подложки на процесс кристаллизации пленок из аморфного состояния.
Рис. 3. Дислокации несоответствия в пленке № при температуре 300 К. Полные дислокации смешанного типа (а) (светло-серые круги - атомы пленки Си, серые круги - атомы динамических слоев подложки). Частичные Шокли и вершинные дислокации (б), ограничивающие дефекты упаковки во фрагменте пленки N1 Масштаб пис. (б) в направлениях [110] и [001], [ПО] для наглядности различается в 3 раза
Перестройка дефектной структуры пленок Си и N1 приводит к уменьшению плотности вершинных дислокаций и увеличению плотности
а)
б)
частичных дислокаций Шокли на межфазной границе во всех исследуемых моделях систем с ориентацией подложки (110).
С повышением температуры увеличивается подвижность полных дислокации несоответствия на межфазной границе. Термофлуктуационно преодолевая барьеры ближнего порядка, дислокации начинают скольжение в плоскости (110), эквидистантно располагаясь на границе раздела фаз, обеспечивая тем самым минимальный уровень упругих напряжений. Необходимо огметить тот факт, что для этих дислокаций плоскости скольжения не {111}, а (110), параллельные межфазной границе. Уход их в плоскость {111} увеличивает упругие искажения, поэтому они «прижимают» дислокации к границе.
Впервые в компьютерном эксперименте с применением метода молекулярной динамики в системах Cu/(110)Pd и Ni/(110)Pd был обнаружен эффект диффузии атомов подложки и пленки через межфазную границу, инициируемый полными дислокациями несоответствия. Разряжение, создаваемое экстраплоскостью дислокации в первом слое пленки (рис. За) стимулирует процесс обмена местами атомов подложки и пленки. Комплексный анализ диффузии атомов через межфазную границу (рис. 4), проведенный для всех тонкопленочных систем, рассматриваемых в этой работе, показал, что наиболее интенсивно этот процесс проявляется именно в системах Cu/(110)Pd и Ni/(110)Pd. В системе Cu/(l 10)Ni диффузия на межфазной границе мала, так как экстраплоскости полных дислокаций имеют отрицательный знак и поэтому не создают разряжений в первом слое пленки.
/ .к
Рис 4. Зависимость количества атомов подложки, обменивающихся с атомами пленки на границе раздела фаз от температуры
Си/(1П)№, Си/(111)Ра и 1Ч|/(111)РЛ Модели пленок Си на (110)М и Pd закристаллизовались при температуре «окружающей среды» до 50 К. Кристаллизация пленки N1 на подложке (111) РсЦ также как и на подложке (110) Pd, произошла при более высоких температурах (понадобился нагрев до 240 К)
Анализ функции радиального распределения атомов и проекции трех первых плотноупакованных плоскостей пленок, параллельных межфазной границе, позволил сделать вывод о том, что пленки закристаллизовались в
711
О 200 400 600 800 1000 1200
параллельную ориентацию, а атомы образуют доменную структуру с ГЦК и ГПУ (в системе Си на (111) Ni с/а=1,627, в системе Си на (111) Pd da= 1,625, в системе Ni на (111) Pd с/а= 1,635) укладкой:
(111), [Toi] ГЦК - пленки || (111), [TojJ ГЦК - подложки.
(0001), [2110] ГПУ-пленки || (111), [101] ГЦК - подложки.
Доменная структура представляет собой области с ГЦК укладкой атомов, разделенные дефектами упаковки (ГПУ укладка) (рис. 5).
[112J
а) б)
Рис. 5. Проекция трех первых плотноупакованных плоскостей пленки Си в системе Cu/(111) Ni, параллельных межфазной границе при 7"=50 К (а) и при 7"= 1050 К (б) (черные круги - атомы 1-го слоя, серые - 2-го, светло-серые - 3-го)
На границах доменов располагаются частичные дислокации Шокли с векторами Бюргерса о/6(112). Линии дислокаций образуют непрерывные замкнутые контуры в плоскости (111), а их плотность увеличивается с увеличением размерного несоответствия. Также были обнаружены дефекты в плоскостях (111) в объеме пленки. Кроме того, в системе Ni/(lll)Pd при температуре 300 К обнаружены дефекты упаковки в плоскостях {111}, не параллельных межфазной границе в объеме пленки (рис. 6а).
Образование в процессе кристаллизации частичных дислокаций приводит к компенсации исходного размерного несоответствия в юнко-пленочных системах Cu/(lll)Pd и Ni/(lll)Pd. Этот факт подтверждается совпадением пиков функции радиального распределения атомов пленок Си и Ni с пиками для идеальных монокристаллов. Однако в системах сохраняется доля остаточных упругих деформаций.
Процесс нагрева сопровождается существенным перераспределением дефектов во всех тонкопленочных системах с ориентацией подложки (111), в результате чего число дефектов упаковки и плотность дислокаций несоот-
ветствия в объеме пленки резко уменьшается (рис. 5, 6). При этом пики на ФРРА становятся более выраженными, значительно увеличивается высота характерного для ГПУ решетки третьего пика.
[1121
а)
б)
Рис 6 Четвертый (точки), пятый (серые круги), шестой (светло-серые круги) слои пленки N1' модели N¡/(111)Р4 параллельные межфазной границе при температуре 300 К (а) (в выделенных областях располагаются следы дефектов упаковки) и при температуре 1000 К (б)
Дефекты упаковки, ограниченные частичными дислокациями Шок-ли, остаются только на межфазной границе - в первом слое пленки, а аккомодация упругих напряжений, связанных с несоответствием параметров решеток подложки и пленки, обеспечивается формированием дефектов упаковки, расположенных на межфазной границе, что создает условия для бездефектного формирования последующих слоев пленок.
Различие между системами Си/(111 >"N1, Си/(111)Рс1 и N¡/(111)Рс1 заключается лишь в том, что на межфазной границе в первом случае образуются дефекты упаковки вычитания, а в двух других - внедрения.
