Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Особенности образования тонких металлических пленок и методики приготовления пленочных образцов. (Обзор литературы) 9
1.1. Введение. 9
1.2. Основные понятия роста тонких пленок . 13
1.2.1. Классическая модель однородного зародышеобразования. 17
1.2.2. Модель, основанная на уравнениях для скорости атомов. 18
1.2.3. Основные процессы роста тонких пленок, 24
1.2.4. Поверхностная диффузия. 35
1.3. Методы осаждения тонких пленок . 41
1.3.1. ФОПпроцессы. 41
1.3.2. ХОР процессы. 49
1.4. Приготовление исследуемых образцов тонких пленок серебра и методика
их исследования. 52
Глава 2. Рост тонких металлических пленок в начальной стадии под действием потока частиц . 57
2.1. Введение. 57
2.2. Основные уравнения модели . 59
2.3. Анализ результатов модели. 62
2.4. Выводы к главе 2. 67
Глава 3. Образование дефектов и распределение кристаллитов в пленках серебра при облучении их ионами гелия . 68
3.1. Введение. 68
3.2. Особенности получения облученных ионами гелия образцов тонких серебряных пленок. 69
3.3. Распределение кристаллитов по размерам в облученных ионами гелия образцах тонких пленок серебра . 71
3.4. Морфология облученных пленок серебра. 75
3.5. Выводы к главе 3. 78
Глава 4 Кинетическая модель радиационно-индуцированного изменения микроструктуры металлических пленок . 80
4.1. Введение. 80
4.2. Экспериментально установленное изменение структуры пленок серебра, облучаемых ионами гелия. 84
4.3. Феноменологическая модель, описывающая вымирание гексагональной фазы в пленках серебра под действием облучения ионами гелия. 88
4.4. Выводы к главе 4. 94
Заключение. 95
Литература. 97
- Основные понятия роста тонких пленок
- Методы осаждения тонких пленок
- Основные уравнения модели
- Распределение кристаллитов по размерам в облученных ионами гелия образцах тонких пленок серебра
Введение к работе
Актуальность темы. Многие годы тонкие металлические пленки (и среди них, в частности, пленки серебра) привлекают внимание исследователей и успешно применяются в различных областях науки и техники. Актуальность научных исследований тонких металлических пленок обусловлена многообразием структур, особыми физико-техническими характеристиками, а также возможностью моделирования явлений, которые трудно изучать в массивных телах. По сравнению с массивными телами пленки приобретают ряд свойств, которые, вообще, не наблюдаются в массивных телах. Уже в пленках толщиной порядка 100 нм поверхностные свойства материала становятся главными по сравнению с его объемными свойствами. Например, очень тонкие пленки благородных металлов, таких как серебро, обладают спектрально - селективными свойствами, именно, пропускают видимое излучение и отражают инфракрасное, что находит их широкое применение при создании теплосберегающих стекол. Крайне актуальным является исследование рельефа поверхности металлических пленок, степени их шероховатости. Достаточно указать, что при отражении света от шероховатой поверхности серебра, кроме излучения на основной частоте появляется световая волна с удвоенной частотой, так называемая отраженная вторая гармоника. Обычно контролируемая степень шероховатости производится электрохимическим методом анодного травления. Актуальным представляется влиять на шероховатость пленки серебра с помощью облучения ее потоками ионов инертных газов, например, потоками ионов гелия. Под влиянием облучения изменяется не только шероховатость поверхности пленки, могут происходить также структурные фазовые превращения в тонких пленках серебра. В связи с этим понимание механизмов и природы формирования структуры и особенностей физических свойств конденсированных пленок представляется актуальной исследовательской задачей физики конденсированного состояния.
Цель работы.
Основной целью диссертационной работы является установление в результате комплексных исследований качественно новых закономерностей физических процессов, происходящих в тонких пленках серебра под влиянием облучения их ионами гелия.
Для достижения поставленной цели в диссертационной работе были сформулированы следующие задачи:
Построить кинетическую модель для описания эволюции плотности адатомов на поверхности кристалла при облучении ее потоком атомов с учетом взаимодействия адатомов с приповерхностными вакансиями и друг с другом.
