WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


На правах рукописи

Работа выполнена в ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный технический университет»

Научный консультант: академик РАН, доктор физико-математических наук

, профессор Иевлев Валентин Михайлович БЕЛОНОГОВ Евгений Константинович Официальные доктор технических наук, оппоненты: профессор Колмаков Алексей Георгиевич;

доктор физико-математических наук, профессор Косилов Александр Тимофеевич;

СТРУКТУРНЫЕ И СУБСТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ доктор физико-математических наук, профессор Пугачев Анатолий Тарасович С РОСТОМ ТОЛЩИНЫ КОНДЕНСИРОВАННЫХ ПЛЕНОК Ведущая организация Национальный исследовательский технологиНЕОРГАНИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ ческий университет «МИСиС», г. Москва Специальность: 01.04.07 – Физика конденсированного состояния

Защита состоится “18” октября 2011 года в 14-00 часов в конференц-зале на заседании диссертационного совета Д 212.037.06 ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный технический университет» по адресу: г. Воронеж, Московский просп., 14.

АВТОРЕФЕРАТ

С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке диссертации на соискание ученой степени ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный технический университет».

доктора физико-математических наук

Автореферат разослан “___” __________ 2011 г.

Ученый секретарь диссертационного совета Горлов М.И.

Воронеж -20

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

-оксиды (ZnO, LiNbO3, Са10(РО4)6(ОН)2);



Актуальность проблемы Разработка физико-технологических принципов -композиты (углерод-оксид алюминия, алюминий-оксид алюминия).

создания стабильной градиентной структуры - фундаментальная проблема ма- Аналитическое оборудование и методы: исследования субструктуры, фазотериаловедения. Интерес к исследованию пленочных структур, характеризую- вого и элементного состава пленок проводили методами ПЭМ (ЭМ125), ДБЭ щихся пространственной неоднородностью структурных параметров (компакт- (ЭГ-100М), РД (Shimazu 6000), ИК-спектрометрии (AVATAR), оженость, дисперсность, дефектность, текстура, фазовый и элементный состав), электронной спектроскопии (PHI-660), ультрамягкой рентгено-электронной обусловлен перспективой создания функциональных материалов с принципи- спектроскопии (УМРЭС-500), обратного резерфордовского рассеяния и ядер ально новыми свойствами. Недостаток информации о закономерностях струк- отдачи (аналитический комплекс электростатического генератора ЭГ-5 с пучтурообразования, ориентации и морфологического развития конденсированных ком ионов 4He+ энергией 2,3 МэВ). Анализ состояния поверхности и топограпленок в зависимости от их толщины сдерживает создание селективных мем- фию поверхности - методами РЭМ (LEOSUPRA 50 VP) и сканирующей зондобран очистки водорода, тонкопленочных преобразователей солнечной энергии, вой микроскопии на приборе Solver 47 в режимах регистрации атомномодифицированных фольг электролитических суперконденсаторов, синтетиче- силового взаимодействия (АСМ) и сканирующего туннельного микроскопа ских материалов биоимплантатов. (СТМ). Измерение нанотвердости - на нанотвердомере Nano Hardness Tester Работа выполнена в рамках проектов Ведомственной научной программы (CSM Instruments), оценку величины адгезии (прочности сцепления с подлож«Развитие научного потенциала высшей школы» (проект № 37885), Федераль- кой) – методом царапания поверхности образцов на приборе Scratch Tester ной целевой программы «Исследования и разработки по приоритетным на- REVETEST (CSM Instruments).

правлениям развития научно-технологического комплекса России на 2007-2012 Достоверность и обоснованность результатов обеспечены проведением годы» (контракт № 02.513.11.3159), тематического плана НИР университета и комплексных исследований различных классов пленочных систем, полученных поддержана грантами Российского фонда фундаментальных исследований (05- разными методами нанесения, с использованием современных взаимодопол03-96413-р_цчр_а, 06-08-01112-а, 09-08-12097-офи-м, 08-08-99071-р_офи, 08- няющих методов анализа, а также сопоставлением экспериментальных данных 08-00214-а), программой грантов Президента для поддержки научных школ с теоретическими оценками.

(ШН-7098.2006.3 и НШ-4828.2010.3) Научная новизна. В работе впервые прямыми экспериментальными метоЦель и задачи исследования. С целью установления природы эволюцион- дами выявлены закономерности эволюционных процессов, формирующих граных процессов и механизма формирования градиентных структур при росте диентную структуру пленок, конденсируемых в вакууме. Установлено, что:

неорганических пленок решали следующие основные задачи: -рост толщины пленок сопровождается увеличением латеральных размеров -выявление закономерностей изменения субструктуры, ориентации, фазово- зерен и совершенствованием одноосной текстуры вследствие селективного го состава и морфологии фронта роста с увеличением толщины пленок метал- роста и конденсационно-стимулированной собирательной рекристаллизации, лов (Pd, Pd-Cu, Pd-Y), оксидов (ZnO, LiNbO3, Са10(РО4)6(ОН)2), полупроводни- приводящих к формированию градиентной зеренной субструктуры; в пленках ковых соединений (CuInSe2, CdTe) и композитов (C-AlOx, Al-AlOx); состава Cu-47% ат. Pd с увеличением толщины уменьшается доля упорядочен-разработка физико-технологических принципов синтеза соединений в мно- ного твердого раствора.

гокомпонентных пленках (на примере системы Cu-In-Se); установление общих -при эпитаксиальном росте пленок Cu-47% ат. Pd на фторфлогопите эффект закономерностей синтеза CuInSe2 методами ТИ и МР; плазмы магнетронного разряда проявляется в понижении температуры эпитак-установление влияния плазмы магнетронного разряда, условий конденса- сиального роста, многоориентационной эпитаксии неупорядоченного () и упоряции и толщины пленок на их субструктурные и морфологические параметры;

доченного () твердых растворов в ориентационных соотношениях: (001),[110] -установление закономерностей синтеза, фазо-, структурообразования пле- (001),[010]Ф; (001), [110] || (001), [110] ; (001),<110> (110),<111> .

нок сложных оксидов (Са10(РО4)6(ОН)2, LiNbO3) толщиной до 4 мкм, наноси-при конденсации потока (In-Se) на монокристаллические пленки Cu2Se мых методом ВЧМР;

ориентаций (001), (111) и (112) происходит синтез пленок CuInSe2 соответст-разработка физико-технологических принципов создания нанопористых вующих двухосных текстур; образование прослоек кубической фазы в матрице покрытий с высокими значениями открытой пористости и удельной поверхнос тетрагональной кристаллической решеткой одного элементного состава; дести проводящей фазы.

фекты обусловлены сдвигом атомов Cu и In в плоскости (001) на вектор типа Объекты и методы исследования. Объекты исследования - конденсиро1/2 [110];

ванные в вакууме методами ТИ и МР пленки неорганических материалов:

-при конденсации потока (Cu-In-Se) на трехориентационную эпитаксиаль-металлы, твердые растворы, интерметаллиды (Pd, Pd-Cu, Pd-Y);

ную поликристаллическую пленку (110) Мо на фторфлогопите происходит -полупроводники (Cu2Se, CuInSe2, CdS, CdTe);

синтез пленки CuInSe2 с двухосной текстурой [221], что объясняется «тройной Основные положения, выносимые на защиту.

симметрией» субструктуры пленки (110) Мо; 1. При конденсации в вакууме Pd и сплавов на его основе с увеличением -стохастический рост пленок систем углерод - оксид алюминия и Al - оксид толщины пленок происходит увеличение латеральных размеров зерен и совералюминия обеспечивает формирование открытой пористости и увеличение шенствование одноосной текстуры вследствие селективного роста и конденсаудельной свободной поверхности в 105 раз. Пористость возрастает вследствие ционно-стимулированной собирательной рекристаллизации, приводящих к эффекта экранирования объема конденсата, расслоения фаз, формирования формированию градиентной зеренной субструктуры; в пленках состава Cu-47% фрактальной субструктуры и наноструктурных элементов (наноленты, нанот- ат. Pd с увеличением толщины уменьшается доля упорядоченного твердого рубки, вискеры); раствора.

-латеральные неоднородности фазового состава, текстуры и рельефа пле- 2. При эпитаксиальном росте пленок Cu-47% ат. Pd на фторфлогопите нок, обусловленные пространственной неоднородностью плазмы магнетронно- эффект плазмы магнетронного разряда проявляется в понижении температуры го разряда, наиболее сильно проявляются в пленках сложных оксидов эпитаксиального роста, многоориентационной эпитаксии неупорядоченного () и (Са10(РО4)6(ОН)2, LiNbO3) и выражены в металлических пленках; упорядоченного () твердых растворов в ориентационных соотношениях:

-с увеличением толщины пленок твердых растворов на основе палладия, ок(001),[110] (001),[010]Ф; (001), [110] || (001), [110] ; (001),<110> сида цинка, сложных оксидов, композитов углерод - оксид алюминия и Al - ок- (110),<111> .

сид алюминия морфология их фронта роста характеризуется монотонным уве3. При конденсации потока (In-Se) на монокристаллические пленки Cu2Se личением шероховатости поверхности; общей закономерностью изменений ориентаций (001), (111) и (112) происходит синтез пленок CuInSe2 соответстрельефа пленок с ростом их толщины служит увеличение латеральных размевующих двухосных текстур; образование прослоек кубической фазы в матрице ров и анизотропии зерен вследствие возникающих по механизму эволюционс тетрагональной кристаллической решеткой одного элементного состава; деной селекции аксиальных текстур <111> ГЦК и [0001] ГПУ.

фекты обусловлены сдвигом атомов Cu и In в плоскости (001) на вектор типа Практическая значимость. Разработаны физико-технологические подходы:

1/2 [110]. При конденсации потока (Cu-In-Se) на трехориентационную эпитак-создания градиентных структур, реализации вариантов фазового состава и орисиальную поликристаллическую пленку (110) Мо на фторфлогопите происхоентации пленок Pd и сплавов на его основе; запатентован способ создания мемдит синтез пленки CuInSe2 с двухосной текстурой [221], что объясняется «тройбран для селективного пропускания водорода из металлических фольг;

ной симметрией» субструктуры пленки (110) Мо.

-синтеза одно- и двухориентационных эпитаксиальных пленок CuInSe2; мо4. Стохастический рост пленок систем углерод - оксид алюминия и Al - нокристаллических пленок CuInSe2 на поликристаллическом подслое (110) Мо;

оксид алюминия обеспечивает формирование открытой пористости и увеличе-нанесения нанокристаллических пленок сложных оксидов методом ВЧМР;

ние удельной свободной поверхности в 105 раз. Пористость возрастает вследстразработан и запатентован способ создания компактных прочных пленочных вие эффекта экранирования объема конденсата, расслоения фаз, формирования покрытий из нанокристаллического гидроксиаппатита;

фрактальной субструктуры и наноструктурных элементов (наноленты, нанот-модификации поверхности фольг нанесением в вакууме покрытия из комрубки, вискеры).

позиционного материала; разработан и запатентован способ модификации по5. Латеральные неоднородности фазового состава, текстуры и рельефа верхности фольг электролитических конденсаторов;

пленок, обусловленные пространственной неоднородностью плазмы магне-запатентован композиционный материал, в состав которого входит углерод тронного разряда, наиболее сильно проявляются в пленках сложных оксидов в виде наночастиц, для модификации фольг электролитических конденсаторов.

