Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Тонкие металлические пленки (обзор литературы) 10
1.1 Методы получения тонких пленок 11
1.2 Ориентированная кристаллизация пленок 12
1.3 Механизмы роста пленок 14
1.3.1 Рост пленки по Фольмеру и Веберу 14
1.3.2 Рост пленки по Франку и Ван дер Мерве 15
1.3.3 Рост пленки по Крастанову и Странскому 17
1.4 Структура псевдоморфного слоя 20
1.5 Механизм релаксации упругих деформаций
псевдоморфного слоя 23
1.6 Кристалл огеометрические критерии ориентированной кристаллизации 32
1.7 Энергия межфазных границ в металлических пленочных системах 36
1.8 Фазовый размерный эффект 38
1.9 Дефекты кристаллической структуры пленок 41
1.9.1 Вакансии 41
1.9.2 Примесные атомы 42
1.9.3 Дислокации 43
1.9.4 Дефекты упаковки 44
1.10 Постановка задач 46
ГЛАВА 2 Методика компьютерного эксперимента 49
2.1 Межатомное взаимодействие 51
2.2 Расчетные схемы 52
2.2.1 Алгоритм метода молекулярной динамики 53
2.2.2 Алгоритм метода статической релаксации 56
2.3 Метод погруженного атома 57
2.4 Расчет основных характеристик моделей 60
2.4.1 Измерение термодинамических величин 60
2.4.2 Структурные функции 61
2.4.3 Многогранники Вороного 64
2.5 Периодические граничные условия 66
ГЛАВА 3 Построение компьютерных моделей тонкопленочных систем Cu-Ni, Cu-PdHNi-Pd 70
3.1 Построение молекулярно-динамических моделей подложек различных ориентации и создание аморфных пленок 70
3.2 Методика молекулярно-динамического расчета 71
ГЛАВА 4 Структурные и субструктурные превращения в тонкопленочных системах Cu-Ni, Cu-Pd И Ni-Pd 73
4.1 Структурные и субструктурные превращения при
ориентированной кристаллизации аморфной пленки Си на
(001)М в условиях изохронного отжига 73
4.1.1 Ориентированная кристаллизация пленки Си на монокристаллической подложке Ni ориентации (001) 73
4.1.2 Механизмы компенсации размерного несоответствия 76
4.1.3 Эволюция структуры пленки в процессе отжига 79
4.2 Структурные и субструктурные превращения при ориентированной кристаллизации аморфных пленок Си на (HO)Ni, Си на (110)Pd-и Ni на (HO)Pd в условиях изохронного отжига 83
4.2.1 Структурная релаксация при кристаллизации
тонких пленок CunNi 83
4.2.2 Эволюция дефектной структуры пленок при отжиге 95
4.3 Структурные и субструктурные превращения при ориентированной кристаллизации аморфных пленок Си на (11 l)Ni, Си на(11 l)Pd и Ni на (lll)Pd в условиях
изохронного отжига 101 4.3.1 Структурная релаксация при кристаллизации тонких пленокСина(Ш)МиСи,№на(111)Р(1 101
4.3.2 Превращения дефектной структуры пленок Си на (11 l)Ni и Си, Ni на (11 l)Pd при отжиге 107
4.4 Структурная самоорганизация монослоя Ni на (11 l)Pd 111
Основные результаты и выводы 114
Цитируемая литература
- Рост пленки по Фольмеру и Веберу
- Расчет основных характеристик моделей
- Методика молекулярно-динамического расчета
- Ориентированная кристаллизация пленки Си на монокристаллической подложке Ni ориентации (001)
Введение к работе
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 3x10" 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),(111 )Ni, Си HNI на (110),(1 ll)Pd;
молекулярно-динамическое моделирование ориентированной кристаллизации аморфных пленок Си на (001),(110),(1 ll)Ni, Си и Ni на (110),(lll)PdB 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/(lU)Pd в условиях изохронного отжига, а также закономерности перестройки дислокационной структуры пленок при нагреве. Установлено, что на подложках (001) и (ПО) 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 Си/(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 (lll)Pd (в отличие от системы моиослой 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 (111), [101] ГЦК-подложки; (0001), [2110] ГПУ-пленкиЦ (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 N1 (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.
Рост пленки по Фольмеру и Веберу
Рост пленки по Фольмеру и Веберу К настоящему времени начальные стадии роста конденсированных пленок изучены для достаточно большого числа пар подложка-пленка и с использованием самых современных методов контроля процесса: ДМЭ, ДБЭ, ЭМ, РЭМ, ЭОС, СТМ и др. Это позволило выделить характерные механизмы роста пленок.