Возникновение тетрагональности и, как следствие, - устойчивости ГПУ фазы в тонкопленочных системах Си/(111)Р<1 и >П/(111)Р(1 является результатом недостаточной компенсации начального размерного несоответствия посредством искажений плотноупакованных атомных рядов первых слоев пленок. В системе Си/(111)М компенсация произошла на большую величину, чем размерное несоответствие, что связано с особенностями структурной организации приграничных слоев пленки в модели с малыми размерами расчетной ячейки. Аналогичный эффект может наблюдаться на начальных стадиях роста наноразмерных островков на монокристаллической подложке.
Монослой N1 на (111)Р<1. При молекулярно-динамическом моделировании системы монослой № на (001) Рс1 обнаружено образование твердо-растворной двухслойной гетероструктуры. В данной работе было проведено также исследование зависимости поведения монослоя № от ориентации поверхности кристалла - подложки Рс1.
После формирования монослоя № на монокристаллической подложке Рс1 (111) и статической релаксации системы (при 0 К) образуется структура преимущественно с параллельной ориентацией. Наблюдаются также малоатомные конфигурации в виде пентагональных колец, иногда достроенных до пентагональной пирамиды (рис. 7а, выделены окружностями).
При повышении температуры в результате релаксации напряжений происходит увеличение площади участков параллельной ориентации. Увеличивается также количество атомных конфигураций в виде пентагональных колец. Такие периодические нарушения плотной упаковки равномерно распределены по всей поверхности монослоя (рис. 76, выделены окружностями). Проведенный анализ функции радиального распределения атомов монослоя показал, что атомы N1 испытывают сжатие (среднее расстояние между атомами монослоя N1' равно -2,39 А, для идеального монокристалла - 2,49А), п то время как размерное несоответствие имеет отрицательный знак.
В отличие от системы монослой N1 на (001)Рс1, столь ярко выраженная там диффузия атомов подложки в монослой и формирование твердого раствора в данной системе не наблюдалась. Только при температуре 800 К был обнаружен взаимный обмен одной пары атомов. Очевидно, ориентация
подложки сильно влияет на диффузионные процессы через межфазную границу и образование твердых растворов.
а) б)
Рис. 7. Структура межфазной границы монослой N¡/(11 l)Pd: а - после формирования и статической релаксации; б - при температуре 400 К (черные точки - атомы подложки Pd, серые круги - атомы пленки Ni)
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ
На основе молекулярно-динамическош анализа моделей тонкопленочных гетеросистем: Cu/(001)Ni, Cu/(110)Ni, Cu/(11 l)Ni, Cu/(l l0)Pd, Cu/(111 )Pd, Ni/(lI0)Pd и Ni/(lll)Pd, в рамках метода погруженного атома, установлены основные закономерности структурных и субструктурных превращений при ориентированной кристаллизации аморфных тонких пленок Си и Ni наномет-ровой толщины на монокристаллических подложках различной ориентации:
1. Аморфные пленки Си на (001)Ni, Си на (110)Ni, Си и Ni (110)Pd кристаллизуются с образованием ГЦК структуры с ориентацией параллельной подложке. Аморфные пленки Си на (111)Ni, а также Си и Ni на (11 l)Pd кристаллизуются в параллельную ориентацию, атомы образуют доменную структуру с ГЦК и ГПУ укладкой: (111), [Т 01] ГЦК - пленки || (III), [Toi] ГЦК - подложки; (0001), [2110] ГПУ -пленки || (111), [101] ГЦК-подложки.
2. Установлено, что при ориентированной кристаллизации в условиях изохронного отжига размерное несоответствие в гетеросистеме Cu/(001)Ni (f0~0.027) компенсируется образованием ортогональной сетки вершинных дислокаций и частичных дислокаций Шокли в объеме пленки в плоскостях, параллельных межфазной границе. Вершинные дислокации образуются в результате рекомбинации двух частичных дислокаций Шокли в смежных плоскостях скольжения {111}. В системах с ориентацией подложки (ПО) в плотноупакованном направлении размерное несоответствие
компенсируется образованием полных смешанных дислокаций с вектором Бюргерса b=(a/2) [110], а в направлении [001] - вершинными дислокациями и частичными дислокациями Шокли. В системах с ориентацией подложки (111) компенсация размерного несоответствия осуществляется за счет образования в плоскостях, параллельных границе раздела фаз, дефектов упаковки вычитания в системе Cu/(11 l)Ni и внедрения - в системах Cu/(11 l)Pd и Ni/(lll)Pd. Дефекты упаковки ограничены частичными дислокациями Шокли, образующие замкнутые контуры. Плотность дислокаций растет с увеличением размерного несоответствия.
3. Нагрев пленочных гетеросистем сопровождается перестройкой дефектных структур. В тонких пленках Си на (001),(110)Ni и Cu, Ni на (110)Pd с ростом температуры повышается плотность частичных дислокаций Шокли на межфазной границе и уменьшается плотность вершинных дислокаций.
4. При исследовании перестройки дефектной структуры пленки Си на (001)Ni в процессе нагрева впервые обнаружен механизм консервативного перемещения вершинных дислокаций в направлении межфазной границе в поле внутренних напряжений.
5. В системах с ориентацией подложки (111) с повышением температуры уменьшается дефектность пленок с метастабильной ГПУ-структурой. Аккомодация упругих напряжений, связанных с несоответствием параметров решеток подложки и пленки, обеспечивается формированием дефектов упаковки, расположенных на межфазной границе, что создает условия для бездефектного формирования последующих слоев пленки.
6. В системах Cu/(110)Pd и Ni/(110)Pd обнаружены элементарные акты обменной диффузии атомов подложки и пленки на границе раздела фаз, инициируемые полными дислокациями несоответствия.
Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:
1. Молекулярно-динамическое моделирование эволюции системы монослой Ni/Pd (001) / A.A. Дмитриев, A.B. Евтеев, Д.Г. Жиляков и др. // Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении: Сб. тр. IV Междунар. семинара. - Астрахань, 2002. - С.103.
