Закономерности ориентированной кристаллизации пленочных гетерофазных систем на основе Ag и Ni тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ
|
Березин, Михаил Владимирович
АВТОР
|
||||
|
кандидата физико-математических наук
УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ
|
||||
|
Воронеж
МЕСТО ЗАЩИТЫ
|
||||
|
2007
ГОД ЗАЩИТЫ
|
|
01.04.07
КОД ВАК РФ
|
||
|
|
||||
На правах рукописи
БЕРЕЗИН Михаил Владимирович
ЗАКОНОМЕРНОСТИ ОРИЕНТИРОВАННОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ ПЛЕНОЧНЫХ ГЕТЕРОФАЗНЫХ СИСТЕМ НА ОСНОВЕ Ag И N1
Специальность 01 04 07-Физика конденсированного состояния
АВТОРЕФЕРАТ
диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук
2 4 МАЙ 2007
Воронеж - 2007
003060118
Работа выполнена в Воронежском государственном техническом университете
Защита состоится 29 мая 2007 года в 14— 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 научной библиотеке Воронежского государственного технического университета
Автореферат разослан «27» апреля 2007 г
Научный руководитель доктор физико-математических
наук, профессор
Косилов Александр Тимофеевич
Официальные оппоненты доктор физико-математических
наук, профессор
Бугаков Александр Викторович,
доктор физико-математических наук, профессор
Безрядин Николай Николаевич
Ведущая организация Воронежский государственный
университет
Ученый секретарь диссертационного совета
Горлов М И
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность темы. Атомно-кинетическое описание механизмов и закономерностей зарождения и роста новой фазы является важнейшей задачей физики конденсированного состояния Одним из главных факторов, влияющих на структурную организацию пленочных гетерофазных систем, типы и распределение дефектов в них, ориентационные соотношения является величина размерного несоответствия кристаллических решеток контактирующих фаз
С учетом только размерного несоответствия следует ожидать высокую чувствительность структуры и субструктуры растущих пленок, характера сопряжения и, соответственно, структуры межфазных границ к его величине и знаку Структурное и размерное несоответствие лежит в основе формирования дислокацпошюй структуры, как на межфазной границе, так и в объеме пленки
Формирование границы сопряжения фаз, дефектной структуры пленки происходит, как правило, в процессе ее получения Поэтому традиционные методы изучения уже сформированной структуры и субструктуры не раскрывают механизмы их эволюции в процессе формирования пленки Для получения такой информации, как правило, прибегают к методам компьютерного моделирования, и в первую очередь, к методу молекулярной динамики, который использует адекватные потенциалы межатомного взаимодействия и позволяет проследить за поведением всех атомов системы на всех этапах ее эволюции Этот метод создает реальные предпосылки для разработки новых подходов к анализу структурных и фазовых превращений на атомном уровне, что важно как для более глубокого понимания нелинейных процессов самоорганизации в конденсированных средах, так и для эффективного использования в прикладных аспектах науки о материалах
Работа выполнена в рамках проекта ГБ 0101 Федеральной целевой программы "Интеграция науки высшего образования России на 2002-2006 года"
Цель работы. Установление закономерностей сопряжения на границе раздела пленки и подложки, особенностей структурных и субструктурных превращений при ориентированной кристаллизации пленочных гете-росистем с большим размерным несоответствием Ag/(001)Ni, Ag/(110)Ni, Ag/(11 l)Ni, Ni/(001)Ag, Ni/(110)Ag, Ni/(11 l)Ag
Для этого решались следующие задачи
- создание моделей пленочных гетеросистем Ag на (001), (110), (11 l)Ni и Ni на (001), (110), (11 l)Ag,
- молекулярно-динамическое моделирование ориентированной кристаллизации аморфных пленок Ag на (001), (110), (lll)Ni и Ni на (001), (110), (Hl)Ag,
- изучение основных закономерностей формирования структуры и субструктуры при ориентированной кристаллизации пленочных гетероси-стем с большим размерным несоответствием Ag/Ni (f0 — 0,16) и Ni/Ag (f0 = -0,136),
- исследование процессов перестройки субструктуры в ходе изохронного отжига;
- исследование влияния ориентации подложки на процессы структурной перестройки аморфных пленок,
- изучение влияния знака и величины размерного несоответствия на формирование субструктуры и ее эволюцию в процессе отжига
Научная новизна.
1 Установлено, что аморфные пленки в системах Ag/(001)Ni, Ni/(001)Ag и Ni/(110)Ag кристаллизуются с образованием ГПУ фазы с ори-ентационными соотношениями
(0001) [2ÏT0]Ag|| (001)[110]Ni,
(1120) [0001] Ni || (001)[100]Ag и
(1 T00)[TÏ20]Ni || (110)[1 T0]Ag, соответственно
2. Кристаллизация аморфных пленок системы Ag/(lll)Ni (fo=0,16) при скорости нагрева 16,7х10пК/с происходит на 500К ниже, чем для системы Ni/(11 l)Ag (f0 = - 0,136)
3 Установлено, что в гетеросистемах Ag/(11 l)Ni и Ni/(11 l)Ag отклонение от параллельной ориентации путем поворота вокруг нормали к плоскости подложки происходит за счет увеличения плотности узлов совпадения из смежных эквивалентных позиций гексагональной решетки
4. Установлено, что на межфазной границе в системе Ag/(110)Ni компенсация размерного несоответствия в направлении [001] происходит за счет образования дефектов упаковки, ограниченных частичными дислокациями Шокли с векторами Бюргерса я/6[112] и а/6[11 2 ], а в направлении [Т10] путем увеличения расстояния между атомами, пленка испытывает остаточные напряжения сжатия в направлении [001], растяжения - в направлении [TlO]
5 Кристаллизация аморфных пленок в системах Ag/(001)Ni, Ni/(110)Ag и Ag/(110)Ni осуществляется с образованием высокой концентрации вакансий и их скоплений (полос сброса) на границе раздела фаз
6 Показано, что в процессе изотермического отжига системы монослой Ni/(001)Ag в результате эстафетного механизма диффузии концентрация атомов Ag в монослое достигает 88%, а атомов Ni в верхнем слое подложки-91% В системе Ag/(110)Ni концентрация атомов Ni в первом слое пленки в результате отжига достигает 23%
Основные положения, выносимые на защиту:
1 Кристаллизация аморфных пленок в системах Ag/(001 )Ni (fB=0,16), Ni/(001)Ag и Ni/(110)Ag (f0=- 0,136) происходит с образованием ГПУ структуры, в отличие от аналогичных изоморфных систем с малым размерным несоответствием (fB <0,1), кристаллизующихся с образованием ГЦК структуры параллельной ориентации
2 Показано, что температура кристаллизации аморфных пленок при скорости нагрева 1б,7х10"К/с для систем с положительным знаком размерного несоответствия выше, чем для систем с отрицательным знаком размерного несоответствия Исключение составляют системы с ориентацией подложки (111)
3 Кристаллизации аморфных пленок систем Ag/(001)Ni, Ag/(11 l)Ni и Ni/(lll)Ag сопровождается поворотом пленки относительно подложки вокруг нормали к границе раздела
4 Разные механизмы компенсации размерного несоответствия в двух неэквивалентных направлениях [001] и [TlO] системы Ag/(110)Ni приводят к формированию пленки с анизотропией субструктуры и внутренних напряжений
5 Компенсация размерного несоответствия в системах Ag/(001)Ni, Ni/(110)Ag и Ag/(110)Ni осуществляется за счет высокой концентрации вакансий и их скоплений на границе раздела фаз
6 В системе монослой Ni/(001)Ag в результате изотермического отжига ~90% атомов монослоя и верхнего слоя подложки обмениваются местами
Практическая значимость работы. Полученные результаты могут быть использованы при проектировании многослойных пленочных гетерост-руктур в системах с большим размерным несоответствием кристаллических решеток
Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы были представлены на следующих симпозиумах, конференциях и семинарах Международной школе — семинаре «Нелинейные процессы в дизайне материалов» для молодых ученых, аспирантов и студентов (Воронеж, 2002), 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)
Публикации. По теме диссертации опубликовано 7 научных работ, в том числе 2 -в изданиях, рекомендованных ВАК РФ.