(Са10(РО4)6(ОН)2, LiNbO3) и выражены в металлических пленках.

Показана принципиальная возможность изготовления устойчивых к дегра6. С увеличением толщины пленок твердых растворов на основе палладации пленочных солнечных элементов FTO/CdS/CdTe/Cu/ITO. Определены дия, оксида цинка, сложных оксидов, композитов углерод - оксид алюминия и значения толщины слоев Cu и CdTe, обеспечивающие оптимальные характериAl - оксид алюминия морфология их фронта роста характеризуется монотонстики солнечных элементов. Получены новые экспериментальные данные о завиным увеличением шероховатости поверхности.

симости свойств пленочных гетероструктур от толщины слоев.

Апробация работы Результаты работы были представлены на следующих Экспериментальные результаты, разработанные подходы и способы могут научных конференциях и семинарах:

быть использованы при разработке технологических процессов модификации 7th Inter. Conf. on Vacuum Metallurgy (Tokyo, 1982); I Всесоюзной конференции поверхности фольг электролитических конденсаторов, создания мембран для "Структура и свойства границ зерен" (Уфа, 1983); IV Всесоюзной конференции по сверхвысокой очистки водорода, создания тонкопленочных фотоэлектрических текстурам и рекристаллизации в металлах и сплавах (Горький 1983); III Всесоюзном преобразователей, создания компактных прочных пленочных покрытий из гидсовещании "Физика и технология широкозонных полупроводников" (Махачкала, роксиаппатита для биоимплантатов.

1986); МНК “Слоистые композиционные материалы-98” (Волгоград, 1998); XYII ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Российской конференции по электронной микроскопии (Черноголовка, 1998); V Во введении обоснована актуальность работы, сформулирована цель, покаМНК “Пленки и Покрытия-98” (С.-Петербург, 1998); IX, X, XYII Российских конзаны научная новизна, практическая значимость результатов работы и положеференциях по растровой микроскопии и аналитическим методам исследования тверния, выносимые на защиту, перечислены используемые в работе подходы и осдых тел (Черноголовка, 1995, 1997, 1998); International conference MPGL 99 Modificaновные этапы исследования.

tion of properties of Surface Layers of Non-Semiconducting Materials Using Particle Первая глава содержит обзор физико-технологических принципов и заBeams (Sumy, Ukraine, 1999); Y МНК “Теоретические и экспериментальные основы кономерностей формирования градиентной структуры пленок, а также полусоздания новых высокоэффективных химико-технологических процессов и оборудоченные нами экспериментальные результаты исследования субструктурных и вания” (Иваново, 2001); XII Российском симпозиуме по РЭМ и аналитическим метоориентационных изменений при росте конденсированных пленок Pd и спладам исследования твердых тел (Черноголовка, 2001); МНК “Кристаллизация в нановов на его основе. Экспериментально наблюдаемую столбчатую морфологию системах” (Иваново, 2002); 14 МНК по тонким пленкам (ISTFE-14), (Харьков, Укроста пленок хорошо описывает зонная диаграмма Торнтона, которая развираина, 2002); 6th International Workshop "Fullerenes and atomic clusters" (S.- Petersburg, вает известную модель Мовчана и Демчишина. Предложенная Ван дер Дриф2003); Международном междисциплинарном симпозиуме "ФиПС-03" (Москва, том геометрическая модель основана на доминировании кристаллитов, ориен2003); 5 Международной конференции (Воронеж, 2003); Международной НТК тированных кристаллографическими направлениями с высокой скоростью «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технороста в направлении свободной поверхности. Вепрек и другие сформулировалогий (МНТ-VII)» (Обнинск, 2003); МНК "Актуальные проблемы физики твердого ли структурные принципы создания сверхтвердых нанокомпозиционных плетела" (Минск, 2005); I МНК «Деформация и разрушение материалов» (Москва, нок - бездефектные нанокристаллы в аморфной матрице. В основе большин2006); VII Международном симпозиуме «Нелинейные процессы и проблемы самоорства моделей структурных зон (МСЗ) лежит зависимость структуры от техноганизации в современном материаловедении» (Воронеж, 2007); МНК «Актуальные логических параметров нанесения пленок: температура подложки; давление проблемы физики твердого тела» (Минск, 2009); V МНК «Кинетика и механизм крирабочего газа; пересыщение; удельная энергия и степень ионизации конденсталлизации» (Иваново, 2008); Всероссийском совещании «Биокерамика в медицисируемого потока; сегрегация примесей на границах зерен. МСЗ неприменине» (Москва, 2006); III, IV и V Всероссийских НТК «Физико-химические процессы в мы для эпитаксиальных систем, систем с химическим взаимодействием комконденсированных средах и на межфазных границах» (Воронеж, 2006, 2008, 2010);

понентов, твердых растворов. МСЗ не учитывают эволюцию структуры плеIII МНК «Современные методы и технологии создания и обработки материалов» нок с ростом толщины слоя. А именно, с увеличением толщины пленки про(Минск, 2008); XVI Российском Симпозиуме по РЭМ и аналитическим методам исисходят структурные изменения в объеме и у свободной поверхности.

следования твердых тел (Черноголовка, 2009); V МНК «Кинетика и механизм криПриведены результаты исследования субструктусталлизации» (Иваново, 2008); НК «Нелинейные процессы и проблемы самоорганиры вакуумных конденсатов палладия, нанесенных мезации в современном материаловедении» (Воронеж, 2009); XXI Всероссийском сотодами электроннолучевого испарения (ЭЛИ) и магвещании по функциональным покрытиям» (С.-Петербург, 2010); XXIII Российской нетронного распыления (МР) на неориентирующие конференции по электронной микроскопии (Черноголовка, 2010); IV МНК «Совреподложки фторфлогопит и пластины термически менные методы и технологии создания и обработки материалов» (Минск, 2010).

окисленного кремния при температуре подложки (Тп) Публикации. По теме диссертации опубликовано 45 научных работ, в том в интервале 300-1220 К.

числе 30 - в изданиях, рекомендованных ВАК РФ, и 4 патента РФ.

Субструктура и текстура толстых пленок, нанеВ работах, опубликованных в соавторстве и приведенных в конце авторесенных методом ЭЛИ. У межфазной границы с подложферата, личный вклад автора состоит в следующем: [1, 5-8, 11-13, 15, 16, 18, кой пленки имеют нанокристаллическую субструктуру – 28-45] -постановка задач, проведение эксперимента, обработка, анализ данвысокодисперсный слой образован нанокристаллами, ных и формулировка выводов; [2-4, 14,] - проведение электронномикроскопиразмеры которых в интервале 10-50 нм (рис. 1).

ческого исследования, обсуждение результатов и формулировка выводов; [9, Рис. 1. Структура пленок палладия у подложки (а) и у сво10, 17, 19, 20, 21-27] - проведение исследования методами электронной, расбодной поверхности (б, в) пленок толщиной 4 (а, б) и 7,5 мкм (в), тровой и зондовой микроскопии, обсуждение результатов.

сконденсированных на неподогреваемых поверхностях SiO2/Si Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, При ЭЛИ на неподогреваемой поверхности окисленного кремния формируютвыводов, заключения, и списка литературы из 413 наименований. Основная ся пленки с предельно высокой дисперсией размеров произвольно ориентированчасть работы изложена на 305 страницах, содержит 135 рисунков и 10 таблиц.

ных кристаллитов. У свободной поверхности пленки толщиной 4 мкм имеют изображении являются сетки дислокаций (СД), двойники (Д) и дефекты упакрупноблочную (2-5 мкм) структуру. В пределах блоков выявляется субструктура ковки (ДУ). Наклоненные к плоскости изображения ДУ, вызывают появление мелких зерен (~0,2-0,6 мкм). На ПЭМ изображении видны прямолинейные и криконтуров экстинкции (КЭ).

волинейные границы кристаллов, которые отвечают двойниковой и произвольной ориентациям соседних блоков. Контраст изображения на границах блоков указыРис. 3. РЭМ (а, б) вает на разную кристаллографическую ориентацию блоков. Напротив, отсутствие и ПЭМ (в) изображетакого контраста у границ мелких зерен - на одинаковую ориентацию. На электрония пленки PdCu (нограмме (рис. 1 б) дифракционные кольца не имеют азимутальных пучностей, а мкм) выращенной на соотношение интенсивностей дифракционных максимумов 111 и 220 увеличено в Si/SiO2 Тп=600 К пользу последнего, что свидетельствует об аксиальной текстуре <111>. У свободПрофильное ной поверхности пленки толщиной 4 мкм одноориентационные зерна палладия темнопольное в формируют крупные блоки.

пучке 111 ПЭМ изоЭволюция субструктурных параметров с толщиной слоя (образование градибражение у свободентной структуры) обусловлена реализацией механизма эволюционной селекной поверхности ции зерен в процессе роста кристаллитов и конденсационно–активируемой пленки (рис. 4) вырекристаллизацией в процессе роста.

являет субструктуру На рис. 2 представлены ПЭМ изображения и фрагменты ДБЭ пленок паллаблоков твердого дия у подложки и у свободной поверхности пленки толщиной 9 мкм, сконденраствора. Анализ субструктуры пленок палладия толщиной 0,1 мкм и 4,5мкм, сконсированной на поверхности окисленного кремния при 900 К. На межфазной денсированных при Тп=700К на поверхности окисленного кремния, показал, что границе с подложкой пленка имеет крупноблочную структуру, в пределах тонкие пленки палладия имеют произвольную ориентацию, а толстые пленки у своблоков хорошо различимы мелкие кристаллиты. У свободной поверхности бодной поверхности образованы крупными (интервал латеральных размеров 0,3 – реализуется исключительно крупнозернистая структура. Размеры блоков в 1,0 мкм) зернами с высокой плотностью дислокаций. С увеличением толщины интервале - 4-7 мкм. Увеличение Тп на неориентирующей подложке сопровопленки палладия на поверхности SiO2 происходит совершенствование аксиальной ждается уменьшением дисперсности приграничной с подложкой области текстуры и увеличение среднего размера зерен. На неориентирующей поверхности с пленки и оставляет без изменения дисперсность кристаллитов приповерхноувеличением толщины происходит уменьшение дисперсности пленки и усиление стного слоя (рис. 2). Формирование одноосной текстуры <111> происходит на одноосной текстуры <111>.

всю толщину слоя. Разрастание крупных блоков происходит с ростом толщиРис. 4. Темнопольное ПЭМ изобраны слоя вследствие рекристаллизации по механизму эволюционной селекции.

жение профиля пленки твердого раствоРис. 2. Структура Pd у ра PdCu толщиной 6 мкм, выращенной подложки (а) и свободной пона поверхности Si/SiO2 при Тп=600 К верхности (б) пленки толщиной 9 мкм, сконденсированПо данным РД и ДБЭ после ной при Тп=900 К на SiO2/Si утонения пленок Pd-Cu на фторфлогопите толщиной 6 мкм, осажденСубструктура и текных без нагрева подложки, содерстура пленок, нанесенжание фазы твердого раствора ных методом МР. Методика «cross-section»1 позволила визуализировать поPdCu в составе пленки преобладает степенное изменение структуры и субструктуры пленки в направлении от над фазой. На электронограммах подложки к свободной поверхности (рис. 3 б, в). С увеличением толщины от утоненных образцов (были испленки формируется крупноблочная структура. Размеры субзерен увеличиваследованы слои у границы с подются, но с толщины ~1.5 мкм увеличение вертикальных размеров преобладает ложкой) интенсивность линий 110 над латеральным ростом; реализуется столбчатая морфология роста. Основными субструктурными элементами на профильном светлопольном ПЭМ и 111 практически одинакова, что свидетельствует о равном содержании кристаллитов и фаз в нижних слоях пленки. С увеличением толщины пленки Pd-Cu уменьшается доля -фазы при одновременном возрастании на Препарирование образцов проведено специалистами ООО «СМА».