2. Моделирование структурных и субструктурных превращений при кристаллизации аморфной пленки Ni на подложке Pd (001) / A.A. Дмитриев, A.B. Евтеев, Д.Г. Жиляков и др. // Вестник Воронеж, гос. техн. ун-та. Сер. Материаловедение. - 2002. - Вып.1.12. - С.74-76.
3. Молекулярно-динамическое моделирование процессов формирования и эволюции дефектной структуры пленочной гетеросистемы Cu/Ni (001) / Д.Г. Жиляков, A.B. Евтеев, А.Т. Косилов и др. // Тезисы докл. X Ьсерос. науч. конф. студентов-физиков и молодых ученых. - М., 2004. -Г.176-177.
4. Компьютерное моделирование эпитаксиальной гетероструктуры Pd/Ni/Pd(001) / Д.Г. Жиляков, A.B. Евтеев, В.М. Иевлев и др. // Тезисы докл. III Междунар. науч. конф. - Иваново, 2004. - С.191.
5. Компьютерное моделирование процессов формирования и эволюции дефектной структуры пленочной гетеросистемы Cu/Ni (001) / Д.Г. Жиляков, A.B. Евтеев, А.Т. Косилов и др. // Современные проблемы механики и прикладной математики: Сб. тр. Междунар. школы-семинара. - Воронеж: ВГУ, 2004. -Т.1.-4.1.- С .209-211.
6. Компьютерное моделирование эпитаксиальной гетероструктуры Pd/Ni/Pd(001) / Д.Г. Жиляков, A.B. Евтеев, А.Т. Косилов и др. // Современные проблемы механики и прикладной математики: Сб. тр. Междунар. школы-семинара. - Воронеж: ВГУ, 2004. - Т.1. - Ч. 1.- С.206-208.
7. Жиляков Д.Г., Евтеев A.B., Косилов А.Т. Самоорганизация монослоя Ni на (111 )Pd по данным компьютерного эксперимента // Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении: Материалы V Междунар. конф - Воронеж: ВГТУ, 2004. - Т.2. - С. 15-16.
8. Молекулярно-динамическое моделирование атомной структуры монослоя Ni на подложке Pd (111) / Д.Г. Жиляков, A.B. Евтеев, В.М. Иевлев и др. // Тезисы докл. III Междунар. науч. конф. - Иваново, 2004. -
9. Структурная релаксация при ориентированной кристаллизации в пленочной гетеросистеме Cu/Ni(001) / Д.Г. Жиляков, A.B. Евтеев, А.Т. Косилов и др. // Т he XXI International conference on relaxation phenomena in solids. - Voronezh, 2004. - P.273.
10. Молекулярно-динамическое моделирование ориентированной кристаллизации пленочной гетеросистемы Cu/Pd(ll0) / Д.Г. Жиляков, A.B. Евтеев, А.Т. Косилов и др. // Тезисы докл. XI Всерос. науч. конф. студентов-физиков и молодых ученых. - Екатеринбург, 2005. - С.104-105.
11. Молекулярно-динамическое моделирование ориентированной кристаллизации пленочной гетеросистемы Cu/Ni(ll 1) / Д.Г. Жиляков, A.B. Евтеев, А.Т. Косилов и др. // Тезисы докл. XI Всерос. науч. конф. студентов-физиков и молодых ученых. - Екатеринбург, 2005.- С.103-104.
12. Молекулярно-динамическое моделирование структурных и субструктурных превращений при кристаллизации аморфной пленки Ni на монокристаллической подложке Ag(001) / Д.Г. Жиляков, М.В. Березин, A.A. Дмитриев и др. // Тезисы докл. XI Всерос. науч. конф. студентов-физиков и молодых ученых. - Екатеринбург, 2005. - С.85-86.
13. Структурные и субструктурные превращения в пленке Си на подложке Ni ориентации (110) по данным компьютерного эксперимента / Д.Г. Жиляков, A.B. Евтеев, А.Т. Косилов и др. // Современные проблемы механики и прикладной математики: Сб. тр. Междунар. школы-семинара. -Воронеж: ВГУ, 2005. - 4.1. - С. 139-142.
С. 192.
Подписано в печать 24.11.2005 Формат 60x84/16. Бумага для множительных аппаратов. Усл. печ. л. 1,0. Тираж 90 экз. Заказ № ^
Воронежский государственный технический университет 394026 Воронеж, Московский просп., 14.
РНБ Русский фонд
2007-4 4929
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
ГЛАВА 1 ТОНКИЕ МЕТАЛЛИЧЕСКИЕ ПЛЕНКИ
ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ).
1.1 Методы получения тонких пленок.
1.2 Ориентированная кристаллизация пленок
1.3 Механизмы роста пленок
1.3.1 Рост пленки по Фольмеру и Веберу.
1.3.2 Рост пленки по Франку и Ван дер Мерве.
1.3.3 Рост пленки по Крастанову и Странскому.
1.4 Структура псевдоморфного слоя.
1.5 Механизм релаксации упругих деформаций псевдоморфного слоя.
1.6 Кристаллогеометрические критерии ориентированной кристаллизации.
1.7 Энергия межфазных границ в металлических пленочных системах.
1.8 Фазовый размерный эффект.
1.9 Дефекты кристаллической структуры пленок
1.9.1 Вакансии
1.9.2 Примесные атомы
1.9.3 Дислокации.
1.9.4 Дефекты упаковки.
1.10 Постановка задач.
ГЛАВА 2 МЕТОДИКА КОМПЬЮТЕРНОГО ЭКСПЕРИМЕНТА.
2.1 Межатомное взаимодействие.
2.2 Расчетные схемы
2.2.1 Алгоритм метода молекулярной динамики
2.2.2 Алгоритм метода статической релаксации
2.3 Метод погруженного атома.
2.4 Расчет основных характеристик моделей.
2.4.1 Измерение термодинамических величин
2.4.2 Структурные функции.
2.4.3 Многогранники Вороного.
2.5 Периодические граничные условия
ГЛАВА 3 ПОСТРОЕНИЕ КОМПЬЮТЕРНЫХ МОДЕЛЕЙ
ТОНКОПЛЕНОЧНЫХ СИСТЕМ Cu-Ni, Cu-Pd HNi-Pd.