В работах, опубликованных в соавторстве и приведенных в конце
автореферата, лично соискателю принадлежат в [1-3,7] - работы по созданию моделей пленочных гетеросистем на основе Ag и Ni, в [6] - компьютерный эксперимент по изучению влияния размерного фактора на кристаллизацию аморфного кластера, в [1-5,7] — работы по моделированию ориентированной кристаллизации аморфных пленок
Структура и объем работы Диссертация состоит из введения, трех глав, выводов и списка использованной литературы (132 наименования) Работа изложена на 132 страницах, содержит 73 рисунка
Автор выражает глубокую благодарность заведующему кафедрой материаловедения и физики металлов Косилову Александру Тимофеевичу и научному консультанту Евтееву Александру Викторовичу за помощь и постоянную поддержку в работе
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении обоснованы 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, Крастанова и Странского Рассмотрены механизмы релаксации упругих деформаций псевдоморфного слоя Приведены критерии ориентированной кристаллизации Рассмотрены размерные эффекты, обусловленные минимизацией энергии межфазной границы - ориентационный и фазовый
Во второй главе изложены основные методы компьютерного эксперимента молекулярной динамики, статической релаксации, Монте-Карло Рассмотрены различные подходы к описанию межатомного взаимодействия в металлических системах и методы анализа структуры модельных систем
В третьей главе представлены результаты изучения методом молеку-лярно-динамического моделирования закономерностей ориентированной кристаллизации гетерофазных пленочных систем с большим размерным несоответствием в условиях изохронного отжига Ag/(00l)Ni, Ag/(110)Ni, Ag/(111 )Ni, Ni/(001)Ag, Ni/(110)Ag, Ni/(11 l)Ag. Размерное несоответствие для систем Ag на Ni f0 =0,16 и Ni на Ag /о = -0,136
Подложки тонкопленочных систем моделировали с помощью расчетной ячейки, состоящей из 8 атомных слоев, в каждом из которых находилось 900 атомов для подложек с ориентацией (001) и (110) и 896 атомов
для подложек с ориентацией (111) Три нижних слоя у дна расчетной ячейки были статическими, пять последующих - динамическими _На системы накладывались граничные условия в направлениях [110] и [110] для подложек ориентации (001), [001] и [110] для подложек ориентации (110), [101] и [112] для подложек ориентации (111)
Для формирования аморфной пленки на поверхности подложки случайным образом размещали 9000 атомов для систем с ориентацией подложки (001), (110) и 8960 атомов для систем с ориентацией подложки (111) Монослой Ni формировали, размещая случайным образом 900 атомов на поверхности подложки После проверки расстояний между атомами поэтапно устраняли наиболее сильные перекрытия, затем проводилась статическая релаксация моделей Длины ребер основного параллелепипеда Lx, Ly, L2 выбирали исходя из представлений о коэффициенте упаковки (~ 0,63) для аморфных тел
Взаимодействие между атомами описывали с использованием многочастичных потенциалов, рассчитанных в рамках метода погруженного атома Далее атомам пленки и атомам подложки (в динамических слоях) сообщали скорости в соответствии с распределением Максвелла при температуре 24К и производили изохронный нагрев системы методом молекулярной динамики Методика МД расчета состояла в численном интегрировании уравнений движения атомов с временным шагом А/=1 5x10"15 с по алгоритму Верле Циклическая процедура нагрева сводилась к ступенчатому повышению температуры на A7*=24K ('/}=;хА71, где T¡ - температура «окружающей среды» на /-м - цикле), поддержанию этой температуры в системе на протяжении ЮООхД/ и последующему отжигу в адиабатических условиях в течение 19000xAí
Таким образом, продолжительность одного цикла составляла 20000хДг или 3x10"''с После каждого цикла систему методом CP переводили в состояние с T-0K, предоставляя возможность атомам занять равновесные положения в локальных потенциальных ямах. Для статически релаксированных моделей рассчитывали потенциальную энергию U0 и произведение давления на объем P0Vq
Ag на (001) Ni. Кристаллизация модели пленки Ag (001)Ni завершается при температуре 400К Анализ структуры межфазной границы показал, что для пленки Ag характерны две области сопряжения (1 и 2, рис 1), имеющие две эквивалентные ориентации относительно подложки
(0001) [2ll0] Ag у (001)[110] Ni (1) , (0001) [2ll0] Ag II (001) [lio] Ni (2)
i I
!
a) 6)
Рис. i Межфщная граница Ag/Ni (001) при различных температурах (черные круги - атомы подложки, серые - пленки), а -400К, б - 1100К
В процессе отжига область 2 непрерывно поглощается областью I, и с 700К реализуется только одна (I) область сопряжения и одно ориентаци-онное соотношение (рис. 1).
Рост пленки из аморфной фазы происходит послойно, в каждом следующем слое образуется несколько зародышей, когерентно связанных с предыдущим слоем. При смене ориентировки двухмерного зародыша меняется укладка атомов в плоскостях, параллельных подложке, образуя области с чередованием атомных слоев, характерным для ГПУ и ГЦК решеток (рис. 2). На стыке таких областей в плоскости пленки возникают частичные дислокации Шокли с вектором Бгоргерса /;=afi<211> (для ГПУ структуры Ь ~ а/Ь < 1Т00 >). Винтовая компонента этих дислокаций приводит к закручиванию пленки (рис. 2).
Ni на (001) Ag. При температуре -300К аморфная пленка Ni полиостью переходит в кристаллическое состояние. Фронт кристаллизации располагается параллельно подложке.
Анализ положения пиков функции радиального распределения атомов и стереографической проекции основных кристаллографических направлений показал, что закристаллизовавшаяся пленка Ni имеет ГПУ решетку ориентации (1120) [0001] ГПУ - Ni |j (001)[100] ГЦК - Ag .
В)
Рис. 2. Изменение атомной структуры пленки А§/(001 )?чМ при 500К {а, б) и ИООК (в) по мере удаления ог межфазной границы. Черные круги - атомы нижнего слоя, серы с круги - атомы среднего слоя, светло-серые круги - атомы верхнего слоя; проекции трех плотноунакопанных плоскостей Ag , параллельных межфазной границе: слои - 123 (а) и 456 (б, в)
Было также установлено, что в пленке Ы! наряду с ГПУ-структурой образуются области с ГЦК-структурой параллельной ориентации относительно подложки (001}[110¡[ (001)[ 110|Ац (рис. 3).
Диализ параллельных межфазной границе плоскостей показал, что в процессе кристаллизации в пленке N1 образовались дефекты упаковки, лежащие в перпендикулярных межфазной границе плоскостях (0001) и ограниченные частичными дислокациями Шокли с вектором Бюргерса Ь = = й/3[1Т0О) (рис.3).
В процессе отжига исчезают области с ГЦК упаковкой атомов, количество дефектов в пленке уменьшается (рис. 4).
Рис. 3. Межфазная граница N¡/{001 )Лg при 300К: 1 и 2 - атомы и N1 в верхнем слое подложки, 3 и 4 - атомы 1чП и в первом слое пленки Окружностью выделено место расположения линии частичной дислокации Шокли. Пункт ирной линией обозначено расположение дефекта упаковки. В выделенном фрагменте показаны атомы, которые формируют ори стацию, п арал ле л ы [у ю подложке
Ag на (110) N1. Кристаллизация модели пленки Ац/( 110^ \ завершается при температуре 800К. Анализ расположения атомов подложки (рис. 5) и пленки на межфазной границе и функции радиального распределения атомов показал, что закристаллизовавшаяся пленка Ag имеет ГЦК - структуру с тетрагональными искажениями (с/а = 0,94) и параллельную ориентацию (ПО) [1 То| А£|!(110) [Н0]М1.
Обнаружены дефекты упаковки, расположенные в плоскостях (111) и (Тп). На границе раздела подложка-штенка дефекты упаковки ограничены
частичными дислокациями Шокли с векторами Бюргерса а!6[112] и а!6[112]. В результате рекомбинации частичных дислокаций образуются вершинные дислокации с вектором Бюргерса я/3[ 110], расположенные как на межфазной границе, так и в объеме пленки (рис. 6а).
Рйс.4. Проекции трех атомных плоскостей, параллельных межфазной границе при 1000К пленки системы N¡/(001)Ац. Черные круги-атомы нижнего слоя, сермс - атомы среднего слоя, светло-серыс атомы верхнего слоя
|
Рис. 5. Межфазная граница модели Ag/Ni (110) при температурах «окружающей среды» 500К (а) и 10(30К (б)
Рис.6, 11роекция дпух соседних атомных шюскосгей (110) пленки и подложки (пять динамических слоев) системы А§'( 110)ТЧ1 (а) и пятый слой пленки Лg при температуре 900К (б). Атомы на рисунке (б) имеют граауировку из шести тональностей. Двум ближайшим тональностям соответствует величгаа интимного смещения атомов вдоль [ТТ0| на величину
0.183 Л
Искажения, вызванные высокой плотностью дефектов упаковки, придают плоскости «волнообразный рельеф» (рис. 66); разброс по координатам 2 составил 1,1 А.