верхности. Этот факт обусловлен отторжением примеси к свободной поверх1% параметра ОЦК решетки. Исходно двухфазная пленка, представляющая ности пленки.

собой смесь кристаллитов, в основном упорядоченной -фазы и в значительно меньшей доле -фазы, в результате термообработки становится монофазной.

Рис. 6. ПроПараметр кристаллической решетки -фазы заметно уменьшается и составляфильные ПЭМ изоет а=0,375 нм, что в точности совпадает со значением, определенным по закображения пленки ну Вегарда для массивного сплава Pd-Cu распыляемой мишени. Pd-Y толщиной 6,мкм на поверхноНа поверхности неподогретых пластин фторфлогопита тонкие плёнки Pdсти SiO2/Si при Y (как и пленки Pd-Cu) имеют нанокристаллическую структуру. Размер проТп=330 К; пленка с извольно ориентированных зёрен не более 20 нм. В интервале Тп= 600-800 К подложкой (а), у получены двухфазные пленки: одноориентационные кристаллы (двухоссвободной поверхная текстура 111) твердого раствора Pd-Y. По данным РД в толстых конденности (б), у подсатах доля Y и его оксидов незначительна и все основные пики (рис. 5) соложки (в), прямое ответствуют твердому раствору Pd-Y с параметром ГЦК решётки а=0,3разрешение атомнм, т.е. больше на 1,5% по сравнению с чистым палладием. По данным ДБЭ в ных плоскостей ГЦК и ГПУ критонких (до 100 нм) пленках твердого раствора увеличение параметра ГЦК сталлических решеток решётки Pd не более 0,5%. Следовательно, растворимость иттрия выше в толстых конденсатах твердого раствора Pd – Y.





Прямое разрешение атомной структуры на микрофотографии (рис. 6 г) от области пленки у свободной поверхности демонстрирует бездефектные криРис. 5. Фрагменты РД мишени Pd-8%ат.Y (а) и пленки толсталлиты палладия и иттрия в интервале размеров 3 – 15 нм. У свободной пощиной 6 мкм (б), сконденсированной на SiO2 при Тп=800 К верхности пленка Pd–Y сохраняет эвтектический состав и высокую дисперсНа рис. 6 представлены светлопольные ПЭМ изоность, а в пленках твердого раствора PdCu доля эвтектики с ростом толщины бражения, полученные после утонения скользящим убывает и дисперсность снижается, следовательно, для реализации процесса рекионным пучком пленки твердого раствора Pd - Y. Выристаллизации сплава Pd–Y конденсационно-стимулированной диффузии несокодисперсная пленка не имеет четких морфологичедостаточно. С ростом толщины в пленке твердого раствора Pd–Y формируетских признаков анизотропного роста, однако в направся высокодисперсная градиентная структура. Избыток нерастворенного иттрия лении подложка - свободная поверхность можно замеотторгается из решетки твердого раствора и происходит его сегрегация у свободтить закономерное расположение анизотропных субзерен размерами 0.1-0.ной поверхности. Рекристаллизация твердого раствора происходит непрерывно в мкм, которые содержат изотропные кристаллиты со средним размером ~процессе роста пленки, поэтому укрупнение кристаллитов и совершенствование нм. У подложки субзерна образуют столбчатую структуру, а ближе к поверхсубструктуры в нижних слоях наиболее заметны.

ности расположены почти произвольно. Нанокристаллическая субструктура В разделе 1.3 приведены результаты исследования пленок на ориентипленки характеризуется четкими кристаллическими границами в нижних слорующих подложках. В интервале 1170-1230К на поверхности фторфлогопита ях пленки, а у свободной поверхности выделить области когерентного рассея(Ф) методом ЭЛИ получены эпитаксиальные пленки палладия (рис. 7).

ния сложно. Рекристаллизация протекает интенсивно в нижних слоях конденРис. 7. Структура и ориенсата, а у свободной поверхности реализуется аморфно-нанокристаллическая тация пленки Pd (9мкм), ЭЛИ структура пленки. Методика «cross-section» иллюстрирует (см. рис. 6 б, в) попри Тп=1170К на Ф: у подложстепенное изменение структуры и субструктуры пленки в направлении от ки (а, б), в объеме (в, г) и у поподложки к свободной поверхности. На изображении пленки у межфазной верхности (д, е) границы с подложкой в пределах кристаллитов присутствуют муаровые картины, свидетельствующие о разориентации соседних кристаллитов и позво- Двухосная текстура соляющие оценить их размеры. У свободной поверхности пленки зерногранич- ответствует ориентационная структура не выявлена. Методом электронно-зондового микроанализа ус- ному соотношению: (111), тановлено, что при среднем значении концентрации Pd - 93±4 и Y - 6.5 ±[110]Pd || (001), [010]Ф (1).

ат%, содержание Y непрерывно растет по направлению от подложки к поНа межфазной границе с подложкой и у свободной поверхности текстура (1) характеризуется азимутальным размытием, а в объеме пленки наиболее совер- раженной столбчатой структурой. Латеральные размеры элементов структуры шенна. Субструктура эпитаксиальных пленок эволюционирует с толщиной изменяются с толщиной слоя от 0,2 мкм у подложки до 0,5 мкм у свободной слоя в меньшей степени, чем произвольно ориентированных. поверхности, где они образуют столбчатую структуру с неизменным по высоНа рис. 8 представлены ПЭМ изображения и фрагменты ДБЭ, которые характе- те диаметром «столбов».

ризуют субструктуру пленок Pd толщиной 0,1 мкм и 4,5 мкм в приповерхностном Рис. 10. РЭМ-изображение слое, сконденсированных при Тп=700 К на Ф. Тонкие пленки, полученные МР, границы разрушения имеют малодефектную субструктуру и двухосную текстуру (1), средний размер плёночного образца Pd толщизерен около 0,5 мкм, заметная часть кристаллитов имеет произвольную ориентацию.

ной 2,5 мкм, полученного методом МР при Тп = 300 К Рис. 8. Субструктура и ориентация пленок Pd толщиной 0,1 (а, б) и 4,Субструктура пленки – мкм у свободной поверхности (в, г), пирамидальные блоки (субсконденсированных при Тп=700К на зерна) объединяют высокоповерхности Ф; МР дисперсные текстурированТолстые эпитаксиальные ные кристаллиты, размеры пленки у свободной поверхности которых на порядок величины меньше субзерен. Развитие субструктуры с образованы крупными (более 2 увеличением толщины состоит в увеличении размеров зерен и субзерен в мкм) зернами с высокой плотно- пределах анизотропной блочной структуры. Отношение шероховатости постью дислокаций. Наряду с (1) верхности к среднему размеру зерен мало изменяется с ростом толщины присутствует двухосная текстура, пленки. Конденсационно-стимулированные субструктурные изменения с ростом реализующая три эквивалентные толщины пленок идут непрерывно в исслеазимутальные ориентации в плоскости подложки: дуемом интервале толщин.

Рис. 11. Электронограмма (а), микрофо(11 2 ), [110] Pd || (001), [010], [110], [110] Ф (2).

тография (б) пленки, сконденсированной на Ф На рис. 9 приведены ПЭМ изображения и фрагмент электронограммы профипри Тп=800 К ля (в плоскости (011)) пленки Pd толщиной 4,5 мкм в ориентации (1) на фторфлоПараметры структуры пленок, нанесенгопите. Зерно палладия в форме столба прорастает на всю толщину пленки (рис. ных методами ТИ и МР, характеризуются а), рост зерна происходит в кристаллографическом направлении [111].

градиентом структуры по толщине пленки, Рис. 9. Cross-section ПЭМ изображено для пленок на ориентирующих подложние (а, в) и фрагмент электронограммы ках это менее выражено. Специфика метода (б) пленки Pd (4,5 мкм), сконденсированМР по сравнению с ЭЛИ – снижение темной при Тп=700К на Ф; МР пературы эпитаксиального роста и увеличеРегулярная сетка дислокаций на ние дисперсности пленок.

межкристаллитных границах свидеДля пленок Pd-Cu при Тп=800К хательствует о высоком совершенстве рактерны многоориентационные эпитаккристаллической структуры. Для плесиальные структуры -фазы (рис. 11) с нок Pd, полученных методом МР, ханезначительным содержанием -фазы, рактерна меньшая температура эпитакнаходящейся в закономерных ориентационных соотношениях с первой. Для сиального роста по сравнению с метофазы наблюдали три преимущественные ориентации при параллельности градом ЭЛИ, что обусловлено большей ни (001) базисной плоскости фторфлогопита: (001), [110] (001), энергией и частичной ионизацией конденсируемого потока.

На рис. 10 представлено РЭМ изображение излома пленки палладия [100],[310], [3 10] Ф (3), с несоответствием межплоскостных расстояний толщиной 2,5 мкм, нанесенной методом МР на фторфлогопит без нагрева 5,8%.

подложки. Такие слои отличаются развитой морфологией поверхности и вы Эквивалентность трех азимутальных ориентаций приводит к формированию Установлено, что при МР и последовательной конденсации металлов Pd, Cu поликристаллических структур с «тройной симметрией» ориентации зерен. Хоро- на фтофлогопит происходит формирование пленки упорядоченного твердого расшо выраженные пучности на кольцах -фазы отвечают ориентационным соотно- твора PdCu, кристаллиты фазы ориентированы в плоскости подложки с соблю шениям: (110),<111> (001),<110> (4). С учетом двойниковых позиций - дением соотношения: (110), [11 0] (001), [010], [310], [310] Ф (5).

фазы эти соотношения объясняют все 36 пучностей на кольце 111 (см. рис. 11 а). В пленке не реализуется эпитаксиальное ориентационное соотношение (3). ОриДля эпитаксиальных пленок -твердого раствора характерно наличие незавершен- ентация (5) отвечает мозаичной субструктуре с «тройной симметрией» - три эквиваных слоев (111) (как и для пленок чистых металлов), о чем свидетельствуют четкие лентные ориентации {110} ОЦК решетки фазы.

систематические отражения в положениях типа 1/3(422) и 2/3(422). В матрице - При МР плазменное ассистирование приводит к формированию двухосных текфазы видны ориентированные по его направлениям <110> анизотропные зерна - стур в двухфазной пленке твердого раствора с соблюдением ориентаций (3) и (4).

фазы (рис. 12).

При нанесении пленок Pd-Cu такого же элементного состава и в том же интерРис. 12.

вале Тп, но методом ТИ, для зерен неупорядоченной фазы наблюдали ориентационЭлектронограмма ные соотношения (1) и (2) и произвольную ориентацию упорядоченной фазы.