3.1 Построение молекулярно-динамических моделей подложек различных ориентаций и создание аморфных пленок
3.2 Методика молекулярно-динамического расчета
ГЛАВА 4 СТРУКТУРНЫЕ И СУБСТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ
В ТОНКОПЛЕНОЧНЫХ СИСТЕМАХ Cu-Ni, Cu-Pd HNi-Pd.
4.1 Структурные и субструктурные превращения при ориентированной кристаллизации аморфной пленки Си на
001)Ni в условиях изохронного отжига.
4.1.1 Ориентированная кристаллизация пленки Си на монокристаллической подложке Ni ориентации (001)
4.1.2 Механизмы компенсации размерного несоответствия.
4.1.3 Эволюция структуры пленки в процессе отжига.
4.2 Структурные и субструктурные превращения при ориентированной кристаллизации аморфных пленок Си на
110)№, Си на (110)Pd и Ni на (110)Pd в условиях изохронного отжига.
4.2.1 Структурная релаксация при кристаллизации тонких пленок Си и Ni.
4.2.2 Эволюция дефектной структуры пленок при отжиге
4.3 Структурные и субструктурные превращения при ориентированной кристаллизации аморфных пленок Си на (111)№, Си на (11 l)Pd и Ni на (11 l)Pd в условиях изохронного отжига
4.3.1 Структурная релаксация при кристаллизации тонких пленок Си на (11 l)Ni и Си, Ni на (11 l)Pd.
4.3.2 Превращения дефектной структуры пленок Си на
11 l)Ni и Си, Ni на (11 l)Pd при отжиге.
4.4 Структурная самоорганизация монослоя Ni на (11 l)Pd .Ill
Актуальность темы. Большинство используемых методов исследования закономерностей роста и структуры многослойных пленочных систем при всей своей высокой интегральной (дифракционные) или локальной (микроскопические) разрешающей способности дают информацию о структурной организации системы, распределении дефектов на определенных этапах ее эволюции в реальном масштабе времени. В то же время они не позволяют проследить динамику структурных и субструктурных превращений, зафиксировать элементарные процессы на атомном уровне непосредственно в процессе ориентированной кристаллизации. Если учесть, что времена элементарных термоактивационных актов перестройки структуры находятся в пикосекундном интервале, то получаемая инструментальными методами информация (рентгенограммы, электронограммы, микрофотографии и др.) носит усредненный характер по активационным процессам, находящимся за пределами возможностей их временного разрешения данными методами. Отсутствие информации о локальных (атомных) путях ее перестройки, как правило, восполняется логически обоснованными предположениями о путях ее эволюции, проверить которые не представляется возможным. Существенный прогресс в раскрытии атомных механизмов перестройки структуры может быть достигнут с использованием вычислительной техники, позволяющей перейти к непосредственному моделированию систем, состоящих из многих частиц и, как следствие, детальному изучению их локальных атомных конфигураций.
Возможность молекулярно-динамического эксперимента фиксировать события на атомном уровне с временным разрешением ЗхЮ"1'с позволяет проследить в деталях за всеми процессами перестройки структуры на всех этапах ее эволюции.
Работа выполнена в рамках проекта ГБ 0101 Федеральной целевой программы «Интеграция науки высшего образования России на 2002-2006 года».
Цель работы. Установление атомных механизмов и закономерностей структурных и субструктурных превращений при ориентированной кристаллизации аморфных пленок ГЦК-металлов: Cu/(001)Ni, Cu/(110)Ni, Cu/(11 l)Ni, Ni/(110)Pd, Ni/(11 l)Pd, Cu/(110)Pd, Cu/(11 l)Pd.
Для этого решали следующие задачи:
- создание моделей пленочных гетеросистем Си на (001),(110),(11 l)Ni, CunNi на (110),(lll)Pd; молекулярно-динамическое моделирование ориентированной кристаллизации аморфных пленок Си на (001),(110),(lll)Ni, Си и Ni на (110),(11 l)Pd в условиях изохронного отжига;
- изучение основных закономерностей формирования структуры и субструктуры при ориентированной кристаллизации пленочных гетеросистем; исследование влияния ориентации подложки на процессы кристаллизации и структурной самоорганизации пленок; исследование процессов перестройки субструктуры в ходе изохронного отжига; исследование структурной самоорганизации при нагреве монослойной пленки.
Научная новизна. На атомном уровне установлены процессы формирования дефектной субструктуры при ориентированной кристаллизации аморфных пленок в гетеросистемах Cu/(001)Ni, Cu/(110)Ni, Cu/(lll)Ni, Cu/(110)Pd, Cu/(lll)Pd, Ni/(110)Pd и Ni/(lll)Pd в условиях изохронного отжига, а также закономерности перестройки дислокационной структуры пленок при нагреве.
Установлено, что на подложках (001) и (110) аморфные пленки кристаллизуются в параллельную ориентацию с образованием ГЦК структуры, а в системах с ориентацией подложки (111) при кристаллизации образуется доменная структура с ГЦК и ГПУ укладкой.
Компенсация размерного несоответствия в системе Cu/(001)Ni происходит за счет образования в объеме пленок частичных дислокаций Шокли и вершинных дислокаций.
В системах с ориентацией подложки (110) компенсация размерного несоответствия в двух ортогональных направлениях происходит за счет дислокаций разного типа: частичных Шокли и вершинных - в направлении (001), и полных дислокаций смешанного типа - в направлении [110].
В системах с ориентацией подложки (111) компенсация размерного несоответствия осуществляется за счет образования в плоскостях параллельных границе раздела фаз дефектов упаковки, ограниченных частичными дислокациями Шокли.
В системе Cu/(001)Ni обнаружен механизм консервативного перемещения вершинных дислокаций в направлении межфазной границы в процессе нагрева.
Обнаружены элементарные акты обменной диффузии атомов подложки и пленки, инициируемые полными дислокациями несоответствия на границе раздела фаз в системах Cu/(110)Pd и N1/(110)Pd.