В рамках выше названной модели аналитически получить зависимость от времени плотности адатомов при различных температурах подложки и различных интенсивностях облучения.
Исследовать морфологию поверхности тонких пленок серебра как необлученных, так и облученных ионами гелия с энергией 10 кэВ в интервале доз 1-Ю12 х 5-Ю16ион/см2. Выяснить закон распределения кристаллитов, образующихся под действием бомбардировки ионами гелия.
Построить физическую модель, описывающую изменения микроструктуры облученных пленок серебра, в частности, распад гексагональной фазы и переход в кубическую гранецентрированную структуру решетки пленки серебра.
Научная новизна работы.
Построена новая модель, основанная на нелинейном кинетическом уравнении, включающем взаимодействия адатомов с приповерхностными вакансиями и адатомов между собой.
В рамках новой модели аналитически получена зависимость от времени плотности адатомов на поверхности подложки,
подвергающейся действию облучения потоком нейтральных атомов с учетом температурной зависимости плотности вакансий.
Выяснены морфологические изменения поверхности пленки серебра под действием облучения ионами гелия при различных температурах. Показано, что под действием облучения ионами гелия происходит измельчение кристаллитов в пленки серебра, и распределение их по размерам подчинено логнормальному распределению.
Построена новая модель структурно - фазовых превращений в пленке серебра под действием бомбардирующих ионов, на основе которой показано, что зародыши гексагональной структуры под действием облучения вымирают, и выживает гранецентрированная структура пленок серебра.
Научная и практическая значимость работы.
Полученные в данной работе результаты, касающиеся модельных представлений осаждения пленок серебра могут найти применение в технологии производства интегральных схем. Результаты данной работы вносят вклад в понимание процессов, происходящих при осаждении тонких металлических пленок, что имеет практическую значимость для применений тонких пленок, включающих солнечные батареи, механические покрытия, а также микроэлектромеханические системы и микрожидкостные приборы.
Результаты морфологического исследования поверхности пленок серебра имеют научную и практическую значимость для возможностей исследования рамановского (комбинационного) рассеяния света на поверхности пленок благородных металлов.
Модельные представления, связанные с описанием структурно -фазовых превращений в тонких пленках серебра под действием облучения ионами гелия, согласуются с экспериментальными результатами других авторов и позволяют расширить знания о закономерностях изменения кристаллической структуры металлов.
7 Результаты работы в целом могут найти применение в учебно-методическом процессе в вузах при разработке спецкурсов и написании учебных пособий по физике конденсированного состояния, физике тонких металлических пленок для студентов физических специальностей.
Положения, выносимые на защиту.
Новая физическая модель, основанная на нелинейном кинетическом уравнении, включающем взаимодействия адатомов с приповерхностными вакансиями и адатомов между собой, в которой аналитически получена зависимость от времени плотности адатомов на поверхности подложки под действием облучения потоком нейтральных атомов с учетом температурной зависимости плотности вакансий.
Результаты исследования морфологии поверхности тонких пленок серебра как необлученных, так и облученных ионами гелия в интервале доз 1-Ю12 -v- 5-Ю16 ион/см2. Установлено, что под действием бомбардировки ионами гелия происходит измельчение кристаллитов образца, и распределение их по размерам подчиняется логнормальному закону распределения. Облучение поликристаллических пленок серебра пучком ионов Не + с энергией Е=10 кэВ приводит к образованию высокодисперсных структурных неоднородностей в виде: микродвойников, дислокаций, блистеров и других структурных дефектов.
Новая кинетическая модель радиационно-индуцированного изменения микроструктуры облученных тонких пленок серебра, в рамках которой показано, что под влиянием облучения ионами гелия в пленках серебра происходит постепенный распад гексагональной фазы и переход в кубическую гранецентрированную структуру, согласующийся с экспериментальными данными других авторов.
8 Апробация работы.