Дислокации обеспечивают в направлении [001] пленки частичную компенсацию упругих напряжений, связанных с несоответствием параметров кристаллических решеток Ай и №.
В направлении [1 То] размерное несоответствие компенсируется об-
разованием на межфазной границе (рис 5а) протяженных локальных участков вакансионной природы с увеличенным расстоянием между атомами (полос сброса) В начале кристаллизации эти участки располагались беспорядочно, а по мере увеличения кристаллической фазы, наблюдалось упорядочение в их расположении (рис 5 б)
Таким образом, в результате ориентированной кристаллизации аморфной пленки Ag на монокристалле N1 с ориентацией (110) образовалась ГЦК структура параллельной ориентации с анизотропией субструктуры и внутренних напряжений в направлении [001] пленка испытывает напряжения сжатия, в направлении [110] — растяжения
Несмотря на то, что N1 и Ag в массивном состоянии практически нерастворимы друг в друге, на всем протяжении отжига атомы подложки и пленки обмениваются местами (рис 7), в основном, по границам доменной субструктуры, ориентированным вдоль направления [001] (рис 56) При температуре 1000К в системе А§/(110)№ атомы подложки в первом слое пленки составляют 23% от общего числа атомов первого слоя Стимулом для такого процесса являются пустоты на границе раздела и напряжения растяжения в пленке в направлении[1 То]
О ¡ОТ «Я КМ «И 1000 IÏÏO
т к
Рис 7 Изменение количества атомов Ni подложки в пленке Ag и атомов Ag пленки в подложке Ni в процессе изохронного отжига модели системы Ag/(110)Ni
N1 на (110) Ag. Кристаллизация аморфной пленки Ni/(110)Ag наблюдается при 400К Положение пиков функции радиального распределения и анализ строения межфазной границы (рис. 8) показал, что закристаллизовавшаяся пленка Ni имеет ГПУ- структуру (средняя величина с/а « 1,64) с ориентацией относительно подложки
(1 Т00)|ТТ20]ГПУ-№ || (110)[î TOJIJK-Ag
а) б)
Рис.В. Проекция межфазной границы N¡/(110)Ag при температурах: а - 50К;
б - 400К (* - атомы Лg в верхнем слое подложки, * - атомы № в первом слое
пленки, атомы А§ а первом слое пленки, агамы N1 в верхнем слое подложки)
Схема сопряжения первого слоя ГПУ решетки пленки N1 (сплошные линии) с верхним слоем ГЦК решетки подложки N1 (штриховые линии), приведена на рис.96.
га?
•V*
б)
Рис.9. Когерентное сопряжение на мсжфазной границе ГПУ пленки N1 и ГЦК подложки Ag модели N¡/(1НГ^: а - атомная структура плоскости (001) № и (0001) Ац (подложка показана двумя атомными слоями), б - схема сопряжения фаз на мсжфазной границе
Образование когерентной границы приводит к росту напряжений на межфазной границе, которые снимаются за счет диффузионного обмена
атомои пленки и подложки. Обмен обеспечивается повышенной концентрацией вакансий. Толщина переходного слоя «твердого pacтвopa»Ag-Nt увеличивается с ростом температуры до трех межатомных расстояний (рис. 10).
т. к
Рис. 10. Зависимость числа диффундировавших атомов Ni и Ag через межфазную границу от температурь! я системе №/( ) 10)Ag
Нагрев модели системы Ni/(1 IO)Ag приводит к существенному упорядочению структуры (рис. 86) за счет уменьшения количества дефектов.
Ag на (111) Ni. Кристаллизация модели системы Ag/(11 l)Ni начинается с первых шагов изохронного отжига и при температуре 100К заканчивается. Повышение температуры до 300К приводит к развороту всей пленки вдоль оси, перпендикулярной межфазной границе, на угол 4 (рис.11а). Данный процесс сопровождается понижением потенциальной энергии системы.
(б).
112
а) б)
Рис. 11. Межфазнан г раница системы 111 )№ при 300К (а) и 1 ШОК Подложка - черные круги, пленка - светло-серые. Ромбом отмечена ячейка РСУ
При дальнейшем повышении температуры растет степень упорядоченности в расположении узлов совпадения. При температуре 700К можно выделить участки, соответствующие решетке совпадающих узлов (PCV) с Sj/ Z2 7/27. Количество этих участков, их размер и форма в интервале температур 700-1100К остаются неизменными (рис. 116),
Структуру пленки можно представить как чередование плотноупакованных атомных плоскостей Г1ДК и ГПУ - кристаллов. Так, последовательность упаковки ABC 4-го,5-го и 6-го слоев отвечает структуре ГЦК (рис. 12а), в то время как для слоев 11,12 и 13-го последовательность ABA соответствует структуре ГП (рис.126).
Рис. 12. Расположение атомов Ag в плоскостях ггленки при 1 ЮОК (нижний слой - черные круги, средний слой - серые круги, верхний слой - свегло-ссрые круги)
В работе показано, что в основе эффекта закручивания пленки лежит симметрия подложки. Ячейка двухмерной решетки подложки образует два равносторонних треугольника, позиции 1 и 11 над центрами треугольников практически эквивалентны в пренебрежении различием положения атомов во второй координационной сфере (рисЛЗа). Максимальная плотность заполнения атомами пленки позиций I и II обеспечивается поворотом пленки на угол (р, который определяется отношением параметров контактирующих фаз (рис. 136):
о)
АО I аг)
гдел- число атомов, расположенных между' узлами совпадения
Ag4/5/6(SOO)
вдоль плотноупакованных направлений подложки;
аи а2 - параметры пленки и подложки.
Это выражение, связывающее между собой отношение параметров контактирующих решеток и угол поворота пленки и подложки относительно Друг друга, может быть применено для систем с большим размерным несоответствием при кристаллизации пленки С большим размером атомов на подложку с малым размером атома.
®*о
ТЭ
©Л) ■»О.
«Г ® * • © *
V?®
а) б)
Рис. 13. Схема элементарной ячейки двухмерной решетки подложки; /, II -позиции совпадающих у злой (а) и фрагмент межфазной границы А&'(П1)М1 (б), иллюстрирующий схему определения угла поворота <р (б); черные круги - атомы №, серые круги - атомы
В табл. 1 приведены результаты расчета угла <р для разных соотношений «¡/а,.
Таблица 1
п 5 7 9 11 13 15
«|/Й2 0,795 0,854 0,887 0,908 0,914 0,933
<Р 6,6 4,7 3,7 3,0 2,5 2,2
и —
При таких разворотах пленки исходный аекгор ОА-— [1 10] переходит в вектор
ОТ = Я|ГЮ]« + £[112]=ЯЬЙ + 1ХЗ», + 1Я- (2)
1 о о
В системе 11 )"М1 после поворота пленки относительно полложки на угол (р~Аа (рис. 14) атомы плотноупакованног о ряда пленки с периодичностью, равной 3,5 а,, оказываются в позициях I к II над атомами подложки (ось 6 ). Возникает элементарная ячейка совпадения с базисом, дополнительный узел связан с вершинными второй эквивалентной позицией. Получаем /£г = 27/37, но на 2 узла совпадения.
Для и = 7, согласно формуле (2), ориентационное соотношение примет вид - (11 ЩОЛ 1,Т]А£||(1 11)[Т 10]№.
Рис. 14, Фрагмент межфазной границы Ag/(11 l)Ni * - позиции совпадающих узлов, ф - инверсионная ось 6-го порядка, ром пом отмечена ячейка РСУ
Ni на (111) Ag. Аморфная пленка Ni полностью закристаллизовалась при температуре 600К с образованием ГЦК структуры.
Анализ межфазной границы (рис. 15а) показал, что атомы Ni образуют с подложкой ориентацию, близкую к параллельной О 11)[Т01]ГЦК—Ni||(l 11>[Т01]Г ЦК- Ag.
Компенсация размерного несоответствия, как показывает анализ расположения атом on Ni относительно атомов Ag па межфазной границе, происходит, прежде всего, за счет образования в первом слое пленки одиночных вакансий и их скоплений.