Установлено, что в системе монослой Ni на (lll)Pd (в отличие от системы монослой Ni на (001)Pd) диффузия атомов подложки в монослой и формирование твердого раствора не наблюдается.
Основные положения, выносимые на защиту:
- в условиях изохронного отжига в системах Си на (001)Ni, Си на (110)Ni, Си и Ni на (110)Pd образуется ГЦК структура с ориентацией параллельной подложке, а в системах с ориентацией подложки (111) образуется доменная структура с ГЦК и ГПУ укладкой:
Ill), [101] ГЦК-пленки II (111), [101] ГЦК - подложки;
0001), [2110] ГПУ-пленки || (111), [101] ГЦК - подложки;
- компенсация размерного несоответствия в системе Си на (001)Ni происходит за счет образования в объеме пленок частичных дислокаций Шокли и вершинных дислокаций, а в системах Си на (110)Ni, Си и Ni (110)Pd в зависимости от направления при кристаллизации образуются полные дислокации, краевые частичные и вершинные дислокации;
- в системах с ориентацией подложки (111) компенсация размерного несоответствия осуществляется за счет образования в плоскостях, параллельных границе раздела фаз, дефектов упаковки, ограниченных частичными дислокациями Шокли;
- в тонких пленках Си на (001),(110)Ni и Си, Ni на (110)Pd с ростом температуры повышается количество частичных дислокаций Шокли на межфазной границе, а в системах с ориентацией подложки (111) с повышением температуры уменьшается дефектность пленок пленок с метастабильной ГПУ-структурой;
- в системе Си на (001) Ni обнаружен механизм консервативного перемещения вершинных дислокаций в направлении межфазной границе в поле внутренних напряжений;
- в системах Cu/(110)Pd и Ni/(110)Pd обнаружены элементарные акты обменной диффузии атомов подложки и пленки, инициируемые полными дислокациями несоответствия на границе раздела фаз.
Практическая ценность работы. Полученные результаты могут быть использованы при проектировании многослойных пленочных гетероструктур в системах с относительно большим размерным несоответствием кристаллических решеток.
Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы были представлены на следующих симпозиумах, конференциях и семинарах:
IV Международном семинаре «Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении» (Астрахань, 2002); X Всероссийской научной конференции студентов-физиков и молодых ученых (Москва, 2004); III Международной научной конференции «Кинетика и механизм кристаллизации» (Иваново, 2004); Международной школе-семинаре «Современные проблемы механики и прикладной математики» (Воронеж, 2004); V Международной конференции «Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении» (Воронеж, 2004); XXI Международной конференции «Нелинейные процессы в твердых телах» (Воронеж, 2004); XI Всероссийской научной конференции студентов-физиков и молодых ученых (Екатеринбург, 2005); Международной школе-семинаре «Современные проблемы механики и прикладной математики» (Воронеж, 2005).
Публикации. По теме диссертации опубликовано 13 работ.
Личный вклад автора. Автором самостоятельно получены, обработаны и проанализированы все основные результаты, выносимые на защиту. Постановка задач, определение направлений исследований, обсуждение результатов, подготовка работ к печати и формулировка выводов работы осуществлялись совместно с научным руководителем, профессором А.Т. Косиловым. Консультирование по методам компьютерного эксперимента осуществлял доцент А.В. Евтеев.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, выводов и списка литературы из 107 наименований. Работа содержит 126 страниц, включая 54 рисунка.
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ
На основе молекулярно-динамического анализа моделей тонкопленочных гетеросистем: Cu/(001)Ni, Cu/(110)Ni, Cu/(lll)Ni, Cu/(110)Pd, Cu/(lll)Pd, Ni/(110)Pd и Ni/(lll)Pd, в рамках метода погруженного атома, установлены основные закономерности структурных и субструктурных превращений при ориентированной кристаллизации аморфных тонких пленок Си и Ni нанометровой толщины на монокристаллических подложках различной ориентации:
1. Аморфные пленки Си на (OOl)Ni, Си на (110)Ni, Си и Ni (110)Pd, кристаллизуются с образованием ГЦК структуры с ориентацией параллельной подложке. Аморфные пленки Си на (11 l)Ni, а также Си и Ni на (11 l)Pd кристаллизуются в параллельную ориентацию, атомы образуют доменную структуру с ГЦК и ГПУ укладкой: (111), [101] ГЦК - пленки || (111), [101] ГЦК - подложки; (0001), [2110] ГПУ - пленки || (111), [loi] ГЦК - подложки.
2. Установлено, что при ориентированной кристаллизации в условиях изохронного отжига размерное несоответствие в гетеросистеме Cu/(001)Ni (/о~0.027) компенсируется образованием ортогональной сетки вершинных дислокаций и частичных дислокаций Шокли в объеме пленки в плоскостях, параллельных межфазной границе. Вершинные дислокации образуются в результате рекомбинации двух частичных дислокаций Шокли в смежных плоскостях скольжения {111}. В системах с ориентацией подложки (110) в плотноупакованном направлении размерное несоответствие компенсируется образованием полных смешанных дислокаций с вектором Бюргерса Ь=(а/2) [110], а в направлении [001] - вершинными дислокациями и частичными дислокациями Шокли. В системах с ориентацией подложки (111) компенсация размерного несоответствия осуществляется за счет образования в плоскостях, параллельных границе раздела фаз, дефектов упаковки вычитания в системе Cu/(lll)Ni и внедрения - в системах Cu/(lll)Pd и Ni/(lll)Pd. Дефекты упаковки ограничены частичными дислокациями Шокли, образующие замкнутые контуры. Плотность дислокаций растет с увеличением размерного несоответствия.
3. Нагрев пленочных гетеросистем сопровождается перестройкой дефектных структур. В тонких пленках Си на (001),(110)Ni и Си, Ni на (110)Pd с ростом температуры повышается плотность частичных дислокаций Шокли на межфазной границе и уменьшается плотность вершинных дислокаций.
4. При исследовании перестройки дефектной структуры пленки Си на (OOl)TNTi в процессе нагрева впервые обнаружен механизм консервативного перемещения вершинных дислокаций в направлении межфазной границе в поле внутренних напряжений.