Результаты, полученные в диссертации, докладывались на следующих конференциях: XV международное совещание «радиационная физика твёрдого тела», г. Севастополь 2005 г.; международная конференция «XV петербургские чтения по проблемам прочности», г. Санкт — Петербург 2005 г.; отраслевой семинар «Физика радиационных повреждений материалов атомной техники», г. Обнинск 2005 г.; международный симпозиум «Процессы самоорганизации в универсальной истории», г. Белгород, 2004 г.
Публикации по теме диссертации.
Основные результаты, изложенные в диссертации, опубликованы в 8 научных работах. Одна из них опубликована в журнале «Известия Тульского государственного университета, серия «Физика»», другая в журнале ВАНТ, Сер. материаловедение и новые материалы, находящихся в перечне ВАК России.
Личный вклад соискателя.
Основные научные результаты, изложенные в диссертации, получены либо лично соискателем, либо при его непосредственном участии.
Структура и объем диссертации.
Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав, заключения, списка литературы из 155 наименований. Содержание работы изложено на 110 страницах, в 30 рисунках и 3 таблицах.
Основные понятия роста тонких пленок
Выращивание тонких металлических пленок из газовой фазы представляет собой неравновесный процесс, исследование которого можно проводить на грани кинетики и термодинамики. Понимание кинетики, термодинамики и того, как они «взаимодействуют и соперничают» друг с другом, может дать нам возможность управления ростом тонких пленок, что имеет важное научное значение и широкое применение во всех современных полупроводниковых технологиях. Остановимся на эпитаксиальном росте тонкой пленки, в котором растущая пленка имеет кристаллографическую корреляцию со структурой подложки. Основными атомными процессами, как уже упоминалось выше, являются процессы, в которых атомы пара непрерывно осаждаются на поверхность; осажденные атомы мигрируют по поверхности и взаимодействуют как друг с другом, так и с атомами подложки. Эти взаимодействия определяют морфологию растущей пленки. На Рис. 1. показаны главные атомные процессы, протекающие во время роста пленки. роста тонкой пленки. Осаждение тонких пленок является динамическим процессом. В силу этого, испаряемые атомы (например, методом лазерной абляции или термически испаренные методом молекулярно - лучевой эпитаксии (МЛЭ)) сталкиваются с поверхностью подложки в различных положениях с различными кинетическими энергиями. В зависимости от энергии атома и положения, при котором он сталкивается с поверхностью, налетающий атом может переиспариться с поверхности, либо поглотиться ею, став адатомом.
Поглощение происходит либо посредством образования связи Ван - дер Вальса путем «физосорбции» поверхностного атома, либо посредством образования ковалентной или ионной связи путем «хемосорбции» поверхностного атома. Скорость, с которой адатомы поглощаются поверхностью, грубо пропорциональна величине [7] частота поглощения, Еа - энергия поглощения и Т - абсолютная температура подложки. При этом следует заметить, что поверхности подложек в большинстве случаев претерпевают сложную реконструкцию в процессе осаждения, и связывание атомов.является сильно направленным, в силу чего вероятность поглощения некоторыми узлами предпочтительнее, чем другими. Ряд работ был посвящен нахождению узлов наиболее устойчивого поглощения при допущении, что поверхности подложек свободны от дефектов. Например, различные теоретические модели были даны для предсказания устойчивых узлов поглощения в Si (001) [8 - 10]. Экспериментально узлы устойчивого поглощения для Si (001) наблюдались методом сканирующей туннельной микроскопии (СТМ) при низких температурах [11]. Поглощенные атомы могут диффундировать с одного узла на другой посредством термически активированного перескока с коэффициентом диффузии [12] где KS - скорость перескока от узла к узлу, а - эффективное расстояние перескока между узлами, Ed энергия диффузии и Т - температура подложки. Вследствие сложной природы большинства поверхностей диффузия является анизотропным и сложным процессом [13, 14]. Заметим, что диффузия является процессом, ответственным за степень гладкости растущей пленки при фиксированной скорости осаждения. Диффундирующие адатомы сталкиваются и связываются друг с другом, образуя кластеры различных размеров в зависимости от давления пара осаждения или скорости осаждения. Зародышеобразование на гладких поверхностях не является энергетически выгодным и требует, чтобы число адатомов была намного больше, чем в равновесии (о таком условии говорят как о «пересыщении» [12]).