Наблюдается;
- смена ориентации лунок подложки, в которых располагаются атомы N1 (рис. 15а, фрагмент Л),
- переход атомных рядов N1 в соседние межатомные «долины» подложки (рис 15а, фрагмент В),
- образование «дислокационноподобных» дефектов (рис. 15а, фрагмент С).
Переход атомных плотноупакованных вдоль <110> рядов Г\'] в соседние «долины» таких же плотноупакованных рядов подложки Ag приводит к увеличению плотности узлов совпадения и развороту отдельных фрагментов пленки, а не всей пленки, как для случая А^/(11
а) б)
Рис. 15. Межфазная фаница 11) (черные круги - атомы Ag верхнего
слоя полложки) (а) и проекции первых трех плоскостей пленки, параллельных межфазной границе при 600К (черные круги - атомы нижнего слоя, темно-серые - среднего, свстло-ссрые - верхнего)
Анализ проекции трех первых плотноупакованных плоскостей пленки N1 позволил сделать вывод о том, что атомы N1 образуют доменную структуру с ГЦК и ГПУ укладкой (рис. 156). Количество атомов, образующих ГПУ решетку увеличивается по мере удаления от межфазной границы.
Монослой N1 на (001)Ай. Атомы мопослоя>П на (001 )Ац после его формирования и статической релаксации располагаются на поверхности подложки неравномерно, образуя разветвленную кластерную структуру из групп атомов, объединенных в монослойные и двухслойные островки (рис. 16а).
Резкое падение потенциальной энергии происходит в интервале температур 600-1000К, что хорошо совпадает с температурной активацией процесса взаимного обмена атомов N1 монослоя и атомов А§ верхнего слоя подложки (рис, 17). Такая атомная пе- перестройка приводит к
частичной компенсации большого размерного несоответствия компонентов.
Для изучения закономерностей диффузионной перестройки структуры монослоя N1 был проведен изотермический отжиг исходной системы при температуре 1 100К, отвечающей минимуму потенциальной энергии системы.
а) б)
Рис. 16. Межфазная граница системы монослой N¡/(0Ql)Ag при температуре 50К (б) и после изотермического отжига при 1 [ 00К (б); 1 и 2 - атомы N1 и Ад н верхнем слое подложки; 3 и 4 - атомы N1 и А§ первого слоя монослоя; 5 и 6 - атомы N1 и второго слоя монослоя
Рис. 17. Влияние температуры отжига на взаимную диффузию атомов монослоя N1 и атомов Л§ подложки в системе монослой N¡/(001 )Ag
По мере увеличения концентрации Ag в первом слое монослоя изменяется его морфология; кластеры «растекаются», образуя монослойную структуру параллельной ориентации. Все атомные перестройки в процессе отжига сопровождаются понижением потенциальной энергии системы. К моменту завершения отжига монослой состоит из атомов Ag (88%), N¡(6%)
и пустот(6%), а верхний слой подложки - из атомов N1 (91%) и атомов Ag (9%) Таким образом, в результате изотермического отжига в системе монослой N1/(001) происходит практически полный обмен атомов верхнего слоя подложки Ag и атомов монослоя N1 (рис 166)
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ
1 Показано, что кристаллизация аморфных пленок в системах Аи/(001)№ (/0 = 0,16), №/(001^ и N1/(110)Ай {/а = - 0,136) происходит с образованием ГПУ структуры, в отличие от аналогичных изоморфных систем с малым размерным несоответствием (/0 <0,1), кристаллизующихся с образованием ГЦК структуры параллельной ориентации
2 В системе А§/(111)№ (/0 = 0,16) кристаллизация при скорости нагрева 16,7х10иК/с происходит при аномально низкой температуре (на 500К ниже, чем для системы N1/(11 l)Ag с/в = -0,136) Для остальных изученных систем с положительным размерным несоответствием температура кристаллизации выше, как и для систем с малым размерным несоответствием
3 Установлено, что для системы А§/( 111 )№ происходит поворот пленки относительно подложки (на угол~4°), который понижает энергию межфазной границы путем увеличения плотности узлов совпадений за счет позиций в смежных эквивалентных лунках Получено аналитической выражение, связывающее между собой отношение параметров контактирующих решеток и угол поворота пленки и подложки относительно друг друга
4 В системе Nl/(lll)Ag переход атомных плотноупакованных вдоль <110> рядов N1 в соседние «долины» таких же плотноупакованных рядов подложки Ag приводит к увеличению плотности узлов совпадения и развороту отдельных фрагментов пленки, а не всей пленки, как для случая Аё/(111)№
5 Для системы Ag/(001)Nl малый по величине (<1°) поворот пленки относительно подложки происходит за счет винтовых компонентов частичных дислокаций Шокли, разделяющих фрагменты ГП - и ГЦК укладок в каждом новом слое пленки
6 Установлено, что на межфазной границе в системе Ag/(110)Nl компенсация размерного несоответствия в направлении [001] происходит за счет образования дефектов упаковки, ограниченных частичными дислокациями Шокли с векторами Бюргерса я/6[112] и я/6[ 112], а в направлении [110] путем увеличения расстояния между атомами, пленка испытывает остаточные напряжения сжатия в направлении [001], растяжения - в направлении [110]
7 Обнаружено диффузионное перемешивание атомов пленки и подложки в моделях Ag/(l 10)№ и N1 /(110) Ag, несмотря на отсутствие раство-
римости компонентов в массивном состоянии При температуре отжига 1000К атомы подложки N1 в первом слое пленки Ag составляют 23%, а в системе монослой N1/(001)А§ обмен атомов верхнего слоя подложки и атомов монослоя N1 достигает 90%
8 В процессе ориентированной кристаллизации систем Ag/(001)Nl, N1/(110)Ag и Ag/(l 10) N1 компенсация размерного несоответствия осуществляется за счет высокой концентрации вакансий и вакансионных скоплений В системах с малым размерным несоответствием роль вакансий незначительна
Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах: Публикации в изданиях, рекомендованных ВАК РФ
1 Молекулярно-динамическое моделирование ориентированной кристаллизации аморфной пленки Ag/Nl(001) / М В Березин, А А Дмитриев, А В Евтеев, А Т Косилов // Вестник Воронеж гос техн ун-та Сер Материаловедение 2005 Вып 1 17 С 50-52
2 Березин М В , Дмитриев А А. Молекулярно-динамическое моделирование ориентированной кристаллизации аморфной пленки А§/№(111) // Вестник Воронежского государственного технического университета 2006 Т 2 № 11 С 50-52
Статьи и материалы конференций
3 Молекулярно-динамическое моделирование структурных и субструктурных превращений при кристаллизации аморфной пленки N1 на монокристаллической подложке Ag(001) / МВ Березин, А А Дмитриев, Д Г Жиляков и др // Тез докл XI всерос науч. конф студентов-физиков и молодых ученых Екатеринбург, 2005 С 85-86
4 Молекулярно-динамическое моделирование ориентированной кристаллизации аморфной пленки N1 на подложке (001)Ag / М В Березин, А А Дмитриев, А В Евтеев, А Т Косилов // Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении материалы V междунар конф Воронеж, 2004 Т2 С 17-18
5. Ориентированная кристаллизация аморфной пленки N1 на (001) Ag по данным компьютерного эксперимента / М В. Березин, А А Дмитриев, А В Евтеев, А Т Косилов // Нелинейные процессы в твердых телах материалы XXI междунар конф Воронеж, 2004 С 271
6 Березин М В , Миленин А В Влияние размерного фактора на кристаллизацию аморфного кластера железа // Нелинейные процессы в дизайне материалов материалы междунар школы - семинара для молодых ученых, аспирантов и студентов Воронеж, 2002 С 162-163
7 Березин М В , Косилов А Т Исследование структурных и субструктурных изменений при ориентированной кристаллизации пленки Ag на никелевой подложке // Вестник научно — исследовательской работы студентов физико-технического факультета сб науч тр Воронеж ВГТУ,
Подписано в печать 25 04 2007. Формат 60x84/16 Бумага для множительных аппаратов Услпечл 1,0 Тираж 90 экз Заказ №505"
ГОУ ВПО «Воронежский государственный технический университет» 394026 Воронеж, Московский просп , 14
2005 С 111-118
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ.
ГЛАВА 1 СТРУКТУРНЫЕ И СУБСТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ТОНКОПЛЕНОЧНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СИСТЕМАХ.
1.1 Методы получения тонких пленок.
1.2 Процессы испарения и конденсации.
1.3 Механизмы роста пленок.
1.4 Структурные и субструктурные превращения при росте пленок в системах с сильным взаимодействием на межфазной границе.