5. В системах с ориентацией подложки (111) с повышением температуры уменьшается дефектность пленок с метастабильной ГПУ-структурой. Аккомодация упругих напряжений, связанных с несоответстви е rvi параметров решеток подложки и пленки, обеспечивается формированием дефектов упаковки, расположенных на межфазной границе, что создает условия для бездефектного формирования последующих слоев пленки.
6. В системах Cu/(110)Pd и Ni/(110)Pd обнаружены элементарные акты обменной диффузии атомов подложки и пленки на границе раздела фаз, инициируемые полными дислокациями несоответствия.
1. Осипов К.А., Фолманис Г.Э. Осаждение пленок из низкотемпературной плазмы и ионных пучков. - М.: Наука, 1973. - 87 с.
2. Иевлев В.М., Бугаков А.В., Трофимов В.И. Рост и субструктура конденсированных пленок. Воронеж: Изд-во ВГТУ, 2002. - 386 с.
3. Хейденрайх Р. Основы просвечивающей электронной микроскопии. -М.: Мир, 1960.-348 с.
4. Хирс Дж.П., Моазед К.Л. Образование зародышей при кристаллизации тонких пленок // Физика тонких пленок. М.: Мир, 1970. С. 123-166.
5. Палатник Л.С., Папиров И.И. Эпитаксиальные пленки. М.: Наука, 1971.-480 с.
6. Палатник Л.С., Фукс М.Я., Косевич В.М. Механизм образования и субструктура конденсированных пленок. М.: Наука, 1972. - 320 с.
7. Хирш П. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.: Мир, 1968. -274 с.
8. Volmer М., Weber A. Nuclei formation in supersaturated states // Z. Phys. Chem. 1926. - Vol. 119. - P. 277-3 01.
9. Walton D., Rhodin T. N., Rollins R. W. Nucleation of Silver on Sodium Chloride // J. Chem. Phys. 1963. - Vol. 38. - P. 2698-2702.
10. In-situ ТЕМ Studies of Palladium on MgO / K. Heinemann, T. Osaka, H. Poppa, et al. // J. Catal. 1983. - Vol. 83. - P. 61-65.
11. Friesen C., Seel S. C., Thompson С. V. Reversible stress changes at all stages of Volmer Weber film growth // J. Appl. Phys. - 2004. - Vol. 95. - №3. - P. 10111020.
12. Heteroepitaxial growth of InAs on Si: The new type of quantum dots / G.E. Girlin, N.K. Polyakov, V.N. Petrov et al. // Mater. Phys. Mech. 2000. - Vol.1. -P. 15-19.
13. Van der Merwe J.H., Frank F.C. Misfitting monolayers // Proc. Phys. Soc. -1949.-Vol. 62A.-№5.-P. 315-316.
14. Frank F.C., van der Merwe J.H. One dimensional dislocations. Static theory // Proc.Roy. Soc. - 1949. - Vol. 198A. -№1053. - P. 205-216.
15. Ван дер Мерве Дж. Несоответствие кристаллических решеток и силы связи на поверхности раздела между ориентированными пленками и подложкой // Монокристаллические пленки. М.:Мир, 1966. - С. 172-201.
16. Stranski I.N., Kr'stanov L. Theory of orientation separation of ionic crystals // Sitzber. Akad. Wiss. Wien. Math. Naturw. 1938. - Vol. 146. - P. 797-810.
17. Kinetic pathway in Stranski-Krastanow growth of Ge on Si(001) / Y.W. Mo, D.E. Savage, B.S. Swartzentrruber, M.G. Lagally et al. // Phys. Rev. Lett. -1990.-Vol. 65,-№8.-P. 1020-1023.
18. Stranski-Krastanow growth of InSb, GaGb and AlSb on GaAs: structure of the wetting layers / B.R. Bennet, B.V. Shanabrook, P.M. Thibado et al. // J. Cryst. Grow. 1997. - Vol. 175. - P. 888-893.
19. Electronic surface structure of и-ML Ag/Cu(lll) and Cs/w-ML Ag/Cu(lll) as investigated by 2PPE and STS / M. Wessendorf, C. Wiemann, M. Bauer et al. // Apple. Phys. 2004. - Vol. 78A. - P. 183-188.
20. Finch G.I., Quarrell A.G. Crystal structure and orientation in zinc-oxide films //Proc. Phys. Soc. 1934. - Vol. 46. - P. 148-162.
21. The growth mode of Cu overlayers on Pd(100) / H. Asonen, C. Barnes, A. Salocatve et al. // Surf. Sci. 1985. - Vol. 22/23. - P. 556-564.
22. Epitaxial growth of metastable Pd(001) on bcc-Fe(OOl) / B. Roos, A. Frank, S.J. Demokritov et al. // J. Magn. and Magn. Mater. -1999. -Vol. 198/199. -P. 725-727.
23. Large strains in the epitaxy of Cu on Pt(001) / Y.S. Li, J. Quinn, H Li et al. // Phys. Rev. 1991. -V. 44B. -№15. - P. 8261-8266.
24. Atomistics of the epitaxial growth of Cu on W(110) / K. Reshoft, C. Jensen, U. Kohler et al. // Surf. Sci. 1999. - Vol. 421. - P. 320-336.
25. Growth of hep Cu on W(100) / H. Wormeester, M.E. ICiene, E. Hiiger et al. // Surf. Sci.- 1997.-Vol. 377/379.-P. 988-991.
26. Gidley D. W. Position Tunneling and Emission from Pseudomorphically Growth Ni Films on Cu Substrates // Phys. Rev. Letters. 1989. - Vol. 62. -P. 811-814.
27. Epitaxial growth of gamma-Fe on Ni(OOl) / S.H. Lu, Z.Q. Wang, D. Tian et al. // Surf. Sci. 1989. - Vol. 221. - P. 35-38.