В действительности плоских поверхностей без дефектов не существует в природе. Дефекты, например, дислокации, кинки, вакансии и выступы (см. Рис. 2.) являются предпочтительными местами зародышеобразования, которые усиливают зародышеобразование [15]. Благодаря малому отношению поверхности к объему для кластеров малые кластеры (меньше критического размера [16]) энергетически неустойчивы, и вероятность их диссоциации довольно высока. Равновесие между ростом и диссоциацией данного кластера зависит от его полной свободной энергии и давления пара на адатом. В зависимости от соотношения между поверхностной энергией пленки ЕА, поверхностной энергией подложки Ев и интерфейсной (граничной между пленкой и подложкой) энергией Е выделяют три механизма роста пленки [15, 17] (см. Рис. 3.): 1) механизм Франка - Ван дер Мерве [72] (слой на слой) имеет место, когда осажденные атомы более сильно притягиваются к подложке, чем друг к другу (ЕА ЕВ + ); 2) механизм Фольмера - Вебера[73] (3D островки) действует, когда осажденные атомы более сильно притягиваются друг к другу, чем к подложке (ЕА Ев + Е ); 3) механизм Странского - Крастанова [74] (слой плюс островок) представляется наиболее общим: в нем слои образуются, начиная с первого, на котором начинают расти островки. В качестве четвертого механизма можно было бы рассмотреть высокотемпературную версию механизма роста «слой на слой», которую называют ростом «поток на ступенях» [18 - 20]. В этом механизме все адатомы диффундируют и прилипают к краям ступеней. Зародышеобразования не происходит на террасах. Различие между механизмами «поток на ступенях» и 2D - зародышеобразованием показано на Рис. 4.
Методы осаждения тонких пленок
Наука осаждения тонких пленок восходит к исследованиям Майкла Фарадея в 1857 г., в которых он создавал тонкие металлические пленки взрывом металлических проволок в вакуумном сосуде. Процессы осаждения тонких пленок можно разделить на физический и химический. Схема этих процессов показана на Рис. 7. Физический процесс складывается из процессов физического осаждения пара (ФОП). Химический процесс складывается из процесса химического осаждения пара (ХОП) и химического растворяющего процесса осаждения. Исторически методики осаждения тонких пленок развивались приблизительно в таком порядке: термически индуцированное испарение (за счет нагревания электросопротивлением, индукционным нагреванием и нагреванием электронным лучом), распыление (диодное, триодное, магнетроыное, ионным лучом), дуговые процессы и, совсем недавно, лазерная абляция. Вообще, в ФОП процессе существуют три основных стадии: а) создание пара материала источника, б) транспорт (передача) пара от источника к подложке (на которую происходит осаждение), в) конденсация пара на подложку для создания собственно тонкой пленки. Эти стадии осуществляются в вакууме, так как процесс испарения требует больших количеств тепла, и если бы присутствовал кислород, то любой металл, в результате химической реакции, образовывал бы оксиды. Кроме того, в отсутствие вакуума столкновения с молекулами газа во время транспорта пара от источника к подложке значительно уменьшили бы скорость осаждения пара. ФОП процесс разделяется на две основных категории: 1) тепловое испарение и 2) напыление. Существуют также смешанные процессы. Тепловое испарение. Процесс теплового испарения включает в себя материалы испаряющего источника в вакуумной камере при давлении ниже 1 х 10"6 Торр (1.3 х 10"4 Па) и конденсацию частиц пара на подложку. Процесс теплового испарения по соглашению называется вакуумным осаждением. В этом процессе тепло передается материалу источника (часто называемому зарядом), чтобы создать облако пара, которое пойдет прямо к подложке.