1.4.1 Основы теории Франка и Ван дер Мерве.
1.4.2 Структура псевдоморфного слоя.
1.4.3 Критическая толщина псевдоморфного слоя.
1.4.4 Механизм релаксации упругих деформаций псевдоморфного слоя.
1.5 Критерии ориентированной кристаллизации пленок.
1.5.1 Кристаллогеометрические критерии ориентированной кристаллизации.
1.5.2 Размерный эффект, обусловленный минимизацией энергии межфазной границы.
1.6 Дефекты кристаллической структуры пленки.
1.7 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 модели.
2.4.1 Измерение термодинамических величин.
2.4.2 Структурные функции.
2.4.3. Многогранники Вороного.
2.5 Периодические граничные условия.
ГЛАВА 3 ЗАКОНОМЕРНОСТИ ОРИЕНТИРОВАННОЙ
КРИСТАЛЛИЗАЦИИ ПЛЕНОЧНЫХ ГЕТЕРОФАЗНЫХ СИСТЕМ НА ОСНОВЕ Ag и Ni.
3.1 Построение компьютерных моделей пленочных гетерофазных систем на основе Ag и Ni.
3.1.1 Создание молекулярно-динамических моделей аморфных пленок и подложек различных ориентаций.
3.1.2 Методика молекулярно-динамического расчета.
3.2 Кристаллизация пленочных гетерофазных систем Ag/(001)Ni и Ni/(001)Ag.
3.2.1 Ориентированная кристаллизация пленки Ag на монокристаллической подложке Ni ориентации (001).
3.2.2 Ориентированная кристаллизация пленки Ni на монокристаллической подложке Ag ориентации (001).
3.3 Кристаллизация пленочных гетерофазных систем Ag/(110)Ni и Ni/(110)Ag.
3.3.1 Ориентированная кристаллизация пленки Ag на монокристаллической подложке Ni ориентации (110).
3.3.2 Ориентированная кристаллизация пленки Ni на монокристаллической подложке Ag ориентации (110).
3.4 Кристаллизация пленочных гетерофазных систем Ag/(11 l)Ni и Ni/(lll)Ag.
3.4.1 Ориентированная кристаллизация пленки Ag на монокристаллической подложке Ni ориентации (111).
3.4.2 Эффект закручивания пленки в системе Ag/( 111 )Ni.
3.4.3 Ориентированная кристаллизация пленки Ni на монокристаллической подложке Ag ориентации (111).
3.5 Структурная самоорганизация в металлической гетеросистеме кристалл - монослойная пленка Ni/(001)Ag.
Актуальность темы. Атомно-кинетическое описание механизмов и закономерностей зарождения и роста новой фазы является важнейшей задачей физики конденсированного состояния. Одним из главных факторов, влияющих на структурную организацию пленочных гетерофазных систем, типы и распределение дефектов в них, ориентационные соотношения является величина размерного несоответствия кристаллических решеток контактирующих фаз.
С учётом только размерного несоответствия следует ожидать высокую чувствительность структуры и субструктуры растущих плёнок, характера сопряжения и, соответственно, структуры межфазных границ к его величине и знаку. Структурное и размерное несоответствие лежит в основе формирования дислокационной структуры, как на межфазной границе, так и в объеме пленки.
Формирование границы сопряжения фаз, дефектной структуры пленки происходит, как правило, в процессе ее получения. Поэтому традиционные методы изучения уже сформированной структуры и субструктуры не раскрывают механизмы их эволюции в процессе формирования пленки. Для получения такой информации, как правило, прибегают к методам компьютерного моделирования, и в первую очередь, к методу молекулярной динамики, который использует адекватные потенциалы межатомного взаимодействия и позволяет проследить за поведением всех атомов системы на всех этапах ее эволюции. Этот метод создает реальные предпосылки для разработки новых подходов к анализу структурных и фазовых превращений на атомном уровне, что важно как для более глубокого понимания нелинейных процессов самоорганизации в конденсированных средах, так и для эффективного использования в прикладных аспектах науки о материалах.
Работа выполнена в рамках проекта ГБ 0101 Федеральной целевой программы «Интеграция науки высшего образования России на 2002-2006 года».
Цель работы. Установление закономерностей сопряжения на границе раздела пленки и подложки, особенностей структурных и субструктурных превращений при ориентированной кристаллизации пленочных гетеросистем с большим размерным несоответствием: Ag/(001)Ni, Ag/(110)Ni, Ag/(lll)Ni, Ni/(001)Ag, Ni/(110) Ag и Ni/(11 l)Ag.
Для этого решались следующие задачи:
- создание моделей пленочных гетеросистем Ag на (001), (110), (11 l)Ni, и№ на (001), (110), (11 l)Ag;
- молекулярно-динамическое моделирование ориентированной кристаллизации аморфных пленок Ag на (001), (110), (11 l)Ni и Ni на (001), (110), (lll)Ag;
- изучение основных закономерностей формирования структуры и субструктуры при ориентированной кристаллизации пленочных гетеросистем с большим размерным несоответствием Ag/Ni (/о=0.16) и Ni/Ag (/о=-0.136);
- исследование процессов перестройки субструктуры в ходе изохронного отжига;
- исследование влияния ориентации подложки на процессы структурной перестройки аморфных пленок;
-изучение влияния знака и величины размерного несоответствия на формирование субструктуры и ее эволюцию в процессе отжига.
Научная новизна.
1. Установлено, что аморфные пленки в системах Ag/(001)Ni, Ni/(001)Ag и Ni/( 110)Ag кристаллизуются с образованием ГПУ фазы с ори-ентационными соотношениями
0001) [2ll0]Ag|| (001)[110]Ni, (1120) [0001] Ni || (001)[100] Agn ll00)[TT20]Ni|| (110)[ll0]Ag, соответственно.
2. Кристаллизация аморфных пленок системы Ag/(11 l)Ni ^=0,1при скорости нагрева 17хЮиК/с происходит на 500К ниже, чем для системы Ni/(11 l)Ag (f0 = - 0,136).
3. Установлено, что в гетеросистемах Ag/(11 l)Ni и Ni/(11 l)Ag отклонение от параллельной ориентации путем поворота вокруг нормали к плоскости подложки происходит за счет увеличения плотности узлов совпадения из смежных эквивалентных позиций гексагональной решетки.
4. Установлено, что на межфазной границе в системе Ag/(110)Ni компенсация размерного несоответствия в направлении [001] происходит за счет образования дефектов упаковки, ограниченных частичными дислокациями Шокли с векторами Бюргерса а/6[ 112] и д/6[112], а в направлении [110] путем увеличения расстояния между атомами; пленка испытывает остаточные напряжения сжатия в направлении [001], растяжения - в направлении [110].
5. Кристаллизация аморфных пленок в системах Ag/(001)Ni, Ni/(110)Ag и Ag/(110)Ni осуществляется с образованием высокой концентрации вакансий и их скоплений (полос сброса) на границе раздела фаз.
6. Показано, что в процессе изотермического отжига системы монослой Ni/(001)Ag в результате эстафетного механизма диффузии концентрация атомов Ag в монослое достигает 88%, а атомов Ni в верхнем слое подложки - 91%. В системе Ag/(110)Ni концентрация атомов Ni в первом слое пленки в результате отжига достигает 23%.
Основные положения, выносимые на защиту:
1. Кристаллизация аморфных пленок в системах Ag/(001)Ni (fo=0,\6), Ni/(001)Ag и Ni/(110)Ag (f0=- 0,136) происходит с образованием ГПУ структуры, в отличие от аналогичных изоморфных систем с малым размерным несоответствием (/о <0,1), кристаллизующихся с образованием ГЦК структуры параллельной ориентации.
2. Показано, что температура кристаллизации аморфных пленок при скорости нагрева 16,7x101'К/с для систем с положительным знаком размерного несоответствия выше, чем для систем с отрицательным знаком размерного несоответствием. Исключение составляют системы с ориентацией подложки (111).
3. Кристаллизации аморфных пленок систем Ag/(001)Ni, Ag/(lll)Ni и Ni/(lll)Ag сопровождается поворотом пленки относительно подложки вокруг нормали к границе раздела.
4. Разные механизмы компенсации размерного несоответствия в двух неэквивалентных направлениях [001] и [ПО] системы Ag/(110)Ni приводят к формированию пленки с анизотропией субструктуры и внутренних напряжений.