28. Non-coherent growth patches in pseudomorphic films: Unusual strain relief in electrodeposited Co on Cu(OOl) / W. Schindler, Th. Koop, A. Kazimirov et al. // Surf. Sci. Lett. 2000. - Vol. 465. - P. 783-788.
29. De la Figuera J. Scanning-tunneling-microcopy study of the growth of cobalt on Cu(l 11) // Phys. Rev. 1993. - Vol. 47B. - P. 13043-13046.
30. Surface structures from LEED: metal surfaces and metastable phasesin. The Structure of Surfaces // ed. by J.F. van der Veen and M.A. Van Hove. -Springer. 1987.-90 p.
31. Epitaxial growth of ultrathin Fe films on Ni(001): a structural study / P. Luches, G.C. Gazzadi, A. Bona et al. // Surf. Sci. 1999. - Vol. 419. - P. 207-215.
32. Lee K.H., Hong S.I. Interfasial and twin boundary structures of nanostructured Cu-Ag filamentary composites // J. Mater. Res. 2003. — Vol. 18. -№9.- P. 2194-2202.
33. Competition between strain and interface energy during epitaxial grain growth in Ag films on Ni(001) / J.A. Floro, C.V. Thompson, R Carel, et al. // J. Mater. Res. 1996. - V. 9. - №9. - P. 2411-2417.
34. Структура межкристаллитных и межфазных границ / В.М. Косевич, В.М Иевлев, JI.C. Палатник и др. М.: Металлургия, 1980. - 256 с.
35. Jacobs М.Н., Pashley D.W., Stowell M.J. The formation of imperfections in epitaxial gold films//Phil. Mag.- 1966.-Vol. 13. -№121. -P. 129-156.
36. Тхорик Ю.А., Хазан JI.C. Пластическая деформация и дислокации несоответствия в гетероэпитаксиальных системах. Киев.: Наукова думка, 1983.-304 с.
37. Fitzgerald Е.А. Dislocations in strained layer epitaxy: theory, experiment, and applications // Mater. Sci. Rep. 1991. - Vol. 7. -№1. -P.87-142.
38. Мильдивский М.Г., Освенский В.Б. Структурные дефекты в эпитаксиальных слоях полупроводников. -М.: Металлургия, 1985. 160 с.
39. Van der Merwe J.H. Misfit dislocation generation in epitaxial layers // Critical Reviews in Solid State and Materials Sciences. 1991. - Vol. 17. - №3. - P. 187-209.
40. Van der Merwe J.H. Strain relaxation in epitaxial overlayers // J. Electron. Maters. 1991. - Vol. 20. - №10. - P. 793-803.
41. Freund L.B. Dislocation mechanisms of relaxation in strained epitaxial films //MRS Bulletin. 1992. - Vol.17. -№7. - P. 52-60.
42. Jain S.C., Harlcer A.H., Cowley R.A. Misfit strain and misfit dislocations in lattice mismatched epitaxial layers and other systems // Philos. Mag. 1997. -Vol. 75A.-№6.-P. 1461-1515.
43. Strain relief in metal heteroepitaxy on face-centered-cubic (100): Cu/Ni (100) / B. Muller, L. Nedelmann, B. Fischer et al. // J. Vac. Sci. Technol. 1996. - Vol. 14. - P. 1878-1881.
44. Strain Relief in Cu-Pd Heteroepitaxy / Lu Yafeng, M. Przybylski, E. Granato et al. // Phys. Rev. Letters. 2005. - Vol.94. - P. 146105-1 - 146105-4.
45. Visualization of Dislocation Dynamics in Colloidal Crystals / P. Schall, I. Cohen, D. A. Weitz et al. // Science. 2004. - Vol. 305. - P. 1944-1948.
46. Моделирование структурных и субструктурных превращений при кристаллизации аморфной пленки Ni на подложке Pd (001) / А.А. Дмитриев, А.В. Евтеев, Д.Г. Жиляков и др. // Вестник ВГТУ. Серия материаловедение. Воронеж: ВГТУ, 2002. -Вып.1.12. - С. 74-76.
47. Дмитриев А.А., Евтеев.А.В., Косилов А.Т. Эволюция системы монослой Ni/Pd(001) по результатам молекулярно-динамического моделирования // Тезисы докладов Международной школы-семинара «Нелинейные процессы в дизайне материалов». -Воронеж, 2002. С. 181-183.
48. Моделирование кристаллизации тонкой пленки Cu/Pd(001) / И.Ю. Смуров, А.А. Дмитриев, А.В. Евтеев и др. // Тезисы докладов X Национальной конференции по росту кристаллов. Москва, 2002. - С. 398.
49. Fitzgerald Е.А. Dislocations in strained layer epitaxy: theory, experiment, and applications // Mater. Sci. Rep. 1991. - Vol.7. - №1. - P. 87-142.
50. Палатник JI.C., Папиров И.И. Ориентированная кристаллизация. М.: Металлургия, 1964. - 408 с.
51. Barbier Н., Renaud G., Robach О. Growth annealing and oxidation of the Ni/Mg0(001) interface studied by grazing incidence X-ray scattering // J. Appl. Phys. 1998. - Vol.84. - №.8. - P. 4259-4267.
52. Static Magnetic Hyper fine Fields in Magnetically Polarized Pd / H.H. Bertschat, H.H. Blaschen, A.T. Cranzer et al. // Phys. Rev. Lett. 1998. - Vol. 80. -№12. -P. 2721-2724.
53. Tochihara H., Mizuno S. Composite surface structures formed by restructuring type adsorption of alkali - metals on fee metals // Progress in Surface Science. - 1998. -Vol.58. -№1.- P. 1-74.
54. Markov I. Theory and experiments in epitaxial-growth // Mat. Chem. Pys. -1983. -Vol.9.-№1. -P. 93-116.
55. Structural analyses of Fe/Ni(001) films by photoelectron diffraction / G.C. Gazzadi, P. Luches, A. Bona et al. // Phys. Rev. 2000. - Vol.6 IB. - №3. -P. 2246-2253.