Достигая подложки, атомы, молекулы и кластеры молекул конденсируются из паровой фазы и образуют твердую пленку. Тепло конденсации поглощается подложкой. В мик роскопических масштабах локализованное нагревание в этом процессе может быть чрезвычайно большим. В связи с этим существует опасность расплавления подложки на начальных стадиях осаждения материала. Поэтому необходимо опытным путем подобрать расстояния между источником и подложкой и скорости осаждения такие, которые позволят осуществить покрытие температурно - чувствительной подложки без расплавления. Существуют несколько методов, с помощью которых тепло может быть подведено к заряду, чтобы его испарить: нагревание с помощью электрического сопротивления (резистивное нагревание), индукционное нагревание и нагревание электронным пучком. К этим тепловым процессам, вообще говоря, относят также осаждение тонких пленок с помощью лазерной абляции и катодно - дуговой метод. Для осаждения тонких пленок наиболее общепринятым является резистивное нагревание. Материалы источника испаряются с резистивно нагретой нити или бота, сделанных из жаростойких металлов таких, как W, Мо или Та с или без керамических покрытий. При косвенном нагревании можно использовать тигли из кварца, графита, глинозема, бериллия, нитрида бора или циркония. При резистивном нагревании электрическая мощность подводится к нити накала, находящейся в полном контакте с зарядом. Часто нить нагревается до 1000М-2000С. Для достаточного термического испарения требуется, чтобы заряд создавал значительное давление пара при рабочей температуре нити. Все материалы испаряются даже при комнатной температуре. Дополнительное тепло просто ускоряет процесс. Давление пара, созданного материалом, при определенной температуре называется равновесным давлением пара. В таблице 1. приведены температуры для эффективного испарения отдельных металлов.
Основные уравнения модели
Сформулируем теперь кинетическое уравнение для плотности адатомов с учетом взаимодействия адатомов с вакансиями. Будем исходить из наиболее общего вида марковского управляющего уравнения параметра порядка, описывающего эволюцию термодинамической системы [113, 114]. При моделировании процессов роста нанокластеров параметр порядка представляет собой локальную плотность вещества. В предлагаемой нами модели такое уравнение описывает эволюцию плотности адатомов n(r,t) на поверхности кристалла в точке с радиус-вектором г в момент времени t. В этом случае оно сводится к простому виду: где К - скорость образования адатомов под действием потока облучения нейтральными частицами, Н - эффективный гамильтониан системы. В рассматриваемой модели функционал Н является термодинамическим потенциалом, и в приближении слабой локальной неоднородности может где V - градиент по пространственным переменным, d х - элемент объема. Физический смысл коэффициентов Д т, a, nv, а, введенных в (29), будет рассмотрен ниже. Чтобы получить уравнение (28) в явном виде, вычислим входящую в него вариацию функционала (29) по п. Легко видеть, что Так как справедливо соотношение в котором справа стоит 8 - функция Дирака от г - г, то можно записать
Преобразуем первое слагаемое в правой части последнего равенства с помощью известного правила интегрирования по частям: Поскольку стоящая под знаком интеграла 8 - функция Дирака от г -г «снимает» интеграл, то окончательно будем иметь где А - оператор Лапласа: A = V2, Подставляя найденную вариацию функционала (29) по п в уравнение (28), выпишем явный вид эволюционного уравнения для плотности адатомов: Уравнение (30), с точностью до знаков перед коэффициентами, применялось для описания эволюции концентрации вещества в первой модели Шлегля [115]. Физический смысл введенных в (29) коэффициентов Д т, о, пу, а (все они считаются положительными постоянными) состоит в следующем. Первое слагаемое в (30) представляет собой диффузионный член, D -коэффициент поверхностной диффузии адатомов. Его зависимость от температуры Т определяется выражением D=Daexp(-EJkBT), где кв -постоянная Больцмана, Ed - энергия активации поверхностной диффузии адатомов, D j=av - коэффициент поверхностной диффузии адатомов при нулевой обратной температуре, а и v - длина и частота перескоков адатомов при поверхностной миграции, соответственно. Второе слагаемое в (30) описывает уменьшение числа адатомов на поверхности кристалла за счет испарения. Величина т представляет собой среднее время жизни ад атома и определяется выражением г=у_1ехр(Дг7), где Еа - энергия адсорбции адатома, Т- температура подложки. Фактически это время миграции адатома по поверхности подложки, в течении которого он перескакивает из одной потенциальной ямы в другую, разделенными потенциальными барьерами высотой Еа, Третье слагаемое в (30) описывает уменьшение числа адатомов на поверхности кристалла за счет их захвата вакансиями (или их комплексами).