В основу классификации механизмов роста кристаллических пленок положены качественные морфологические признаки. В настоящее время принято разделение механизмов роста по характерным структурным и морфологическим превращениям, происходящим на всех стадиях роста.
По Фольмеру и Веберу (ФВ) [8] рост пленки начинается с образования на поверхности твердого тела (подложки) дискретных зародышей-островков (при конденсации в вакууме это комплексы из нескольких атомов); по мере поступления атомов из источника (испарителя) происходит рост островков, их срастание и образование сплошного покрытия; последующий рост - это продолжение нормального роста кристалла в случае монокристаллической пленки и зерен поликристаллической. Этот механизм проиллюстрирован на рис. 1.1.
Рост по ФВ безотносителен к структуре подложки и может реализоваться как на кристаллической, так и на аморфной подложках. На поверхности монокристалла в зависимости от пары материалов подложка-пленка и условий роста возможно образование как ориентированных (в предельных случаях - монокристаллических), так и неориеитироваииых поликристаллических, а для ряда многокомпонентных систем ниже определенных температур подложки - аморфных пленок. Примеры систем, в которых наблюдается данный механизм роста, представлены в работах [9-12].
Рост пленки по Франку и Ван дер Мерве По Франку и Ван дер Мерве (ФМ) [13-15] рост пленки начинается с образования двумерных зародышей, после чего происходит их срастание и последовательное наращивание моноатомных слоев, как это видно на рис. 1.2. При этом, как следует из экспериментальных исследований, для зарождения очередного слоя не обязательно должно происходить заполнение предыдущего слоя. На начальных стадиях рост по ФМ можно рассматривать как продолжение кристалла подложки (по крайней мере, в базисной плоскости).
При отсутствии явно выраженных морфологических изменений рост пленки по ФМ сопровождается характерными структурными превращениями. До некоторой критической толщины tKp, контролируемой энергией упругой деформации, сохраняется слой, аккомодированный посредством упругой деформации (є) до полного устранения несоответствия у = {а2-а{)1а{ параметров а.\ и а2 соответственно кристаллических решеток подложки и пленки (єо = /о). При этом практически изменяется тип кристаллической решетки пленки, а наблюдаемое явление называется псевдоморфизмом. При толщине f tKp происходит релаксация пленки к нормальной структуре данного материала. Рост по механизму Франка и Ван дер Мерве наблюдается в системах из родственных материалов с малым несоответствием параметров решеток (металлы на металлах, полупроводники на полупроводниках).
Рост пленки по Крастанову и Странскому Как показано на рис. 1.3, на поверхности кристалл-подложка происходит послойный рост с образованием двумерных кристаллов толщиной от долей монослоя до нескольких атомных слоев в зависимости от системы подложка-пленка [16], а на (или в) этом двумерном кристалле образуются дискретные островки-зародыши, и последующий рост пленки происходит как в первом варианте. При этом механизм роста уже на ранних стадиях, до заполнения одного монослоя (0 1, @ - отношение числа атомов в пленке к числу возможных мест адсорбции — минимумов потенциала подложки) можно наблюдать последовательность структурных переходов по мере увеличения адсорбированных атомов.
В отличие от первого, второй и третий механизмы роста, естественно, реализуются только на поверхности кристаллов, и обязательно происходит ориентированная кристаллизация пленки.
Наиболее общий критерий для предсказания механизма роста в относительно простых случаях, когда не происходят заметная взаимная диффузия компонентов системы подложка-пленка и образование других фаз на межфазной границе, базируется на соотношении величин свободных энергий поверхности подложки Ей пленки Е2 и границы их раздела Е\2. При псевдоморфизме добавляется еще зависящая от толщины энергия упругой деформации растущей пленки EJf) (подложка считается недсформируемой).
При условии Е, Е2+Еп+Ег(1) (1.2) минимизация суммарной энергии системы может быть обеспечена свободной поверхностью подложки, и сконденсированная фаза не стремится ее покрывать (условие «несмачивания»), т.е. должен происходить рост по механизму ФВ. В этом случае с 0, поскольку упругая компенсация несоответствия в системах, для которых характерен рост по ФВ, практически не наблюдается. При условии E{ E2+En+E?{t) (1.3) выгоднее слоевое зарождение пленки, т.е. сконденсированная фаза стремится исключить свободную поверхность подложки, характеризующуюся большой энергией (условие хорошего «смачивания»). С увеличивающейся по мере роста пленки энергией упругой деформации Es (при условии сильной связи на межфазной границе, т.е. Е12 мало) связана движущая сила процесса релаксации упругой деформации при t tKf). Таким образом, условие (1.3) предопределяет рост по механизму ФМ.