(а) и микрофотоЭпитаксиальный рост пленок твердого раствора Pd-Cu при ТИ начинается с графия (б) пленки Pd-Cu; МР, Ф, Тп>700К. Ориентированная кристаллизация пленок твердого раствора Pd-Cu при Тп=900 К МР начинается с Тп ~ 500К образованием преимущественно одноосных текстур фазы: основная доля - <111>, в небольшом количестве - <001>. ПоВ условиях вышение Тп до 650К приводит к образованию практически однофазных структур (МР стабильные фаза), и наряду с увеличением размера зерна проявляются нечетко выраженные результаты по двухосные текстуры.

фазовому составу и микроструктуре пленок на фторфлогопите можно получить в интервале Тп Рис. 14. Электронограмма (а) и 550-800К, где формируются многоориентационные эпитаксиальные структуры - ПЭМ изображение (б) пленки сплава 47 ат. % Pd-Cu; МР, Ф, Тп = 900 К фазы. При Тп около границы фазового перехода приводит к формированию в пределах пленки неоднородных структур как по фазовому составу, так и по ориентаДля пленок сплава Pd - Cu на ции. Размерный эффект проявляется в стабильности -фазы в тонких пленках.

Ф выявлена зависимость структуры Субструктура толстых пленок и ориентации от пространственной PdCu. Нижние слои пленки (на неоднородности плазменного размежфазной границе с подложряда. Четкость азимутальных орикой) всегда высокодисперсные ентаций кристаллитов и субструктура пленок при одной и той же Тп зависят от по(0,05-0,2 мкм), произвольно ориложения подложки относительно плазменного разряда магнетрона. Для пленок хаентированы и двухфазны по сорактерны три одноосные текстуры: сильные - <111> , <001> и слабая <110>. На ставу (рис. 13 а, г).

подложке, удаленной от зоны эрозии мишени, реализуется только ориентация (111), Рис. 13. ПЭМ изображения и ДБЭ [11 0] (001), [010] Ф (6); над зоной эрозии помимо ориентации (6) значительная «на отражение» от нижнего (а, г) и верхнего слоя (б, в, д, е) пленок PdCu (6 мкм), часть кристаллитов ориентирована в трех эквивалентных позициях, отвечающих совыращенных на поверхности SiO2/Si (а-в) отношению (5), а над центром магнетрона основная часть пленки имеет ориентацию и Ф (г-е) при Тп=400 К (3). Эффект плазмы проявляется в смене преимущественной ориентации пленок.

При МР обнаружена зависимость фазового состава и текстуры пленок от У свободной поверхности реализуется сильная аксиальная текстура <111>, удельной мощности магнетрона; с ее ростом в пленках Cu-Pd 47-50ат.% при латеральные размеры кристаллитов в интервале 0,2-0,8 мкм. Верхний слой Тп =850-900К исчезает ориентация (1) неупорядоченной фазы, а преимущественпленки образован крупными кристаллитами с развитой субструктурой – ной становится ориентация: (001), [110] (001), [010] Ф (7).

двойники, дефекты упаковки, межфазные и межкристаллитные границы.

Ориентация (7) для материалов с ГЦК решеткой ранее не наблюдалась. С уче- Эффект плазмы вызывает многоориентационное зарождение, фазообразоватом реализации соотношения (3), т.е. параллельности грани (001) базисной плос- ние, увеличение дисперсности и дефектности пленки.

Толстые пленки Cu-47 ат.% Pd, выращенные методом МР при Тп менее кости Ф, ориентационное соотношение (7) для фазы можно объяснить как ре800 К, имеют градиентную структуру, характеризующуюся увеличением на зультат наследования его кристаллитами фазы при превращении. На напорядок величины среднего размера кристаллита в направлении от межфазчальной стадии роста пленки происходит формирование фазы с соблюдением ной границы с подложкой к свободной поверхности. Кристаллиты заметно ориентационного соотношения (3), а по мере роста конденсируемого слоя происувеличивают латеральные размеры при толщине слоя до 2 мкм, а в дальходит превращение, которое приводит к ориентации (7).

нейшем наблюдается столбчатый рост. Формирование градиентной структуры Возможно, что эффект плазмы при магнетронном распылении проявляется в обусловлено селективным ростом кристаллитов сплава. На неориентирующих инициировании зарождения фазы сразу в ориентации плоскостью (001) паралподложках это приводит к формированию аксиальной текстуры.

лельно поверхности Ф. В пользу этого вывода свидетельствует анализ фазового соМорфология толстых пленок. Рельеф пленок на границе с подложкой костава дискретных пленок 47 ат. % Pd-Cu, полученных при разных значениях пирует рельеф подложки (рис. 15). Дисперсность пленок увеличивается вследудельной мощности магнетрона. Совместное существование и фаз на наствие многопозиционного зарождения на поверхности NaCl и Ф.

чальной стадии роста пленки вызывает более широкий набор преимущественных В пленках, сконденсированных на поверхности кремния и SiO2, дисперсориентаций островков пленки. Установлено, что увеличение удельной мощности ность на внешней границе снижается практически в 100 раз вследствие анизомагнетрона приводит к одноосной азимутальной текстуре типа <001> в пленках Pd, тропного роста зерен и -фазы. На примере пленок Pd и его сплавов устачто указывает на эффект плазмы в зарождении новлено: упорядочение сплава в тонких пленках, по сравнению с толстыми, прои росте пленки. Выявлен эффект плазмы в исходит в более широком температурно-концентрационном интервале; ориентацисмене преимущественной ориентации пленок онные соотношения пленка-подложка отличаются бльшим набором двухосных упорядоченного твердого раствора в температекстур в случае использования МР, по сравнению с пленками, полученными ТИ;

турно-концентрационной области фазобльший набор двухосных текстур отличает тонкие пленки от толстых, поскольку в вого превращения.

последних реализуется принцип эволюционной селекции.

Рис. 15. Топография поверхности пленки Pd-Cu Субструктурные изменения в толстых пленках обусловлены непрерывно (6 мкм), осажденной при Тп=720К на Ф (а,б), NaCl происходящими процессами: кристаллизация, рекристаллизация, синтез, упо(в,г), Si (д,е) и SiО2 (ж,з); со стороны подложки (а, в, рядочение. Столбчатая структура конденсата – результат самореализации сед, ж) и у свободной поверхности (б, г, е, з); на вставлективного роста; градиент фазового и элементного состава в пленке возникаках гистограммы распределения высоты рельефа в ет вследствие синтеза и фазовых превращений; конденсационнопределах сканируемого участка стимулированные субструктурные превращения с ростом толщины происхоПри МР в пленках Pd-Cu реализуются додят непрерывно в исследуемом интервале толщин; максимальный градиент полнительные ориентации, подавляются ориенвозникает в нижних слоях пленки; существует пороговое значение толщины тации, свойственные эпитаксиальным плёнкам слоя, после которого латеральные размеры зерен остаются постоянными и металлов. С ростом толщины конденсируемого реализуется столбчатая морфология роста.

слоя происходит фазовое превращение, Во второй главе рассмотрены закономерности синтеза, субструктуры и реализуется эпитаксия фазы в ориентации (7).

ориентации пленок Cu2Se и CuInSe2. Установлено, что тонкие пленки Cu2Se, Совокупность воздействий компонентов плазмы, синтезированные при совместном ТИ и конденсации Cu и Se в вакууме на полокализованной у поверхности распыляемой верхностях (001), (110) и (111) кристалла NaCl при Тп=500 – 700 К монокримишени, создает неоднородные условия роста стальные с соблюдением параллельной ориентации кристаллических решеток пленки в пределах подложки.

или крупноблочные с незначительной азимутальной разориентацией. Синтез Инициирующие факторы МР: ионизация монокристаллических пленок Cu2Se происходит при Тп= 600750К.

части конденсируемого потока атомов; бомбардировка подложки и растущей пленки высокоэнергетичными (400-600 эВ) электронами; накопление отрицательного потенциала на подложке; широкий спектр поступающего на подложку некогерентного излучения плазмы.

При одновременном ТИ Cu, In, Se и конденсации в вакууме происходит правления [201] [021] и [110] образуют углы 60.20 и 59.60, т.е. близкие к 600, синтез пленок CuInSe2, кристаллизующихся в тетрагональной решетке хальчто отвечает «тройной симметрии» субструктуры исходной пленки Cu2Se.

копирита и кубической решетке сфалерита. Кристаллы ГЦТ и ГЦК фаз форПоследовательной конденсацией были сформированы пленочные гетеросимируют на поверхности подложки нормальные одноосные текстуры [221] и стемы Ф - Мо – CIS. Эпитаксиальные пленки (110) Мо имели субструктуру с <111>, соответственно. На «тройной симметрией: (110), [001]Мо II (001),[100], [210], [210]Ф (8). Зерна электронограмме (рис. 16 б) пленки CIS наряду с произвольной ориентацией имеют хорошо выраженную присутствуют дифракционные двухосную текстуру: (112), [110] CIS II (110), [001] Мо (9). По мере увеличения максимумы, соответствующие толщины пленки возрастает степень совершенства текстуры.

узлам обратной решетки /3 и /3 (422) ГЦК, что свидетельстРис. 17. Микровует о незаполненных слоях структура (а) CIS{111} на свободной поверхнопленки толщиной сти кубической фазы или вы- нм, синтезированной на (001) NaCl при сокой плотности дефектов Тп=620 К, общая элекупаковки.

тронограмма (б), инРис. 16. ПЭМ изображения (а, в) дексация узлов обрати фрагменты ДБЭ (а, б) CIS-пленки ной решетки (в) и дитолщиной 100 нм, синтезированной фракция с выделенноконденсацией Cu-In-Se на фторфлого участка пленки гопите при Тп=670 К (вставка).

Азимутальное совпадение пучностей на дифракционных кольцах кубичеСубструктура ской и тетрагональной фаз свидетельствует об их параллельном сопряжении в тонких пленок пределах отдельных зерен поликристаллической структуры. На ПЭМ изобраCuInSe2. Анализ жении субструктуры пленки (рис. 16 а) муаровая картина свидетельствует о электронограммы некогерентном сопряжении решеток ГЦТ и ГЦК фаз в плоскости пленки. Кро(рис. 17 б) показыме того, хорошо выявлены границы зерен, тонкие микродвойниковые прослойвает, что она представляет собой суперпозицию картин дифракции на двухдоки по плоскостям {112} и дефекты упаковки (характерный сдвиг на 1/3 муара).

менной (двухориентационной) субструктуре CIS (рис. 17 в) с соблюдением Дифракционный контраст выявляет двойниковые границы, проходящие по ориентации: (010), [001] CIS II (001), [100] и [010] NaCl (10).

плоскостям, перпендикулярным и параллельным поверхности пленки. В реЭто подтверждается микродифракцией (вставка рис. 17 а) с выделенного зультате двойной дифракции на плоскостях {220} обеих фаз наблюдается тольучастка, где локализованы субзерна одной ориентации. Из соотношения интенко одна система полос муара, что отражает слоевое расположение тетрагональсивностей основных отражений сделан вывод об отсутствии в составе пленки ной и кубической фаз CuInSe2.