Здесь щ - плотность вакансий в приповерхностном слое кристалла, а - среднее число адатомов, захватываемых вакансиями (или их комплексами) [104]. Считая, что изменение конфигурационной энтропии [116] происходит за счет образования вакансий, можно равновесную концентрацию вакансий определить соотношением где EF - энергия образования вакансий, которая является функцией температуры подложки Т. Безусловно дополнительный вклад в энтропию будет идти за счет изменения колебательных частот (согласно модели Эйнштейна), в силу чего в этом соотношении должен быть учтен предэксоненциальный множитель 1 [109]. Предполагая в первом приближении, что энергия образования вакансий является линейной функцией температуры (EF=E -AT, где Е -энергия образования вакансий при 7=0), можно считать, что свободная энергия образования вакансий определяется формулой где S вклад в энтропию образования вакансий, о котором упоминалось выше. Тогда температурную зависимость плотности вакансий, согласно работе [108], определим выражением Значения энергии образования вакансии и предэкспоненциальный множитель в (31) для различных металлов найдены экспериментально и опубликованы
Распределение кристаллитов по размерам в облученных ионами гелия образцах тонких пленок серебра
Интегральная интенсивность дифракционного спектра электронограмм показала, что в пленке серебра преимущественная ориентация плоскости максимальной упаковки (111) проходит параллельно поверхности пленки. Индекс аксиальной текстуры 111 оказался равным Р[111] = 16,5. Это означает, что основную фракцию объема пленки составляют кристаллиты ориентации (220). Под воздействием облучения ионами гелия пленок серебра происходит измельчение кристаллитов. Гистограммы, характеризующие распределение кристаллитов по размерам для ориентации (220) приведены на Рис. 21. а), б), в), г), д), е) при различных температурах (всего бралось 6 значений температур: 25С (комнатная температура), 100С, 150С, 250С, 400"С, 550С - они указаны в правом верхнем углу для каждой гистограммы). По оси абсцисс отложены средние размеры L кристаллитов в нанометрах (пт), по оси ординат процентное содержание кристаллитов данного размера в образце. Сплошные кривые на гистограммах соответствуют логнормальному распределению где о" и Lc - известные параметры логнормального распределения [125], а именно, а - стандартное отклонение случайной величины InL, и lnLc - ее среднее. В таблице 2 сведены значения параметров с, lc, их кр5 вычисленные по экспериментальным данным для каждой температуры. Величина % кр бралась на 5 - процентном уровне значимости. Из таблицы 2 видно, что для каждой гистограммы выполняется неравенство % % кр [126], означающее в целом справедливость подгонки эмпирических распределений кристаллитов по размерам с помощью логнормального распределения. На Рис. 22 и 23. приведены гистограммы и их подгонка логнормальным распределением для ориентации кристаллитов (Ш) и (200), характеризующих полидисперсность облученных образцов пленок серебра. Таким образом, логнормальное распределение средних размеров кристаллитов удовлетворительно согласуется с эмпирическими распределениями, даваемыми гистограммами при рассмотренных температурах. Однако, слабая зависимость распределений от температуры все - таки просматривается. Так гистограмма при температуре 550С проявляет бимодальность распределения по размерам, что можно связывать с увеличением подвижности небольших кристаллитов и развитием коалесцентных процессов. Облучение пленки серебра ионами гелия приводит к образованию в ней радиационных дефектов, таких как газовакансионные комплексы, газовые пузырьки, блистеры (вздутия) и другие виды структурных дефектов.