5. Компенсация размерного несоответствия в системах Ag/(001)Ni, Ni/(110)Ag и Ag/(110)Ni осуществляется за счет высокой концентрации вакансий и их скоплений на границе раздела фаз.
6. В системе монослой Ni/(001)Ag в результате изотермического отжига ~90% атомов монослоя и верхнего слоя подложки обмениваются местами.
Практическая значимость работы. Полученные результаты могут быть использованы при проектировании многослойных пленочных гетерост-руктур в системах с большим размерным несоответствием кристаллических решеток.
Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы были представлены на следующих симпозиумах, конференциях и семинарах: Международной школе - семинаре «Нелинейные процессы в дизайне материалов» для молодых ученых, аспирантов и студентов (Воронеж, 2002); 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).
Публикации. По теме диссертации опубликовано 7 научных работ, в том числе две - в изданиях, рекомендованных ВАК РФ.
В работах, опубликованных в соавторстве и приведенных в списке литературы, лично соискателю принадлежат: в [100, 104-106] - работы по созданию моделей пленочных гетеросистем на основе Ag и Ni; в [103] - компьютерный эксперимент по изучению влияния размерного фактора на кристаллизацию аморфного кластера; в [100-102, 104-106] - работы по моделированию ориентированной кристаллизации аморфных пленок.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, трех глав, выводов и списка использованной литературы (132 наименования). Работа изложена на 132 страницах, содержит 73 рисунка.
ОСНОВЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ
1. Показано, что кристаллизация аморфных пленок в системах Ag/(001)Ni (f0 = 0,16), Ni/(001)Ag и Ni/(110)Ag (f0 = - 0,136) происходит с образованием ГПУ структуры, в отличие от аналогичных изоморфных систем с малым размерным несоответствием (f0 <0,1), кристаллизующихся с образованием ГЦК структуры параллельной ориентации.
2. В системе Ag/(11 l)Ni (f0 = 0,16) кристаллизация при скорости нагрева 16,7х10пК/с происходит при аномально низкой температуре (на 500К ниже, чем для системы Ni/(lll)Ag с f0 = - 0,136). Для остальных изученных систем с положительным размерным несоответствием температура кристаллизации выше, как и для систем с малым размерным несоответствием.
3.Установлено, что для системы Ag/(lll)Ni происходит поворот плено ки относительно подложки (на угол~4 ), который понижает энергию межфазной границы путем увеличения плотности узлов совпадений за счет позиций в смежных эквивалентных лунках. Получено аналитической выражение, связывающее между собой отношение параметров контактирующих решеток и угол поворота пленки и подложки относительно друг друга.
4. В системе Ni/(lll)Ag переход атомных плотноупакованных вдоль <110> рядов Ni в соседние «долины» таких же плотноупакованных рядов подложки Ag приводит к увеличению плотности узлов совпадения и развороту отдельных фрагментов пленки, а не всей пленки, как для случая Ag/(lll)Ni.
5. Для системы Ag/(001)Ni малый по величине (<1°) поворот пленки относительно подложки происходит за счет винтовых компонентов частичных дислокаций Шокли, разделяющих фрагменты ГП - и ГЦК укладок в каждом новом слое пленки.
6. Установлено, что на межфазной границе в системе Ag/(110)Ni компенсация размерного несоответствия в направлении [001] происходит за счет образования дефектов упаковки, ограниченных частичными дислокациями Шокли с векторами Бюргерса д/6[ 112] и а/6[112], а в направлении [110] путем увеличения расстояния между атомами; пленка испытывает остаточные напряжения сжатия в направлении [001], растяжения - в направлении [110].
7. Обнаружено диффузионное перемешивание атомов пленки и подложки в моделях Ag/(110)Ni и Ni /(110) Ag, несмотря на отсутствие растворимости компонентов в массивном состоянии. При температуре отжига 1000К атомы подложки Ni в первом слое пленки Ag составляют 23%; а в системе монослой Ni/(001)Ag обмен атомов верхнего слоя подложки Ag и атомов монослоя Ni достигает 90%.
8. В процессе ориентированной кристаллизации систем Ag/(001)Ni, Ni/(110)Ag и Ag/(110)Ni компенсация размерного несоответствия осуществляется за счет высокой концентрации вакансий и вакансионных скоплений. В системах с малым размерным несоответствием роль вакансий незначительна.
В заключении хочется выразить искреннюю признательность и глубокую благодарность своему научному руководителю заведующему кафедрой материаловедения и физики металлов Воронежского государственного технического университета Косилову Александру Тимофеевичу и научному консультанту Евтееву Александру Викторовичу за помощь и постоянную поддержку в работе.
1. Черняев В.Н. Технология интегральных микросхем. -М.: Энергия, 1978. -376 с.2. .Хейденрайх Р. Основы просвечивающей электронной микроскопии. М.: Мир, 1960. -348 с.
2. Хирш П. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.: Мир, 1968. -274 с.
3. Дорфман В.Ф. Микрометаллургия в микроэлектроннике. М.: Металлургия, 1978.-272 с.
4. Осипов К.А., Фолманис Г.Э. Осаждение пленок из низкотемпературной плазмы и ионных пучков. М.: Наука, 1973, -87 с.
5. Хирс Дж.П., Моазед K.JI. Образование зародышей при кристаллизации тонких пленок // Физика тонких пленок. М.: Мир, 1970. С. 123-166.
6. Палатник JI.C., Папиров И.И. Эпитаксиальные пленки. М.: Наука, 1971. -480 с.
7. Палатник JI.C., Фукс М.Я., Косевич В.М. Механизм образования и субструктура конденсированных пленок. М.: Наука, 1972. -320 с.
8. Volmer М., Weber A. Nuclei formation in supersaturated states // Z. Phys. Chem. -1926.-Vol.119.-P. 277-301.
9. O.Walton D., Rhodin T. N., Rollins R. W. Nucleation of Silver on Sodium Chloride // J. Chem. Phys. -1963. -Vol.38. -P.2698-2702.
10. Heinemann K., Osaka Т., Poppa H., Avalos-Borja M. In-situ ТЕМ Studies of Palladium on MgO // 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.1011-1020.
12. Girlin G.E., Polyakov N.K., Petrov V.N. et al. Heteroepitaxial growth of InAs on Si: The new type of quantum dots // Mater. Phys. Mech. -2000. -Vol.1. -P.15-19.
13. Da Silva S.D., Galzerani J.C., D.I. Lubyshev and P. Basmaji Surface phonon observed in GaAs wire crystals grown on porous Si // J. Phys.: Condens Mater. -1998. -Vol.10. -P.9687-9690.
14. Van der Merwe J.H., Frank F.C. Misfitting monolayers // Proc. Phys. Soc. -1949. -Vol.62A. -№5. -P.315-316.
15. Frank F.C., van der Merwe J.H. One dimensional dislocations. Static theory // Proc.Roy. Soc. -1949. -Vol.l98A. -№1053. -P.205-216.
16. 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.
17. Stranski I.N., Krstanov L. Theory of orientation separation of ionic crystals // Sitzber. Akad. Wiss. Wien. Math. Naturw. -1938. -Vol.146. -P.797-810.
18. Eaglesham D.J., Cerullo M. Dislocation-free Stranski-Krastanow growth of Ge on Si (100) // Phys. Rev. Lett. -1990. -Vol.64. -№16. -P.1943-1946.
19. Mo Y.W., Savage D.E., Swartzentrruber B.S., Lagally M.G. Kinetic pathway in Stranski-Krastanow growth of Ge on Si(001) // Phys. Rev. Lett. -1990. -Vol.65.-№8.-P.1020-1023.
20. Bennet B.R., Shanabrook B.V., Thibado P.M. et al. Stranski-Krastanow growth of InSb, GaGb and AlSb on GaAs: structure of the wetting layers // J. Cryst. Grow. -1997. Vol.175. -P.888-893.
21. Wessendorf M., Wiemann C., Bauer M. et al. Electronic surface structure of n-ML Ag/Cu(l 11) and Cs/rc-ML Ag/Cu(l 11) as investigated by 2PPE and STS // Apple. Phys. -2004. -Vol.78A. -P. 183-188.
22. Косевич B.M., Иевлев B.M., Палатник JI.С., Федоренко А.И. Структура межкристаллитных и межфазных границ. М.: Металлургия, 1980. -256 с.
23. Jesser W.A., van der Merwe J.H. The prediction of critical misfit and thickness in epitaxy // Dislocations in Solids Ed. by F.R.N. Nabarro. -Amsterdam: Elsivier Science Publishers, 1989. -Vol. 8. -P.421-460.