Cu2Se. Для пленки CIS характерна мозаичная субструктура, образованная субРомбические сетки межфазных дислокаций (рис. 16 в) образованы двумя зернами размером 200 – 300нм, в пределах которых встречаются дефекты в системами (развернуты на угол 600) линий дислокаций вдоль направлений форме тонких и протяженных в направлении <100> пластин. В пределах суб<011> ГЦК (<021> ГЦТ). При Тп=670К одновременным ТИ компонентов (Cu, зерен (рис. 17 а) каждой азимутальной ориентации имеются прослойки разной In, Se) из трех независимых источников и конденсацией на фторфлогопите и ширины и только одного направления с вертикальными границами по плоскоNaCl получены эпитаксиальные пленки CIS, ориентация и субструктура котости (001) CIS. Данная особенность субструктуры пленок CIS свидетельствует о рых идентичны наблюдаемым в пленках, синтезированных последовательной двух эквивалентных ориентациях зерен плоскостью (100) и отсутствии ориенконденсацией слоев Cu-Se и In-Se.

тации (001) в плоскости подложки. Природа таких прослоек может быть связаДвухосная текстура [221] тетрагональной решетки предполагает три эквина со сдвигом в плоскости (001) на вектор типа R=1/2[110], который сохраняет валентные ориентации пленки в плоскости подложки. Однако в тетрагональной координаты атомов селенового остова тетрагональной элементарной ячейки решетке CuInSe2 (a=0,58 нм и с=1,18 нм) при c/a ~ 2 кристаллографические наCIS. В то же время сдвиг на вектор R эквивалентен взаимному обмену местами атомов меди и индия в элементарном базисе решетки CIS и приводит к форми Рис. 20. Субструктура рованию границы толщиной с/2. В однофазной пленке одновременно присутстпленки (100 нм) CIS (а), вуют кристаллиты CIS в тетрагональной (ГЦТ) и кубической (ГЦК) модификафрагмент картины ДБЭ на циях. Рассматриваемый механизм упорядочения меди и индия успешно реалиотражение от пленки CIS (зуется в условиях синтеза пленок CIS методами ТИ и МР.

мкм), синтезированных ТИ Морфология толстых пленок при Тп=820 К; схема сечеCu2Se и CuInSe2. Толстые пленки ний обратной решетки:

Cu2Se, синтезированные ТИ на по верхностях (001), (110) и (111) NaCl [11 2 ] ГЦК (в), [111] ГЦТ и (001) Ф при Тп=650-750К, до тол- щины 5мкм характеризуются круп- (г), [201] ГЦТ (д) и [110] ГЦТ (е) ноблочной структурой и эпитаксиальной параллельной ориентацией С ростом толщины кристаллических решеток (рис. 18).

эпитаксиальные пленки CuInSe2 сохраняют Рис. 18. АСМ сканы и фрагменты ДБЭ на отражение от пленок Cu2Se крупноблочную структуру и двухосную текстуру [221] с высоким совершенсттолщиной 2 (а) и 5 мкм (б), синтезировом приповерхностного слоя. Расчет электронограммы (рис. 20) установил чеванных на NaCl при Тп=410 С тыре оси зон: [11 2 ] для ГЦК решетки CuInSe2 и [111], [201], [110] для ГЦТ Фазовый состав пленок отвечает соединению Cu2Se в кубической решетки CuInSe2. Кристаллографические направления [111], [201] и [110] в модификации с параметром решетки а=0,583 нм. Характерный рельеф поверхтетрагональной решетке CuInSe2 образуют углы 300, 600 и 900.

ности - взаимно перпендикулярные ступени, отражающие морфологию слоевоСимметричные рефлексы (рис. 20 д, е) свидетельствуют о микродвойникого роста, и сохраняется до толщины пленки 2 мкм. ДБЭ на отражение иллюствании кристаллитов пленки по комплексу плоскостей (112) тетрагональной рерирует высокое совершенство двухосной текстуры (100) пленки Cu2Se. С увешетки CuInSe2. Согласно схеме (рис. 20 в) кристаллиты CuInSe2 кубической личением толщины пленки до 5 мкм совершенство текстуры сохраняется, а хамодификации у свободной поверхности пленки реализуют единственную двухрактерные «тяжи» рефлексов свидетельствуют о высоком совершенстве поосную текстуру в плоскости подложки. Между ориентациями кристаллитов верхностного слоя пленки. АСМ изображения (рис. 19) эпитаксиальных и протетрагональной и кубической фаз выполняется ориентационное соотношение:

извольно ориентированных толстых пленок иллюстрируют кристаллографиче скую огранку зерен и морфологию фронта роста. Очевидно, что развитие круп(111) [011] ГЦК II (112) [021], [201], [110] ГЦТ.

ноблочной структуры с увеличением толщины происходит интенсивнее в неПри Тп 520 - 670К методом МР синтезированы однофазные эпитаксиальные ориентированных пленках.

пленки Cu2Se на NaCl и Ф.

Рис. 19. АСМ сканы, фрагмент ДБЭ на отражение от пленок Cu2Se толщиной 0.5 (а, б), 2 (в) и 5 мкм (г), синтезированных на поверхности (001) Ф (а-в) и SiO2/Si (г) при Тп=730 К Пленки Cu2Se с одноосной аксиальной текстурой <111> (ср. рис. 19 в, г) характеризуются более крупными кристаллитами. Пленки CuInSe2 с двухосной текРис. 21. Электронограммы и ПЭМ изображения пленок Cu2Se, полученных МР состурой [001] характеризуются меньшим ставной мишени при Тп=570 К (а) и при Тп=620 К (б) темпом укрупнения структуры с ростом толщины слоя по сравнению с пленками, которые имеют двухосную текстуру [221].

Свидетельством высокой плотности двойников служит фрагмент рис. 21 а, УНЛА-1500 проводили ИФО пленок, выращенных на неподогреваемых подгде выделено отражение типа 200 с рефлексами - сателлитами, возникающими ложках. ИФО подвергались пленки Cu-In-Se элементного состава, близкого к в результате дифракции на микродвойниках. Адсорбционный контраст ПЭМ 1:1:2. На дифрактограммах от пленок, прошедших ИФО с мощностью излучеизображения отражает морфологию фронта роста конденсата: наращивание ния 12 Вт/см2, присутствуют пики в области углов, отвечающих тетрагональпленки происходит по слоевому механизму с четкой кристаллографической ог- ной фазе CuInSe2. Расчет электронограмм, получаемых на отражение от верхранкой растущего слоя по направлениям [110]. Это может быть следствием то- них слоев пленки, также фиксирует присутствие тетрагональной фазы CuInSe2.

го, что фронт роста пленки совпадает с кристаллографической плоскостью В процессе ИФО на подложках “Мо-стекло” происходит кристаллизация плен(111) ГЦК решетки кристаллитов Cu2Se. ки и синтез соединения CuInSe2. Синтез CuInSe2 происходит в толстых аморфно-нанокристаллических слоях Cu-In-Se, а в тонких лишь на непрозрачной Рис. 22.

подложке.

Морфология В третьей главе рассмотрены закономерности изменений субструктуры пленок Cu2Se на пленок оксидов, полученных методом МР. На примере пленок ZnO установлеповерхности ны закономерности формирования аксиальной текстуры с ростом толщины (001) NaCl; МР (а,б), ТИ (в) при пленки. В качестве контролируемых параметров текстуры [0001] выбраны угол 570 (а), 620 (б) и наклона оси текстуры к плоскости подложки () и угол разориентации кристалТп=680К (в).

литов относительно оси текстуры (). Степень совершенства текстуры определяется параметрами МР, Тп, давлением кислорода, пространственным распоРис. 23. ДБЭ (а) и ложением подложки и мишени. Установлено: а) с ростом Тп уменьшается; б) ПЭМ изображение (б) CIS-пленки (90 при постоянной Тп существует интервал значений давления кислорода, в котонм); МР In - Se и ром реализуется текстурированный рост; в) существует неоднородность текконденсация на (001) стуры, проявляющаяся в увеличении угла и отклонении от 90° при перехоCu2Se при 620 К де от центра к краю пластины; г) с увеличением расстояния подложка – миПоверхность шень возрастает. Электронограмма на отражение от поверхности и развертка пленок, сконденуглеродной реплики с поперечного скола и поверхности пленки ZnO свидесированных МР, тельствуют о высоком совершенстве аксиальной текстуры [0001] ( ~ 90°, ~ сильно развита;

00). Поперечный скол выявляет столбчатую структуру и увеличение латеральперепад высоты рельефа составляет 40-60 нм, т.е. соизмерим с толщиной пленных размеров кристаллитов с ростом толщины пленки. При увеличении толки. При Тп=570 К (рис. 22 а) морфология роста формирует рельеф произвольщины пленки от 0,1 до 3 мкм латеральные размеры зерен возрастают от 30 до ной формы. С повышением Тп морфология фронта роста характеризуется кри200 нм. Столбчатая структура не реализуется в пленках, выращенных при низсталлографической огранкой. Для монокристаллических пленок Cu2Se, синтеких значениях скорости осаждения и Тп. Снижение скорости осаждения и Тп зированных ТИ, при слоевом росте возникает периодический рельеф поверхновызывает размытие аксиальной текстуры до =± 13°. При низких значениях Тп сти. Максимальное значение регистрируемых перепадов высот на периодичеи скорости конденсации формируются пленки с аксиальной текстурой типа ском контрасте (рис. 22 в) не превышает 5 нм, т.е. несколько периодов решетки Cu2Se. МР и конденсация In и Se при Тп=620К на поверхности (001) эпитакси[11 2 0] (рис. 24). Структуру и ориентацию приграничных и приповерхностных альных однофазных пленок Cu2Se приводит к синтезу ориентированных пленок слоев толщиной ~0,1 мкм иллюстрируют микрофотографии и электронограмCIS в ориентационном соотношении (10). Фазовый состав и ориентация кримы на рис. 25. Электронограммы на просвет свидетельствуют об аксиальной сталлитов (рис. 23) идентичны наблюдаемым в пленках, полученных в процестекстуре [0001]. Преимущественных азимутальных ориентаций в приграничсе ТИ и конденсации. Субструктура пленки образована блоками субзерен разном и приповерхностном слоях не выявлено. В то же время, наличие слабого мером менее 100 нм, присутствуют микродвойники и дефекты упаковки.

дифракционного максимума 0002 на электронограмме (рис. 25 б) указывает на Пленки CIS, синтезированные МР, характеризуются большей дисперсноменее совершенную текстуру у подложки по сравнению с приповерхностным стью, дефектностью, азимутальным размытием текстуры в отличие от пленок слоем. Структура приграничного слоя характеризуется высокой дисперсносинтезированных ТИ.

стью. На микрофотографии приповерхностного слоя (рис. 25 в) видны блоки Раздел 2.3 посвящен результатам импульсной фотонной обработки (ИФО) (средний размер 200 нм) с четкой кристаллографической огранкой. Контраст пленок системы Cu-In-Se. Для активации процесса синтеза CIS на установке светлопольных и темнопольных изображений (рис. 25 в, д) иллюстрирует мо- В разделе 3.2 представлены результаты исследования, проведенного с цезаичную структуру блоков. лью установления закономерностей субструктурных и ориентационных преРис. 24. Электронограммы и ревращений в конденсированных однофазных пленках LiNbO3, синтезированных плики с поперечного скола пленок методом ВЧМР. Пленки толщиной до 4,0 мкм на поверхности Si и гетерострукZnO/Si, полученных при Тп=500°С, и тур Si/SiO2, Ф/(111) Ag получали в процессе ВЧМР мишени LiNbO32. Установv=8мкм/ч (а,г); 200°С, 16 мкм/ч (б, лено, что процесс нанесения пленок методом МР обладает эффектом пространд), 300°С, 6 мкм/ч (в, е); (а, г) — текственной неоднородности плазменного разряда (фазовый состав и текстура стура [0001], =±13°; (б,д)- неявная пленок зависят от положения подложки относительно мишени). Методом ре зерфордовского обратного рассеяния (РОР, -частицы с энергией 2,3 МэВ) текстура; (в,е)- текстура [11 2 0] проведен анализ элементного состава и его изменение по толщине пленок. В Средний размер участков кообъеме пленки элементный состав на всех подложках соответствует стехиогерентного рассеяния составляет метрии LiNbO3. По данным ПЭМ установлено, что при Тп = 550°С на (001)Si и 20 нм, что на порядок меньше (111) Si формируется одноосная текстура <0001> LiNbO3.