Морфология поверхности пленок серебра выяснялась методом сканирующей туннельной микроскопии (СТМ) с помощью микроскопа Р - 47. Рис. 24. дает СТМ - изображение поверхности необлученной пленки серебра при комнатной температуре (25С), полученное в результате сканирования по оси абсцисс X контактным методом со скоростью 103134 AYs с шагом 45,36 А. Количество точек по осямХ и Y одинаково и равно NX=NY=256. На Рис. 25. показан токовый спектр, полученный сканированием поверхности пленки вдоль оси X, свидетельствующий об удовлетворительной ее однородности. Перепад высот в токовых единицах составляет всего 0,146 пА. Шероховатость пленки - незначительная (составляет 0,012 пА). Размеры крупных образований на выбранном участке пленки составляют 76,65; 56,51; 75,48; 57,55 (нм). Пикообразность (эксцесс) равен 3,636, то есть в пленке присутствует остроконечность. Облучение поликристаллических пленок серебра при комнатной температуре ионами гелия с энергией 10 кэВ в диапазоне доз (1 - 1012 - 6 1016 ион/см2) с плотностью тока (0,1-0,3) мкА/см2 приводит к измельчению блоков-кристаллитов пленки. Кроме того, немонотонно меняется суммарная плотность двумерных дефектов (микродвойников, дислокаций) внутри матрицы кристаллитов (см. [103, 127]). Морфология поверхности пленки серебра, подвергнувшейся облучению ионами гелия при дозе 10 ион/см , представлена на Рис. 26 Рис. 26. показывает СТМ - изображение поверхности облученной пленки серебра при комнатной температуре (25 С), полученное в результате сканирования по оси абсцисс X контактным методом со скоростью 100547 AYs с шагом 185,2 А. Количество точек по осям X и Y по-прежнему равно NX= NY =256. На Рис. 27. показан токовый спектр, полученный сканированием поверхности пленки вдоль оси X, выявляющий ее неоднородности. Перепад высот возрос по сравнению с необлученной пленкой и в токовых единицах составляет теперь 0,686 пА. 78 Шероховатость пленки составляет 0,028 пА (возросла более, чем в 2 раза). Пикообразность (эксцесс) также возросла до значения 7,771. Размеры крупных образований (блистеров, пор) на выбранном участке пленки составили 705,27 х 562,55; 562,44 х 309,45; 907,73 х 401,00 (нм2).
Количество блистеров на площади 7 х 7 нм оказалось равным примерно 50 шт. Результаты проведенных исследований морфологии серебряных пленок, подвергнувшихся облучению, тесно связаны с изменением электрофизических свойств пленок. В частности, электросопротивление, как функция дозы ионного облучения, исследовалось в [128 - 130], где было показано, что наблюдается рост сопротивления с увеличением дозы ионного облучения, связанный с рамельчением кристаллитов и достигающий насыщения при определенной дозе. Следует заметить, что последующее увеличение дозы может привести к уменьшению толщины пленки, а следовательно, к уменьшению поверхностного электросопротивления пленки (размерный эффект) [131]. 3.5. Выводы к главе 3. Исследована микроструктура тонких поликристаллических пленок серебра, подвергнувшихся облучению ионами гелия с энергией 10 кэВ в диапазоне доз 1-Ю12 4- 5-Ю16 ион/см2 и плотностью тока 0,1 -f 0,3 мкА/см . Исследована морфология поверхности тонких пленок серебра, как необлученных, так и облученных ионами гелия в данном интервале доз. Установлено, что под действием бомбардировки ионами гелия происходит измельчение кристаллитов образца. Облучение поликристаллических «текстурированных» пленок серебра сепарированным пучком ионов Не с энергией Е=10 кэВ в направлении аксиальной текстуры 111 приводит к образованию высокодисперсных структурных неоднородностей в виде; микродвойников, дислокаций, блистеров и других структурных дефектов. В таких дефектах, как поры, накапливаются газовые микропузырьки. Конечная после облучения структура оказывается мелкозернистой. Распределение кристаллитов по размерам подчиняется логнормальному закону распределения. При дроблении кристаллитов часть образующихся дефектов уходит на границы зерен.