24. Finch G.I., Quarrell A.G. Crystal structure and orientation in zinc-oxide films // Proc. Phys. Soc. -1934. -Vol.46. -P. 148-162.
25. Иевлев В.М., Бугаков А.В., Трофимов В.И. Рост и субструктура конденсированных пленок. Воронеж: Изд-во ВГТУ, 2002. - 386 с.
26. Li Н., Wu S.C., Tian D. et al. Epitaxial growth of body-centered-tetragonal copper // Phys. Rev. -1989. -V.40B. -№8. -P.5841-5844.
27. Wang Z.Q., Lu S.H., Li Y.S., Marcus P.M. Epitaxial growth of a metastable modification of copper with body-centred-cubic structure // Phys. Rev. -1987. -Vol.35B. -P.9322-9325.
28. Li Y.S, Quinn J., Li H., Tian D. et al. Large strains in the epitaxy of Cu on Pt(001) // Phys. Rev. -1991. -V.44B. -№15. -P.8261-8266.
29. Roos В., Frank A., Demokritov S.J., Hillebrands B. Epitaxial growth of metastable Pd(001) on bcc-Fe(OOl) // J. Magn. and Magn. Mater. -1999. -Vol. 198/199.-P.725-727.
30. Reshoft K., Jensen C., Kohler U. Atomistics of the epitaxial growth of Cu on W(110) // Surf. Sci. -1999. -Vol. 421. -P.320-336.
31. Wormeester H., Kiene M.E., Huger E., Bauer E. Growth of hep Cu on W(100) // Surf. Sci. -1997. -Vol.377/379. -P.988-991.
32. Marcus P.M. Ultrathin pseudomorfic films: structure determination and strain analysis // Surf. Rev. Lett. -1996. -Vol.3. -P. 1285-1289.
33. Gidley D. W. Position Tunneling and Emission from Pseudomorphically Growth Ni Films on Cu Substrates // Phys. Rev. Letters. -1989. -Vol.62. -P.811-814.
34. Lu S.H., Wang Z.Q., Tian D. et al. Epitaxial growth of gamma-Fe on Ni(001) II Surf. Sci. -1989. -Vol.221. -P.35-38.
35. Luches P., Gazzadi G.C., Bona A. et al. Epitaxial growth of ultrathin Fe films on Ni(001): a structural study // Surf. Sci. -1999. -Vol.419. -P.207-215.
36. Schindler W., Koop Th., Kazimirov A. et al. Non-coherent growth patches in pseudomorphic films: Unusual strain relief in electrodeposited Co on Cu(001) // Surf. Sci. Lett. -2000. -Vol.465. -P.783-788.
37. 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.
38. 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.
39. 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.
40. Floro J.A., Thompson C.V., Carel R., Bristowe P.D. Competition between strain and interface energy during epitaxial grain growth in Ag films on Ni(001) // J. Mater. Res. -1996. -V.9. -№9. -P.2411-2417.
41. Fitzgerald E.A. Dislocations in strained layer epitaxy: theory, experiment, and applications // Mater. Sci. Rep. -1991. -Vol.7. №1. -P.87-142.
42. Rajan K., Fitzgerald E., Jagannadham K., Jesser W.A. Misfit accommodation at epitaxial interfaces // J. Electron. Maters. -1991. -Vol.20. -№10. -P.861-867.
43. Мильдивский М.Г., Освенский В.Б. Структурные дефекты в эпитаксиальных слоях полупроводников. -М.: Металлургия, 1985. -160 с.
44. 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.
45. Van der Merwe J.H. Strain relaxation in epitaxial overlayers // J. Electron. Maters.-1991.-Vol.20.-№10.-P.793-803.
46. Freund L.B. Dislocation mechanisms of relaxation in strained epitaxial films // MRS Bulletin. -1992. -Vol.17. №7. -P.52-60.
47. Jain S.C., Harker 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.
48. Тхорик Ю.А., Хазан JI.C. Пластическая деформация и дислокации несоответствия в гетероэпитаксиальных системах. -Киев.: Наукова думка, 1983,304 с.
49. Tonner В. P., Han Z.L., Zhang J. Structure of Co films grown on Cu(lll) studied by photoelectron diffraction // Phys. Rev. -1993. -Vol.47B. -P.9723-9731.
50. Zheng M., Shen J., Barthel J. et al. Growth, structure and magnetic properties of Co ultrathin films on Cu(l 11) by pulsed laser deposition // J. Phys.: Condens. Matter. -2000. -Vol.12. -P.783-794.
51. Ha K., Ciria M., CTHandley R.C. et al. X-ray study of strains and dislocation density in epitaxial Cu/Ni/Cu/Si(001) films // Phys. Rev. -1992. -V0I.6OB. -№19. -P.13780-13785.
52. Macur J.E., Vook R.W. Initial epitaxial growth of (111) Au-(lll)Cu and (11 l)Cu-(l 1 l)Au // Thin Solid Films. -1980. -Vol.66. -№3. -P.371-379.
53. Палатник JI.C., Папиров И.И. Ориентированная кристаллизация. -М.:Металлургия, 1964. -408 с.
54. Barbier, G. Renaud, and О. Robach 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.
55. 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.
56. Bertschat Н.Н., Blaschen Н.Н., Cranzer et al. Static Magnetic Hyper fine Fields in Magnetically Polarized Pd // Phys. Rev. Lett. -1998. -Vol.80. -№12. -P.2721-2724.
57. 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.l-74.
58. Markov I. Theory and experiments in epitaxial-growth // Mat. Chem. Pys. -1983. -Vol.9. -№1. -P.93-116.
59. Li H., Tian D., Quinn J., Li Y.S., Marcus P.M. Low-energy electron diffraction and photoemission study of epitaxial films of Cu on Ag(001) // Phys. Rev. -1991. -Vol.57B. -P.6342-6345
60. Voigtlander B. Epitaxial grown thin magnetic cobalt films on Au(lll) studied by scanning tunneling microscopy // Phys. Rev. -1991. -V.44B. -№18. -P.10354-10357.
61. Gazzadi G.C., Luches P., Bona A. et al. Structural analyses of Fe/Ni(001) films by photoelectron diffraction // Phys. Rev. -2000. -V0I.6IB. -№3. -P.2246-2253.
62. Jin X.F., Barthel J., Shen J. et al. Morphology and magnetism of ultrathin Fe films on Pd(001) // Phys. Rev. -1999. -Vol.69B. -№16. -P. 11809-11812.
63. Jenniches H., Shen J., Mohan C.V. et al. Structure and magnetism of pulsed-laser-deposited ultrathin films of Fe on Cu(001) // Phys. Rev. -1999. -Vol.59B. -P. 1196-1208.
64. Nyberg G. L., Kief M. Т., Egelhoff W. F. Spot-profile-analyzing LEED study of the epitaxial growth of Fe, Co, and Cu on Cu(100) // Phys. Rev. -1993. -Vol.48B. -P. 14509-14519.
65. Chambers S.A., Anderson S.B., Chen H.W., Weaver J.H. Growth of metastable fee Co on Ni(001) // Phys. Rev. -1987. -Vol.35B. -P.2592-2597.
66. Garcia S.G., Salinas D., Mayer C. et al. Silver electrodeposition on Au(001) -structural aspects and mechanism // Surf. Sci. -1994. -Vol.316. -№1. -P. 143-156.
67. Adli A. Saleh, V. Shutthanandan, R.S. Smith Growth of thin Ti films on Al(l 10) surface // J. Vac. Technol. -1993. -Vol.11A. -№4. -P.1982-1987.
68. Aristov V. Yu., Bolotin I. L., Grazhulis V. A Detection of a new modification of Ag in the system InSb(l 10)+Ag // JETP Letters. -1987. -Vol.45. -P.62-65.
69. Prinz G. A. Stabilization of bcc Co via Epitaxial Growth on GaAs // Phys. Rev. Lett. -1985. -Vol.54. -P.1051-1054.
70. 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.
71. Jacobs M.H., Pashley D.W., Stowell M.J. The formation of imperfections in epitaxial gold films // Phil. Mag. -1966. -Vol.13. -№121. -p.129-156.
72. Мэтьюз Дж. У. Монокристаллические пленки, полученные испарением в вакууме // Физика тонких пленок. М.: Мир, 1970. -С.167-227.
73. Иевлев В.М., Трусов Л.И., Холмянский В.А. Структурные превращения в тонких пленках. М.: Металлургия. 1982. С.248.
74. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. -М.: -Мир. -1985. -с.352.