размера блоков. Эти участки раСтруктура пленок LiNbO3 характеризуется изотропными зернами с размезориентированы друг относиром в интервале 10-50 нм. На (001) и (111) Si и окисленного кремния формительно друга на малые углы воруются однофазные наноструктурированные пленки LiNbO3 с произвольной круг оси [0001] и составляют блоки со значительным азимутальным развороориентацией зерен. По данным РД в пленках на Si и Si/SiO2 с ростом толщины том. Рассмотрен механизм реализации аксиальной текстуры (характерной для дандо 2,0 мкм происходит формирование аксиальной текстуры <0001> LiNbO3.

ного структурного типа), предполагающий условия строгой направленности потока Как видно на рис. 26, на межфазной границе Si/LiNbO3 присутствует тонкий (конденсируемых атомов, высоких значений скорости осаждения и температуры поднм) подслой SiO2, препятствующий образованию двухосной текстуры.

ложки. Ускоренный рост зерен в благоприятной ориентации к потоку подавляет рост Рис. 26. ПЭМ изображения cross-section гезерен с большими значениями 90° - , т. е. реализуется принцип селективного роста и тероструктуры (111)Si –LiNbO3.

по мере увеличения толщины пленки образуются субзерна с одинаковым значением параметра ~900. Снижение температуры подложки, скорости осаждения, а также Светлопольное cross-section изображеувеличение расстояния между подложкой и мишенью, приводят к рассеянию потока ние гетероструктуры (111)Ag/LiNbO3, каратомов от мишени к подложке, создает условия для формирования текстуры типа тины дифракции от пленки LiNbO3 и пленки <112 0>.

Ag для зон [11 2 0] и <110> соответственно Рис. 25. Субструктура и ориентация указывают на формирование двухосной текслоев ZnO у границы с Si (а, б) и у сво бодной поверхности пленки (в, г); светлостуры с ориентацией (0001), [11 2 0] LiNbOпольные (а, б) и темнопольное (г) ПЭМ || (111), <110> Ag, задающей мозаичную изображения субструктуру LiNbO3. АСМ изображения поверхности пленок LiNbO3 на (001)Si (Тп = Установлена корреляция парамет550°С) свидетельствуют, что латеральный ров текстуры и с пьезоэлектричерельеф соответствует зеренной субструктускими свойствами, проведены измере пленок и мало изменяется с увеличением толщины от 0,1 до 1,0 мкм. Это рения пьезомодуля в пленках ZnO, указывает на то, что пленки не являются одноориентационными по толщине.

имеющих аксиальную текстуру Средняя высота неровностей составляет 25 нм. Показана применимость метода [0001]. Показано, что в пленках ZnO, ВЧМР к синтезу эпитаксиальных пленок LiNbO3 на (111)Ag, а также однофазполученных МР при высоких Тп и сконых нанокристаллических пленок LiNbO3 с одноосной текстурой <0001> на Si ростях осаждения, реализуется селективный рост, приводящий к совершенной аки SiO2 с близким к стехиометрии составом, с мозаичной субструктурой.

сиальной текстуре [0001], мозаичной субструктуре, снижению дисперсности пленки с ростом толщины, формированию градиентной структуры пленки.

Монокристаллы LiNbO3 выращивали в ИХТРЭМС Кольского НЦ РАН В разделе 3.3. представлены результаты иссле- рует все дифракционные максимумы, отвечающие ГПУ решетке ГА. На картидования субструктурных изменений в конден- нах микродифракции (от избранного участка ~1-10 мкм2) присутствуют четкие сированных пленках гидроксиапатита (ГА) дифракционные максимумы, отвечающие кристаллической фазе ГА, а также Са10(РО4)6(ОН)2. Мишени3 ГА для ВЧМР были гало от аморфных областей пленки (см. вставки на рис. 28 б). Сложный химиизготовлены одноосным прессованием под дав- ческий состав и низкая подвижность конденсируемых атомов приводят к форлением 150 МПа порошка ГА, синтезированно- мированию высокодисперсной нанокристаллической структуры. Исследование го осаждением из водных растворов. ВЧМР ке- морфологии поверхности разрушения методами РЭМ и АСМ не выявляет израмической мишени проводили в среде Ar менений структуры по толщине пленки. Соответствие элементного состава пленок стехиометрии ГА оценивали методами ОЭС, УМРЭС, РОР. Средняя ве(110-1 Па). Толщина исследованных пленок от личина соотношения Ca/P для всего объема пленки толщиной 1,0 мкм состав0,1 до 5,0 мкм.

ляет Ca/P = 1,86 ± 0,10, при подходе к межфазной границе оно увеличивается Рис. 27. Фрагменты ДБЭ (а, г), светлопольные (б, до 1,94. Соотношение Ca/P стехиометрии ГА соблюдается на середине и в прид) и темнопольные (в, е) ПЭМ изображения тонкой поверхностном слое пленки.

пленки ГА, синтезированной методом ВЧМР и конМетодом ПЭМ высокого разрешения тонкой пленки ГА в пределах нанозеденсации на подложке, расположенной над зоной рен не обнаружены дислокации, а наблюдаемые границы соседних нанозерен и эрозии (а-в) и вне зоны эрозии мишени (г-е).

регулярное изображение (без искажений) кристаллографических атомных плоскоДля изучения влияния пространственной неоднородности плазменного разряда стей вплоть до границы зерен, свидетельствуют об отсутствии по границам зерен на субструктуру и фазовый состав пленок ГА подложки (фольга Ti, кристаллы аморфной фазы (прослойки) и бездефектной субструктуре зерен. Профильные ПЭМ лейкосапфира, Si, NaCl, CaF2) размещали над центром зоны эрозии мишени и изображения (методика cross-section) гетероструктуры Ti - пленка ГА толщиной 2,за ее пределами. Установлено, что над зоной эрозии мишени формируется одмкм. дает прямое разрешение атомных плоскостей ГПУ решетки ГА (рис. 29).

нофазная нанокристаллическая (размер зерен до 15 нм) пленка ГА (ГПУ реРис. 29. Cross-section изображешетка, а = 0,942 нм, с = 0,688 нм); на подложке, смещенной относительно зоны ние (а), картина микродифракции (б) эрозии, пленка имеет аморфно-кристаллическую структуру, в аморфной матгетероструктуры Ti-пленка ГА толрице с высокой плотностью распределены нанокристаллы (~10 нм, рис. 27).

щиной 2,0 мкм; в – ПЭМ изображеРис. 28. Фрагменты картин ние высокого разрешения субструкДБЭ и ПЭМ изображение «in situ» туры пленки ГА.

пленки ГА после воздействия электронного пучка в колонне Особенность кристаллической микроскопа решетки ГА – это отсутствие коротких векторов трансляции; миБомбардировка растущей нимальные векторы составляют пленки компонентами плазмы 0,942 и 0,688 нм. Это затрудняет инициирует кристаллизацию в формирование как внутризеренных дислокаций, так и дислокационной субструкпроцессе роста с образованием фазы нанокристаллического туры границы. Изображения кристаллографических плоскостей (0002), (12 3 0) и ГА. Это согласуется с наблюдаемым эффектом электронного облучения, когда (21 3 1) в пределах нанокристаллитов ГА, а также полосы муара от наложенных зетонкая аморфная пленка при облучении в течение нескольких секунд элекрен (М) свидетельствуют о том, что их размер ~3-5 нм, т.е. как и в тонких пленках.

тронным пучком (достаточной интенсивности) в колонне электронного микроВысокое совершенство кристаллического строения в пределах одного наскопа или электронографа полностью кристаллизуется и формирует однофазнозерна вполне сопоставимо с субструктурой зерен массивного материала, безную нанокристаллическую структуру ГА. В результате такого воздействия надефектная субструктура ГА сохраняется с ростом толщины пленки в широком блюдали локальную кристаллизацию пленки в пределах области с размерами интервале дисперсности. Бездефектная атомная субструктура служит причи10-50 мкм, т.е. порядка диаметра поперечного сечения пучка электронов (рис.

ной, сохраняющейся с ростом толщины пленки ГА, гомогенной изотропной 28). Общая дифракция от частично кристаллизованного образца (а) регистриструктуры. Бездефектная атомная субструктура многокомпонентной керамики Мишени изготовлены в ИМЕТ РАН им. А.А. Байкова реализуется вследствие больших значений векторов трансляции и атомов эле- крытая пористость с ростом толщины слоя сохраняется за счет глобулярной ментарной кристаллической ячейки. морфологии роста конденсата. Картины излома и свободной поверхности конДля определения адгезионной прочности покрытий на поверхность пленки денсата морфологически идентичны. Градиент удельной плотности гетерофазалмазным индентором типа Роквелла (радиус скругления наконечника 200 ной пленочной структуры Al-O-N направлен к подложке.

мкм) наносили царапины при непрерывно нарастающей нагрузке и определяли Рис. 30 ПЭМ изображение и фрагменты ДБЭ минимальную (критическую) нагрузку (LС), которая приводила к разрушению пленки Al- AlOх, после ИФО с удельной мощнопокрытия. Измерения адгезионной прочности показали, что ГА покрытия на стью 8 Вт/см2 в течение 0,8 с титане с подслоем, полученным магнетронным распылением Ti в атмосфере Увеличение открытой пористости провоздуха, обладают более высокой адгезионной прочностью: LC = 7,0Н. Максиисходит за счет формирования дендритных мальную адгезионную прочность имели покрытия на Ti подложках, модифицикристаллов, чешуйчатых и глобулярных рованных подслоем TiC+TaC+Ca3(PO4)2: LC =12,8Н. Твердость (H) однофазной конгломератов, нитевидных кристаллов.

нанокристаллической пленки составляет 10,5 ГПа, аморфно-кристаллической – При средней толщине конденсата 4 мкм 6,5 ГПа; модуль Юнга соответственно 150 и 110 ГПа. Измерения микротвердодлина вискеров у свободной поверхности сти (нанокристаллическая пленка ГА на титановой фольге) дали значения H в пленки достигает 10 мкм (рис.32).

интервале 10-12 ГПа, что более чем в 3 раза превышает твердость пленок, поМодификация поверхности алюминиелученных методом лазерной абляции. Из-за особенностей атомной структуры вой фольги слоем Al-AlOх увеличивает ГПУ решетки ГА процесс формирования дислокаций в теле зерна и их граниудельную электрическую емкость до 20000 мкф/см2 при толщине модифицицах затруднен, поэтому дислокационный механизм пластической деформации рующего покрытия ~10 мкм. С учетом особенностей процесса МР алюминия и пленок ГА следует исключить. Для деформации нанокристаллических пленок конденсации в присутствии кислорода формирование открытой пористости ГА наиболее реален механизм межзеренного проскальзывания.