56. Morphology and magnetism of ultrathin Fe films on Pd(001) / X.F. Jin, J.
57. Growth of metastable fee Co on Ni(001) / S.A. Chambers, S.B. Anderson, H.W. Chen et al. // Phys. Rev. 1987. - Vol.35B. - P. 2592-2597.
58. Epitaxial growth of a metastable modification of copper with body-centred-cubic structure / Z.Q. Wang, S.H. Lu, Y.S. Li et al. // Phys. Rev. 1987. -Vol.35B. - P. 9322-9325.
59. Silver electrodeposition on Au(OOl) structural aspects and mechanism / S.G. Garcia, D. Salinas, C. Mayer et al, // Surf. Sci. - 1994. - Vol.316. - №1. - P. 143-156.
60. Adli A. Saleh, V. Shutthanandan, R.S. Smith Growth of thin Ti films on Al(llO) surface // J. Vac. Technol. 1993. - Vol.11 A. - №4. - P. 1982-1987.
61. Иевлев B.M., Трусов Л.И., Иевлев В.П. Фазовый размерный эффект в эпитаксиальных пленках никеля // Изв. АН СССР. Серия физическая. -1984. Т.48. №9. - С. 1725-1728.
62. Luedtke W.D., Landman U. Metal-on-metal thin-film growth-Au/Ni(001) and Ni/Au(001) // Phys. Rev. 1991. - Vol.44B. -№11. - P. 5970-5972.
63. Мэтьюз Дж. У. Монокристаллические пленки, полученные испарением в вакууме // Физика тонких пленок. М.: Мир, 1970. - С. 167-227.
64. Иевлев В.М., Трусов Л.И., Холмянский В.А. Структурные превращения в тонких пленках. М.: Металлургия, 1982. - 248 с.
65. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. - 600 с.
66. Компьютерное моделирование эпитаксиальной гетероструктуры Pd/Ni/Pd(001) / Д.Г. Жиляков, А.В. Евтеев, В.М. Иевлев и др. // Тезисы докладов III Международной научной конференции. Иваново, 2004. -С. 191.
67. Молекулярно-динамическое моделирование атомной структуры монослоя Ni на подложке Pd (111) / Д.Г. Жиляков, А.В. Евтеев, В.М. Иевлев и др. // Тезисы докладов III Международной научной конференции. Иваново,2004.-С. 192.
68. Структурная релаксация при ориентированной кристаллизации в пленочной гетеросистеме Cu/Ni(001) / Д.Г. Жиляков, А.В. Евтеев, А.Т. Косилов и др. // The XXI International conference on relaxation phenomena in solids. Voronezh, Russia, 2004. - P. 273.
69. Крокстон К. Физика жидкого состояния. М.: Мир, 1978. - 400 с.
70. Лагарьков А.Н., Сергеев В.М. Метод молекулярной динамики в статической физике // УФН. 1978. - Т. 125. - №3. - С. 409-448.
71. Полухин В.А., Ухов В.Ф., Дзугутов М.М. Компьютерное моделирование динамики и структуры жидких металлов. М.: Наука, 1981. - 323с.
72. Полухин В.А., Ватолин Н.А. Моделирование аморфных металлов. М.: Наука, 1985.-288с.
73. Белащенко Д.К. Структура жидких и аморфных металлов. М.: Металлургия, 1985. - 192с.
74. Verlet L. Computer Experiments on Classical Fluids. I. Thermodynamic Properties of Lennard-Jones Molecules // Phys. Rev. 1967. - Vol.159. - P. 98103.
75. Евтеев A.B., Косилов A.T., Миленин A.B. Компьютерное моделирование кристаллизации аморфного железа в изохронных условиях // Письма в ЖЭТФ. 2000. - Вып.71. - №5. - С. 294-297.
76. Борн М., Кунь X. Динамическая теория кристаллических решеток. М.: ИЛ, 1958.-488 с.
77. Dynamics of Radiation Damage / J.B. Gibson, A.N. Goland, M. Milgram et al. // Phys. Rev. 1960. - Vol.120. - №4. - P. 1229-1253.
78. Beeman D. Some Multistep Methods for use in Molecular Dynamics Calculations // J. Comput. Phys. 1976. - Vol.20. - P. 130-139.
79. Rahman A. Correlations in the Motion of Atoms in Liquid Argon // Phys. Rev. A: Gen. Phys. 1964. - Vol.136. - P. 405-411.
80. Химмельблау Д. Методы нелинейной оптимизации. М.: Мир, 1975. -432с.
81. Daw M.S., Baskes M.I. Embedded-Atom Method: Derivation and Application to Impurities, Surfaces, and other Defects in Metals // Phys. Rev. -1984. Vol.29B. -№12. - P. 6443-6453.
82. Foiles S.M. Application of method embedded-atom to liquid transition of metals // Phys. Rev. 1985. - Vol.32B. - №6. - P. 3409-3415.
83. Дмитриев А.А., Евтеев A.B., Косилов A.T. Применение метода погруженного атома для моделирования кристаллизации и плавления тонкой пленки меди // Поверхность. Рентгеновские, нейтронные и синхротронные исследования. 2003. - №5. - С. 74-78.
84. Clementi Е., Roetti С. Roothan-Hartree-Fock Atomic Wave Functions // At. Data Nucl. Data Tables. 1974. - Vol.14. -№3-4. - P. 177-324.
85. Foiles S.M. Calculation of the Surface Segregation of Ni-Cu Alloys with the Use of the Embedded-Atom Method // Phys. Rev. 1985. - Vol.32B. - №12. -P. 7685-7693.
86. Brostow W., Dussault J.P., Bennett L.F. Construction of Voronoi Polyhedra // J. Сотр. Phys. 1978. - Vol.29. - №1. - P. 81-92.
87. Finney J.L. A Procedure for the Construction of Voronoi Polyhedra // J. Сотр. Phys. 1979. - Vol.32. - №1. - P. 137-143.
88. Fisher W., Koch E. Limiting Forms and Comprehensive Complexes for Cry stall ographic Point Groups, Rod Groups and Layer Groups // Ztschr. Kristallogr. 1979. - Bd. 150.-№1. - S. 248-253.