75. Kuk Y., Silverman P.J., Buck Т.М. Structure and segregated Au layers on Ni(110)-0.8 at percent-Au alloy by scanning tunnelling microscopy // Phys. Rev. -1987. -Vol.36B. -№6. -P.3104-3107.
76. Struber U., Kastner A., Kuppers J. Growth and properties of thin Ag films on Pt(100) surfaces // Thin Solid Films. -1994. -Vol.250. -№1. -P.101-110.
77. Medlin D.L., Carter C.B., Angelo J.E., Mils M.J. Climb and glide of а/3<111> dislocations in aluminum 1=3 boundary // Phil. Mag. -1997. -Vol.75A. -№3. -P.733-747.
78. Hoyt J. J., Sadigh В., Asta M., Foiles S. M. Kinetic phase field parameters for the Cu-Ni system derived from atomistic Computations // Acta Mat. -1999. -Vol.47, -p.3181-3187.
79. Asta M., Hoyt J. J. Thermodynamic properties of coherent interfaces in FCC-based Ag-Al alloys: a first-principles study // Acta Mat. -2000. -Vol.48. -P. 1089-1096.
80. Schmid A.K., Bartelt N.C., Hamilton J.C. et al. Brownian motion of dislocations in thin films // Phys. Rev. Lett. -1997. -Vol.78. -P.3507-3511.
81. Hughes D.A., Chrzan D.C., Liu Q., Hansen N. Scaling of misorientation angle distributions // Phys. Rev. Lett. -1998. -Vol.81. -P.4664-4670.
82. Kaneko Y., Hiwatari Y., Ohara K., Murakami T. Surface structure and void formation in thin film growth: a Monte Carlo simulation // Prog. Theor. Phy. Suppl. -2000. -№.138. -P. 126-127.
83. Yu J., Amar J. G., Bogicevic A. First-principles calculations of steering forces in epitaxial growth // Phys. Rev. -2004. -Vol.69B. -P.l 1340-11346.
84. Amar. J.G., Family F. Transitions in critical size in metal (100) and metal (111) homoepitaxy // Surf. Sci. -1997. -Vol. 382. -P. 170-177.
85. Gilmore С. M. An embedded atom study of the spontaneous formation of misfit dislocations // Phys. Rev. -1989. -Vol.40B. -№9. -P.6402-6404.
86. Gilmore С. M., Sprague J. A., Eridon J. M., Provenzano V. An Embedded atom analysis of Au clusters on a Ni surface // Surf. Sci. -1989. -Vol.218. -P.26-36.
87. Rupp P., Gilmore С. M. An embedded atom analysis of Au and Pt substitutional atoms in Ni // J.Mater. Res. -1989. Vol.4. -№3. -P.552-556.
88. Levanov N.A., Stepanuk V.S., Herget W et al. Energetics of Co adatoms on the Cu(001) surface // Phys. Rev. -2000. -Vol.6IB. -№3. -P.2230-2234.
89. Todorov S.S., Bu H., Boyd K.J. et al. Ion beam deposition of Ag(l 11) films on Ni(100) // Surf. Sci. -1999. -Vol.429. -P.63-70.
90. Trushin O., Granato E., Ying S-C. et al. Mechanisms of dislocation nucleation in strained epitaxial layers // Phys. Stat. Sol. -2002. -V.232B. -№1. -P.100-105.
91. Kellog G.L., Wright A.F., Dow M.S. Surface diffusion and adatom-induced substrate relaxations of Pt, Pd and Ni atoms on Pt(001) // J. Vac. Sci. Technol. -1991.-Vol.9.-P. 1757-1760.
92. Ye Y.Y., Biswas R., Morris J.R. et al. Molecular dynamic simulation of nanocsale machining of copper // Nanotechnology. -2003. -Vol.14. -P.390-396.
93. Hamilton J.C., Dow M.S., Foiles S.M. Dislocation mechanism for island diffusion on fee (111) surfaces // Phys. Rev. Lett. -1995. -Vol.74. -P.2760-2763.
94. Kadau K., Meyer R., Entel P Molecular-dynamics study of thin iron films of copper// Surf. Rev. Lett. -1999. -Vol.6. -P. 35-43.
95. Entel P., Meyer R., Kadau K. et al. Martensitic transformations: first-principles calculations combined with molecular dynamic simulations // Eur. Phys. J. -1998. -Vol.5B. -P. 379-383.
96. Bilic A., Shen Y. G., King В. V. O'Connor D. J. Embedded Atom Method Study of Pd Thin Films on Cu(OOl) // Surf. Rev. Lett. -1998. -Vol.5. -№5. -P.959-963.
97. Молекулярно-динамическое моделирование ориентированной кристаллизации аморфной пленки Ni на подложке (001)Ag / М.В. Березин, А.А. Дмитриев, А.В. Евтеев, А.Т. Косилов. // Материалы V Международной конференции.- Воронеж: ВГТУ, 2004 Т.2.-С.17-18.
98. Молекулярно-динамическое моделирование ориентированной кристаллизации аморфной пленки Ag/Ni(001) / М.В. Березин, А.А. Дмитриев, А.В. Евтеев, А.Т. Косилов. // Вестник ВГТУ
99. Материаловедение», 2005, вып. 17, С.50-52
100. Молекулярно-динамическое моделирование ориентированной кристаллизации аморфной пленки Ag/Ni(lll) / / М.В. Березин, А.А. Дмитриев. // Вестник ВГТУ «Материаловедение», 2006, вып. 11, С.50-52.
101. Крокстон К. Физика жидкого состояния. М.: Мир, 1978. - 400 с.
102. Лагарьков А.Н., Сергеев В.М. Метод молекулярной динамики в статической физике // УФН. 1978. - Т. 125. - №3. - С. 409-448.
103. Полухин В.А., Ухов В.Ф., Дзугутов М.М. Компьютерное моделирование динамики и структуры жидких металлов. М.: Наука, 1981.-323с.
104. Полухин В.А., Ватолин Н.А. Моделирование аморфных металлов. М.: Наука, 1985.-288с.
105. Белащенко Д.К. Структура жидких и аморфных металлов. М.: Металлургия, 1985,- 192с.
106. Verlet L. Computer Experiments on Classical Fluids. I. Thermodynamic Properties of Lennard-Jones Molecules // Phys. Rev. 1967. - Vol.159. - P. 98103.
107. 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.
108. Борн М., Кунь X. Динамическая теория кристаллических решеток. -М.: ИЛ, 1958.-488 с.
109. Dynamics of Radiation Damage / J.B. Gibson, A.N. Goland, M. Milgram et al. // Phys. Rev. 1960. - Vol.120. - №4. - P. 1229-1253.
110. Beeman D. Some Multistep Methods for use in Molecular Dynamics Calculations // J. Comput. Phys. 1976. - Vol.20. - P. 130-139.
111. Rahman A. Correlations in the Motion of Atoms in Liquid Argon // Phys. Rev. A: Gen. Phys. 1964. - Vol.136. - P. 405-411.
112. Химмельблау Д. Методы нелинейной оптимизации. М.: Мир, 1975. -432с.
113. 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.
114. Foiles S.M. Application of method embedded-atom to liquid transition of metals // Phys. Rev. 1985. - Vol.32B. - №6. - P. 3409-3415.
115. Дмитриев A.A., 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.
116. Clementi Е., Roetti С. Roothan-Hartree-Fock Atomic Wave Functions // At. Data Nucl. Data Tables. 1974. - Vol.14. - №3-4. - P. 177-324.
117. 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.
118. Brostow W., Dussault J.P., Bennett L.F. Construction of Voronoi Polyhedra // J. Сотр. Phys. 1978. - Vol.29. - №1. - P. 81-92.
119. Finney J.L. A Procedure for the Construction of Voronoi Polyhedra // J. Сотр. Phys. 1979. - Vol.32. - №1. - P. 137-143.
120. Fisher W., Koch E. Limiting Forms and Comprehensive Complexes for Crystallographic Point Groups, Rod Groups and Layer Groups // Ztschr. Kristallogr. 1979. - Bd.150. - №1. - S. 248-253.
121. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник. В 3- х т.: Т. 1/ Под ред. Лякишева Н.П. М.: Машиностроение. 1996. 992 с.
122. Автореферат диссертации Жилякова Д.Г. «Структурные и субструктурные превращения при ориентированной кристаллизации аморфных пленок в гетеросистемах Cu/Ni, Cu/Pd и Ni/Pd» на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. Воронеж, 2005.