обусловлено стохастическим механизмом зарождения и роста пленки, содерВ четвертой главе исследованы закономерности формирования открытой жащей легкоплавкий и тугоплавкий компоненты.

пористости в композиционных пленках оксид алюминия – алюминий и оксид Рис. 31. РЭМ изображения и фрагалюминия – углерод, наносимых МР и ВЧМР. Исследования системы оксид менты спектров (РСХА) от свободной алюминия – алюминий показали, что композитные пленки образованы смесью поверхности (а) и излома (б) пленки Alкристаллической и аморфной фаз (Al и окисленного алюминия). Размер зерен O-N; 20 мкм; Тп=50оС, к=100 нм/мин кристаллической фазы, определенный из темнопольных ПЭМ изображений, Исследования системы оксид составляет 2-16 нм. Пленки имеют развитый рельеф с величиной неровностей в алюминия – углерод показали, что интервале 0,5 - 1,5 мкм. В процессе ИФО происходит частичная кристаллизамаксимальные значения шероховация пленки (без нарушения целостности слоя) с формированием однофазных тости рельефа свободной поверхобластей кристаллической фазы (зерна алюминия) и многофазных, характериности пленочного покрытия на осзующихся аморфно-нанокристаллической субструктурой. В пределах монофазнове С - AlOx присущи толстым пленной области латеральные размеры зерен 300-500 нм, а в дисперсной области не кам, полученным при больших скороболее 30 нм (рис. 30). Аналогично, в результате энергетического воздействия стях конденсации. Максимальное разпучка электронов (непосредственно в процессе наблюдения «in situ» в колонне витие рельефа происходит при к ~микроскопа) происходят рекристаллизация и укрупнение зерен алюминия. Намкм/ч и интенсивной бомбардировке нокристаллическая структура представляет собой распределенные в аморфной растущего слоя электронами плазмы.

матрице нанозерна со средним размером ~4 нм. При облучении пленок электронным пучком фронт кристаллизации изотропный, а при ИФО - анизотропУвеличение пористости и эффективной площади поверхности обусловлено ный. Это обусловлено тем, что ИФО пленок происходит на подложке, а облустохастическим ростом и формированием кристаллических наночастиц графичению электронами подвергается свободная пленка.

та в аморфной матрице столбчатого углеродного конденсата. Основной приПоэтому образование кристаллитов анизотропной формы обусловлено рост удельной емкости происходит с ростом толщины пленки на 12 мкм. Одориентирующим влиянием подложки. На РЭМ изображении (рис. 31) свободновременно с увеличением эффективной поверхности происходит уменьшение ной поверхности и излома пленочной структуры Al-O-N, синтезированной мр алюминиевой мишени в атмосфере воздушно-аргоновой смеси, видно что от плотности конденсата. В пленках толщиной 10 мкм удельная плотность составляет жения дисперсных фрагментов, полученных методом УЗ диспергирования конденсата С-AlOx. Расположение нанокристаллов, нанолент и нанотрубок в аморфной ~0,9 гсм-3, что соответствует ~65% матрице произвольное, следовательно, текстура филаментарных образований реапористости.

лизуется только у свободной поверхности конденсата. Природа формирования поРис. 32. Профильные ПЭМ изористых структур описана в рамках дискретной модели баллистического осаждебражения свободной поверхности ния. В соответствии со скэйлинговой гипотезой установлены масштабные отпленки Al-AlОх (а) и вискера у основаношения линейных размеров морфологических образований и временных инния (б) и вершины (в); реактивное МР Аl мишени (Аr:О2=20:1), Тп=500ос, тервалов их окончательного развития: наночастицы графита (4нм), трубчатые к=100 нм/мин.

образования (5060нм) и изотропные области (0,53 мкм) углеродного конденсата.

Анализ субструктуры путем Рис. 34. Фрагмент ДБЭ и ПЭМ изопрямого ПЭМ разрешения плоско- бражения дисперсных фрагментов пленки С-AlOx; прямое разрешение атомных стей (0002) ГПУ решетки графита плоскостей 0002 в углеродных нанолентах показал, что графитизация в прои нанотрубках цессе конденсации углерода приводит к образованию изогнутых нанолент графита толщиной до 30 базисных Модель баллистического осаждеслоев. Искривленная форма графитовых пластин характерна и для получаемой ния позволяет представить формиров дуговом разряде углеродной сажи, что свидетельствует об общей закономервание рельефа пленки в результате ности графитизации для этих способов формирования углеродного конденсата.

увеличения шероховатости (скэйлинг гипотеза) с ростом толщины пленки в Профильные ПЭМ изображения (рис. 33) иллюстрируют филаментарную три этапа: до 3,0 нм; до 0,1 мкм; до морфологию фронта роста пленки С-AlOx. Характерный диаметр филаментар3,0 мкм. На первом этапе происходит ных образований составляет 10-20 нм. Темнопольный анализ (б) субструктуры декорирование неоднородностей филаменты разрешает нанокристаллы графита в аморфной матрице. По данным подложки, на втором – копирование ДБЭ (в) нанокристаллы ориентированы осью [0001] графита поперек филаменрельефа подложки, и на третьем – формирование собственной шероховатости, ты, т. е. базисная плоскость графита совпадает с ее оболочкой, что свидетельне меняющейся при дальнейшем увеличении толщины.

ствует о формировании нанокристаллических модификаций углерода (нанотВ целом, формирование высокодисперсных и ультрапористых углеродных слорубок, фуллеренов) в пленочной гетеросистеме. Субструктура композиции Сев при магнетронном распылении обусловлено следующим. В условиях высокой AlOx характеризуется нанолентами и нанотрубками. Их длина совпадает с толплотности направленного потока выщиной покрытия, а диаметр не превышает 80 нм.

сокоэнергетических атомов и низкой Рис. 33. Светлопольное (а), темнопольное (б) диффузионной активности на подПЭМ изображения и фрагмент ДБЭ выделенного учаложке происходит одновременная стка (в) поверхности пленочной гетеросистемы Сконденсация атомарного потока и обAlOx, синтезированной реактивным МР составной разующихся путем объемной конденмишени С-Alв атмосфере Ar:O=20:1; к=100 нм/мин.

сации кластеров углерода, чему споФизическим основанием для формировасобствует частичная ионизация атония такой новой композиции служит способмов в плазме магнетрона.

ность углерода конденсироваться в среде арРис. 35. АСМ скан (а), гистогона (чужеродная газовая фаза) с образованиграмма высоты рельефа (б), ПЭМ ем наночастиц в виде фуллеренов, нанотруизображение (в), ДБЭ (г) пленки бок и т.д. Пористый углеродный конденсат Pd-Cu (~10 нм); МР, Тп=350С, (001) содержит кристаллические наночастицы граKCl фита, распределенные в аморфной матрице углерода. На рис. 34 приведены ПЭМ изобра В итоге реализуются условия стохастического образования кластеров и туру (увеличение размеров кристаллитов в направлении роста), которая форроста пленки. Дальнейшее развитие пористости происходит из-за самоэкрани- мируется в результате селективного роста кристаллитов.

рования микрообъемов поступающего материала в соответствии с дискретной В глубине плетеной фольги, экранированной от прямого поступления материала, моделью баллистического осаждения; активно протекающие процессы адсорб- на волокнах формируется сплошное пленочное покрытие, в пустотах между волокции атомов рабочего газа еще более тормозят миграционные процессы. нами образуются дендритной формы агломераты высокодисперсных кристаллитов твердого раствора PdCu.

В пятой главе рассмотрены закономерности развития рельефа поверхноРис. 37. АСМ скан (а), гиссти пленок с толщиной. Установлена корреляция АСМ и ПЭМ изображений тограмма (б), РЭМ изображения морфологии поверхности пленки на подложке и структуры пленки (рис.

поверхности (в) и поперечного 35). Асимметричные гистограммы (бимодальное распределение высосечения (г) пленки Pd-Cu толщиты рельефа) отвечают ной 8 мкм; МР без нагрева на поверхнотолщине слоя до 12 нм сти a-SiO(рис. 35б).

Залечивание открытой поРис. 36. АСМ сканы (а-в) и ристости (субмикронного размегистограммы (г-е) высоты рельра) подложки при толщине конефа пленок Pd-Cu толщиной 8денсата ~1 мкм и более, заполне96 нм, сконденсированных при ние пор и проникание в припоТп=500С на a-SiO2; на вставке (a) ПЭМ изображение пленки верхностный слой подложки конденсируемого материала проС ростом толщины хаисходит на глубину до 150 мкм, рактер распределения стаесли открытая пористость имеет размеры в интервале 5-7 мкм (плетеная фольга новится нормальным, а заиз стальных волокон), и до 2 мкм при субмикронном размере пористости тем на гистограммах появляется интервал непрерывного равномерного (прессованная фольга из порошка рутила).

распределения высоты рельефа, что свидетельствует о формировании Рис. 38. РЭМ изображения твердого рассущественной доли элементов рельефа с поверхностью параллельной твора PdCu (6 мкм); МР без нагрева на фольповерхности подложки. Высота вертикальных граней отдельных элегах, полученных плетением стального ментов рельефа с ростом толщины конденсата постоянно увеличивается, волокна (а, б) и прессованием порошка рутила т.е. идет развитие открытой пористости. Латеральные размеры неоднородно(в, г) стей рельефа пленок Pd-Cu толщиной 12-96 нм по данным АСМ составляют ~ 50 нм, а ПЭМ изображение (на вставке рис.36а) дает значение ~ 35 нм, что На примере пленок Cu2Se и CuInSeможет быть вызвано формой островка - высокого в центре и плоского по пе- изучено формирование рельефа в процесриметру купола. се синтеза эпитаксиальных пленок, для Увеличение шероховатости с ростом толщины пленок на a-SiO2 идет бы- чего методом ТИ конденсировали поток стрее, чем на ориентирующих подложках. В толстых пленках (~2 мкм и более) In-Se на эпитаксиальную пленку Cu2Se.

твердого раствора Pd-Cu на неподогреваемых подложках развитие рельефа АСМ сканы (рис. 39) демонстрируют тообусловлено формированием столбчатой морфологии роста кристаллитов с ку- пографию поверхности и градиент высополом на вершине и высокой открытой пористостью (рис. 37). Высота, на которую ты рельефа эпитаксиальных пленок.

элементы столбчатой структуры выступают над средним уровнем рельефа ~ 0,4 мкм. Эпитаксиальные пленки Cu2Se на (001) На рельефных подложках с волоконной и пористой ростовой поверхностью NaCl имеют полосчатый рельеф вследствие слоевого роста конденсата при сраформируется компактный слой твердого раствора PdCu одинаковой толщины стании одинаково ориентированных островков пленки разной толщины.

на внешней и боковой поверхностях. На стальных волокнах и высокопористых Особенность рельефа – взаимно перпендикулярные системы террас в нафольгах рутила (рис. 38) формируются компактные слои твердого раствора правлениях <110> Cu2Se. Ширина террас и расстояние между ними около PdCu. Методика «cross-section» (рис. 38 б-г) иллюстрирует градиентную струк- нм, длина до 1 мкм. Максимальное значение высоты рельефа не превышает нм. При толщине пленки 2,5 мкм система террас в направлениях <110> Cu2Se технологические принципы структурообразования в пленках, наносимых метосохраняется, а перепад высот увеличивается пропорционально толщине. дом МР, исследована субструктура пленок с высокой открытой пористостью.