Аналогичные рассуждения приводят и к предсказанию из условия (1.3) роста по механизму КС: поверхность подложки закрывается когерентно сопряженным с ней субмонослойным покрытием, на котором для уменьшения (исключения) Ег зарождаются трехмерные островки с параметром решетки конденсируемого материала, т.е. недсформированные. А можно, по-видимому, рассматривать рост по механизму КС, как рост по ФВ на модифицированной субмонослойным покрытием поверхности подложки (на поверхности промежуточной двумерной фазы), полагая, что для нее будет выполняться уже условие (1.2).
Расчет основных характеристик моделей
В кристаллографии для описания локального расположения атомов в элементарной ячейки используется построение ячеек Вигиера-Зейтца. Обобщением этого понятия на случай нерегулярной структуры является многогранник Вороного (MB) [91, 105, 106].
Рассмотрим совокупность точек { 4}, представляющих центры атомов однокомпоиентной аморфной системы. Многогранником Вороного, относящимся к точке Ah называется область пространства, каждая точка которой лежит ближе к точке А(, чем к любой другой точке рассматриваемой совокупности. Для построения многогранника достаточно провести плоскости нормально к отрезкам, соединяющим данную точку А,- с остальными точками множества {А}. Каждая из таких плоскостей ограничивает полупространство, содержащее точку A. Пересечение таких полупространств образует искомый многогранник Вороного. Все многогранники выпуклые и однозначно заполняют конфигурационный объём. Отдельный многогранник Вороного может быть описан совокупностью чисел nq равных числу граней, имеющих q ребер {п- -п -п ,-...). Общее число граней каждого такого многогранника определяет так называемое геометрическое координационное число. Необходимо особо подчеркнуть, что оно отлично от статистического координационного числа, определяемого через парную функцию радиального распределения атомов и является более корректной характеристикой структуры.
Статистико-геометрический анализ на основе многогранников Вороного аморфных сплавов, элементов, отличающихся размерами атомов, также дает обширную и детальную информацию о структуре системы, но получение ее не столь очевидно, как в случае моноатомных систем. Так, соотношения размеров атомов сплава могут быть таковы, что середина перпендикуляра при построении многогранника Вороного будет находиться внутри, атома большого размера. Поэтому возникает вопрос об улучшении процедуры построения многогранников. Одно из улучшений состоит в делении межатомного вектора в соответствии с отношением радиусов компонентов [106]. Однако такой подход представляется не вполне строгим, к тому же появляются в процессе построения области вообще без атомов. Указанные недостатки могут быть устранены при построении радикальных плоскостей [107]. Радикальная плоскость двух сфер определяется геометрическим местом точек, равноудаленных от точек касания на рассматриваемых сферах.
В настоящей работе многогранники Вороного строили следующим образом. Вначале находили -20 атомов (к-х) ближайших к данному (7-му), и упорядочивали их по расстояниям от центрального (z -го) атома, а также, если это было необходимо, распределяли эти расстояния по сорту соседних атомов. В дальнейшем находили уравнения плоскостей, перпендикулярных к радиусам-векторам rik и делящих эти векторы пополам в случае ОТО IT т одно компонентной системы и в отношении (rik"+Rf-Rk )l{rik -R +Rk ) (где Rh Rk - радиусы /-го и к-го атома соответственно) в случае двухкомпонентной системы (деление радикальной плоскостью). Далее определяли координаты точек пересечения каждой тройки плоскостей. Наконец, отбрасывали все точки пересечения, лежащие по отношению к центральному атому по разные стороны от каждой плоскости. Оставшиеся точки пересечения являются вершинами многогранника Вороного. Так, для каждого атома рассматриваемой системы строился свой многогранник Вороного, для которого определялось число вершин и число граней, затем эти параметры суммировались по всей системе. Статистический анализ формы многогранников Вороного в исследуемых структурах представлялся в виде распределения многогранников по числу граней, граней - по числу сторон. Также строилось распределение многогранников Вороного по типу {пгп4-п5- ...).
Поскольку из-за ограниченного объема памяти ЭВМ и длительности счета реализовать компьютерный эксперимент для системы с таким же числом частиц, как и в реальных объектах исследования, невозможно, разработана программа для моделирования структуры и физических процессов в системе с относительно небольшим набором частиц и периодическими граничными условиями [89, 91]. Для этого трехмерное пространство разбивается на равные ячейки объемом V и числом частиц N в каждой из них. Одна из ячеек является основной, а расположение частиц в ней и их движение повторяется во всех остальных ячейках. Подсчет энергии любой конфигурации частиц производится суммированием взаимодействия всех частиц в целом, а не только суммированием взаимодействия в основной ячейке. Этим удается существенно увеличить число частиц в системе.
Принципиальный интерес имеет вопрос об ошибке, возникающей при расчете термодинамических свойств системы с периодическими граничными условиями, состоящей из конечного числа атомов N. Следующее рассмотрение одномерной системы позволяет провести оценку этой ошибки.
Методика молекулярно-динамического расчета
Аналогичные результаты были получены в работе [43]. На рис. 4.5 б, в представлены результаты молекулярно-динамического моделирования и снимок структуры тонкой пленки Си на подложке (001)Ni, полученной методом сканирующей туннельной микроскопии при Т=350 К.
Появление дислокаций Шокли и вершинных дислокаций непосредственно в процессе кристаллизации аморфной пленки Си обеспечивает частичную аккомодацию упругих напряжений, вызванных размерным несоответствием параметров кристаллических решеток Си и Ni (/()=0,027). На формирование дефектной структуры пленки существенное влияние (помимо фактора несоответствия параметров решеток) оказывает низкая температура кристаллизации ( 20 К) и высокая скорость движения границы раздела аморфная фаза - кристалл. В условиях ориентированной кристаллизации при столь низкой температуре рост упругой энергии закристаллизованной части пленки Си по мере увеличения её толщины сопровождается (с некоторым запаздыванием) образованием дислокаций, которые приводят к частичной аккомодации упругих напряжений, но сохраняют высокую степень устойчивости к перемещению. В этих условиях сформированная дефектная структура не отвечает минимальному уровню потенциальной энергии системы [76,78].
Эволюция структуры пленки в процессе отжига При дальнейшем нагреве системы Cu/(001)Ni происходит перестройка дефектной структуры пленки, прежде всего, путем впервые обнаруженного механизма консервативного перемещения вершинных дислокаций, который иллюстрирует рис. 4,7. При температуре 580 К (рис. 4.7,а) хорошо видны две вершинные дислокации I и II с векторами Бюргерса а/3 [НО], сформированные в процессе кристаллизации пленки. При температуре 600 К (рис. 4.7,6) дислокация I расщепилась на две частичные, одна из которых - дислокация 1 с вектором Бюргерса а/6[112] - переместилась в плоскости (111) в направлении границы раздела, а другая - дислокация 2 с вектором Бюргерса а/6 [112] -осталась на месте исходной вершинной дислокации. При дальнейшем нагреве (рис. 4.7,в) частичная дислокация 1 в результате диссоциации йг/6[112]=а/3[110]+а/6 [112] вновь образовала вершинную дислокацию Г с вектором Бюргерса а/3 [ПО] и частичную дислокацию ІЛокли 3 с вектором Бюргерса а/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. 4.7г, д). Вершинная дислокация II (рис.4.7,а) в температурном интервале 600 + 680 К также переместилась по рассмотренному выше механизму на величину вектора Бюргерса частичной дислокации в направлении границы раздела фаз (рис. 4.76, в).
Следует отметить, что время перехода вершинных дислокаций в новые положения по данным компьютерного эксперимента составило 6х10"10 с. Перестройка дислокационной структуры пленки в процессе нагрева сопровождалась уменьшением потенциальной энергии системы (рис. 4.1).
Таким образом, в процессе отжига идет непрерывное изменение дефектной структуры пленки.
Обнаружено уменьшение количества атомов в плоскостях (001) по мере удаления от межфазной границы (рис. 4.8).
Для выяснения такой закономерности были рассчитаны функции радиального распределения атомов для каждого слоя. В пятом слое пленки Си на функции радиального распределения атомов появляется расщепление пика, соответствующего среднему межатомному расстоянию в плоскостях (001). По мере удаления" от межфазной границы среднее межатомное расстояние изменяется от 2,50 А в первом слое до 2,56 А в десятом слое (рис. 4.6,в) (межатомные расстояния для монокристаллов Ni и Си равны соответственно 2,49 Л и 2,56 А). Расщепление пика и увеличение среднего межатомного расстояния в верхних слоях пленки связано с присутствием в объеме пленки дислокаций, обеспечивающих аккомодацию упругих напряжений по мере удаления от межфазной границы [82].
Дальнейший нагрев пленки приводит к ее плавлению при температуре 1220 К. Эта температура хорошо коррелирует с температурой плавления массивного монокристалла меди.
Полученные результаты по кристаллизации аморфной пленки Си на ориентирующей подложке (001) Ni, представленные выше, позволяют провести некоторые аналогии с результатами кристаллизации аморфных пленок Си на (001)Pd, Ni на (001)Pd н Pd на (001)Cu, Pd на (001 )№, рассмотренными в разделах 1.5 и 1.8. Из сравнения полученных результатов можно сделать следующие выводы: - в системе Си/(001 )Ni с малым положительным размерным несоответствием (/ =0,027) при кристаллизации аморфной пленки атомы образуют лишь параллельную ориентацию, в отличие от систем Pd/(001)Cu (fo=0,Q76) и Pd/(001)Ni (/ =0,105), где атомы образуют области (домены) с ориентацией (111) и ГПУ укладкой; - псевдоморфное сопряжение первых 3-х слоев пленки в системе Cu/(001)Ni не наблюдается ни в одной из вышеупомянутых систем; - порог кристаллизации пленки Си такой же, как и в системах с отрицательным размерным несоответствием (Cu/(001)Pd, Ni/(001)Pd); аккомодация упругих напряжений, вызванных размерным несоответствием, происходит по механизму, который был выявлен при анализе результатов кристаллизации аморфных пленок в системах Cu/(001)Pd,Ni/(001)Pd.
Ориентированная кристаллизация пленки Си на монокристаллической подложке Ni ориентации (001)
Вдоль каждого из плотноупакованных направлений в плоскостях, параллельных межфазной границе, располагаются в среднем по две частичные дислокации Шокли, что приводит к компенсации исходного размерного несоответствия (fQ = 0,027) за счет пластической деформации на величину єпл 0,032.
В результате образования дефектов упаковки, ограниченных частичными дислокациями Шокли, остаточная упругая деформация составляет єупр—0,005, пленка находится в слегка растянутом состоянии.
Си и Ni на (lll)Pd. Положение пиков на ФРРА (рис. 4.25, а, б) совпадает с их местоположением для идеальных ГЦК-монокристаллов Си и Ni, что свидетельствует об отсутствии напряжений в пленках. Обращает на себя внимание и появление дополнительного пика а на ФРРА между второй и третьей координационными сферами, характерного для ГПУ-структуры.
Анализ функций радиального распределения атомов, проекции первой плоскости пленок Си и N1 и двух верхних плотноупакованных плоскостей подложки (рис. 4.26) позволил сделать вывод о том, что Си и Ni закристаллизовались в параллельную ориентацию, а их атомы образуют с атомами подложки доменную структуру с ГЦК и ГПУ (с/а = 1,625 для Си, cla= 1,635 для Ni) укладкой:
Как видно из рис. 4.26, атомы первого слоя пленок образуют с атомами подложки доменную структуру, представляющую собой области с ГЦК укладкой атомов, разделенные дефектами упаковки (ГПУ укладка). На границах доменов располагаются частичные дислокации Шокли с векторами Бюргерса #/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) (111) (111) (рис.4.27, а), ограниченные с одной стороны поверхностью, а с другой - краевыми частичными дислокациями Шокли с векторами Бюргерса а/6 [211], alb [121] и а/6 [112]. Частичные дислокации все находятся в объеме пленки выше третьего слоя. Образование в процессе кристаллизации частичных дислокаций приводит к полной компенсации исходного размерного несоответствия в тонкопленочных 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 (рис. 4.25 а, б). Однако в системах сохраняется доля остаточных упругих деформаций.
Процесс нагрева сопровождается существенным перераспределением дефектов во всех тонкопленочных системах, в результате чего число дефектов упаковки и плотность дислокаций несоответствия в объеме пленки резко уменьшается (рис. 4,24, б, 4.27, б). При этом пики на ФРРА становятся более выраженными, значительно увеличивается высота характерного для ГПУ решетки третьего пика, который отсутствует у ГЦК решетки (рис. 4.25, 4,28).
Дефекты упаковки, ограниченные частичными дислокациями Шокли, остаются только на межфазной границе - в первом слое пленки. Это иллюстрируется рис. 4.29,а на примере системы Cu/(lll)Ni. Как видно на рис. 4.29, часть атомов (в плотноупакованных направлениях) в первом слое смещается из позиций А в В и образует с атомами седьмого и восьмого слоев
подложки ГПУ укладку, которая является дефектом упаковки для атомов, оставшихся в позиции А. Во втором слое атомы занимают позиции либо В и С (образуя ГПУ укладку) относительно позиций А первого слоя, либо позиции А относительно позиции В атомов первого слоя. Такое расположение атомов не приводит к образованию дефектов упаковки во втором слое. Последующие слои также имеют идеальное строение. Таким образом, во втором слое формируется конфигурация, где атомы располагаются во всех трех позициях (А, В и С) по отношению к подложке.