Эпитаксиальные пленки CuInSe2 на (001) NaCl наследуют морфологию Развитая поверхность проводящей фазы сформирована из углеродных наностслоя Cu2Se с полосчатым рельефом. При толщине 200 нм рельеф пленки Cu- руктур - нанотрубки и наноленты в пористой матрице оксида Al. Методом МР InSe2 образован взаимно перпендикулярными террасами. Рост толщины пленки на постоянном токе мишени графита получены пленки углерода с высокой отприводит к увеличению высоты рельефа. крытой пористостью. Резкое увеличение открытой пористости происходит за счет формирования кристаллических наноструктур графита в компактной Рис. 39. АСМ сканы и гистограммы аморфной матрице углерода. Стохастический механизм роста при МР (ВЧ и на рельефа пленок Cu2Se на NaCl толщиной постоянном токе) обеспечивают открытую пористость покрытия (рис. 41).

0,1 (а) и 2,5 мкм (б); ТИ, Тп=250 С Рис. 41. РЭМ (а) и ПЭМ При толщине CuInSe2 5 мкм регуизображения профиля поверхнолярные террасы становятся малости (б, в) пленки углерода заметны, но возникают элементы рельефа с границами в направле- Градиент структуры и фании <001> тетрагональной решетки зового состава в объеме CuInSe2. покрытия иллюстрирует На примере пленок ZnO ус- рис. 42, где представлены тановлено, что рельеф профиля картины ДБЭ и ПЭМ изопленки после разрушения отражает бражения пленки углерода (4 мкм) у свободной поверхности и у границы с аксиальную текстуру поликристал- подложкой.

лической пленки, а кристаллическая структура выявляется после ионной полиРис. 42. ДБЭ (а, б) и ровки поверхности излома (рис. 40). У границы с подложкой пленка имеет выПЭМ изображения (в, г) сокодисперсную структуру - кристаллиты со средним размером зерна около слоев углерода у свобод100 нм и выраженной анизотропией формы. С ростом толщины дисперсность ной поверхности (а, в) и у уменьшается, а анизотропия формы кристаллитов увеличивается.

границы с подложкой (б, Рис. 40. РЭМ изображе- г) ния в электронном (а, б) и У свободной поионном (в) пучках профиля верхности дискретные нанокристаллы графита распределены в аморфной матрице пленки ZnO (12 мкм) после углерода (а, в), а у межфазной границы с подложкой присутствует только аморфмеханического разрыва (а) и ионной полировки (б, в); ре- ная фаза (б, г).

активное МР, на (001)Si, На профиле пленки Al-оксид алюминия (рис. 43) видно, что у свободной Тп=300 С поверхности формируются нитевидные кристаллы Al (вискеры) с произвольным (стохастическим) расположением относительно ростовой поверхности.

У свободной поверхности слоя расположены кристаллиты, размеры которых в плоскости пленки в Рис. 43. РЭМ (а), светлопольинтервале 0,2-0,5 мкм, а по вертикали 5-7 мкм. Эти предельные значения аниные (б, в) и темнопольное (г) ПЭМ зотропии формы совпадают с толщиной, при достижении которой прекращает- изображения профиля пленки Al – оксид алюминия ся развитие рельефа свободной поверхности пленки. Реализация аксиальной текстуры [0001] ГПУ решетки ZnO обусловлена механизмом эволюционной Рост вискеров – проявление селекции растущих кристаллитов и совпадением направления поступления маразмерного эффекта и анизотериала (мишень – подложка) с нормалью к ростовой поверхности. Селективный тропии скорости роста. Темнорост приводит к развитию рельефа с толщиной пленки.

польный анализ иллюстрирует В шестой главе установлены закономерности формирования градиентных архитектуру анизотропных композиций – аморфная матрица содержит один структур с ростом толщины пленок в условиях МР. Рассмотрены физиконитевидный монокристалл и множество нанокристаллов алюминия (в, г). Фор подслоем (111) Ag (а) и SiO2/Si (б, в) при Тп=620 К мирование нитевидных кристаллов в аморфно-нанокристаллической оболочке характерно для конденсата, содержащего легкоплавкий и тугоплавкий компоненты.

Эти факторы обеспечивают: снижение порога дефектообразования; нагрев Реализуется селективный рост нитевидных кристаллов по механизму ПЖК, а малоприповерхностного слоя; десорбцию; распыление; имплантацию; генерацию подвижные молекулы тугоплавкого препятствуют латеральному разрастанию кридефектов.

сталла. Неоднородные условия при МР обеспечивают условия стохастического роста ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ пленки. На примере пленок Pd-Y, полученных на поверхностях разной шерохоИсследованы субструктурные, ориентационные и морфологические измеватости и пористости, показана эффективность конденсационнонения с увеличением толщины конденсированных пленок металлов (Pd, Pd-Cu, стимулированной поверхностной диффузии атомов конденсата в поры подложPd-Y), оксидов (ZnO, LiNbO3, Са10(РО4)6(ОН)2), полупроводниковых соединеки (рис. 44). На подложках с пористой (фольги из порошков стали и рутила) ний (CuInSe2), композитов (C-AlxOy, Al-AlxOy). Установлено:

ростовой поверхностью происходит заполнение пор и насыщение приповерх1. При термическом испарении (ТИ) и конденсации в вакууме Pd на аморфностного слоя подложки конденсируемым материалом. Это открывает принциной подложке (а-SiO2) происходит формирование градиентной зеренной субпиальную возможность модификации развитой поверхности, закрытия пор и структуры, проявляющееся в многократном увеличении размера зерен, усилемикротрещин подложки. Замеченный эффект – основа инженерии селективных нии аксиальной текстуры, что обусловлено механизмом эволюционной селекмембран на пористых подложках.

ции и конденсационно-стимулированной рекристаллизацией в процессе роста.

Рис. 44. РЭМ изображения 2. При росте на а-SiO2 пленок твердых растворов на основе Pd и пленок оксида профилей пленок Pd - 8 ат. % Y цинка в условиях магнетронного распыления (МР) выявлена общая закономерность:

на поверхностях SiO2/Si (а), постолбчатая морфология фронта роста; в направлении роста и латеральном развитии ристых фольг TiO2 (б) и стали происходит мозаичная организация субструктуры, снижается дисперсность блоков и Х18Н10Т (в) субзерен, усиливается аксиальная текстура. Для пленок (Cu-47% ат. Pd) характерна двухфазная (+) структура, с увеличением толщины наряду с увеличением размера Методом ВЧМР монозерен происходит увеличение доли ГЦК твердого раствора ( фаза).

кристаллической пластины 3. При росте эпитаксиальных пленок твердых растворов на основе палладия LiNbO3 на поверхностях в условиях ТИ и МР градиентная субструктура менее выражена и проявляется в кремния и фторфлогопита снижении дисперсности и азимутальной разориентации субзерен эпитаксиальных синтезированы пленочные пленок, что объясняется релаксацией напряжений с ростом толщины. Эффект слои, дисперсность и морплазмы магнетронного разряда проявляется в понижении температуры эпитакфология которых зависит от геометрии расположения подложки относительно сиального роста пленок по сравнению с ТИ, что обусловлено большей энергией и зоны эрозии мишени. Над зоной эрозии формируются однофазные поликричастичной ионизацией конденсируемого потока; в многоориентационной эпитаксии сталлические пленки ниобата лития с двухосной и одноосной текстурой соответственно на поверхностях фторфлогопита и окисленного кремния (рис. 45). пленок твердого раствора Cu-47%ат.Pd (001),[110] (001),[010]Ф.

4. В эпитаксиальных двухфазных тонких пленках Cu-47% ат. Pd между зерЕсли подложка в стороне от зоны эрозии, формируются аморфные и нами упорядоченной () и неупорядоченной () фаз реализуются ориентационаморфно-нанокристаллические пленки. Доля кристаллической фазы в таких пленках после конденсации может быть увеличена (изотермический отжиг, обные соотношения: (001), [110] || (001), [110] ; (001),<110> (110),<111> .

лучение пучком электронов или ЭМИ). При МР ионная, электронная и фотон5. В процессах ТИ и МР при конденсации потока (In-Se) на монокристаллиная составляющие плазмы инициируют структурные и субструктурные измеческую пленку Cu2Se происходит синтез пленки CuInSe2 с двухосной текстунения с ростом толщины рой; субструктура дефектов, сохраняющаяся в интервале толщины 0.05-5 мкм пленки, приводят к синконденсата, представляет собой прослойки кубической фазы в матрице с тетратезу градиентных струкгональной кристаллической решеткой одного элементного состава и обусловтур.

лена сдвигом атомов Cu и In в плоскости (001) на вектор типа 1/2 [110].

6. В процессах ТИ и МР при конденсации потока (Cu-In-Se) на поликриРис. 45. РЭМ изображесталлическую трехориентационную эпитаксиальную (110) пленку Мо происхония рельефа пленки LiNbOтолщиной 2 мкм, осажденной дит синтез пленки CuInSe2 двухосной текстуры <111>, что обусловлено «тройВЧМР на фторфлогопит с ной симметрией» субструктуры пленки (110) Мо. Эффект плазмы магнетрон ного разряда проявляется в увеличении дисперсности субструктуры, количест- 7. Пленочная композиция на основе углерода и оксида алюминия с высокой удельной поверхностью проводящей фазы /В.М.Иевлев, Т.Л.Тураева, ва микродвойников и азимутальной разориентации субзерен.

Е.К.Белоногов, А.Ю.Исаев, В.П.Иевлев// ФизХОМ. 1998. №1. С. 104-106.

7. Общей закономерностью при конденсации методом ВЧ МР сложных ок8. Иевлев В.М. Применение ИФО для синтеза пленок CuInSe2 /В.М. Иевсидов (Са10(РО4)6(ОН)2 (ГА), LiNbO3) толщиной от 0,1 до 4 мкм является завилев, Е.К. Белоногов, Б.П. Базовой // Неорганические материалы, 2000.Т.36. №9.

симость фазового состава, текстуры и рельефа пленок от пространственной неС. 1042-1044.

однородности магнетронного разряда.

9. Структура и термо-ЭДС нанотрубного углеродного депозита, получен8. При росте нанокристаллических пленок ГА градиент субструктуры не ного в плазме электрического разряда /И.В. Золотухин, И.М. Голев, выражен; вследствие слабовыраженной трансляционной симметрии кристаллиВ.П.Иевлев, Е.К.Белоногов, Д.А. Держнев, А.Е. Маркова// Письма в ЖТФ.

ческой решетки ГА формируется гомогенная по толщине изотропная субструк2003. Т. 29. № 23. С. 84-85.

тура. ВЧ МР керамической мишени состава близким к стехиометрическому со10. Внутреннее трение в пленках на основе Si3N4 и Cu-Se/ Е.К. Белоногов, храняет элементный состав в объеме толстых однофазных пленок.

Б.М. Даринский, А.С. Ильин, В.И. Митрохин, В.А. Мошников, А.Н. Харин, 9. Стохастический рост пленок систем C-AlxOy и Al-AlxOy в условиях МР Н.П. Ярославцев// Известия РАН. Сер. Физ. 2005. Т. 69. № 8. С. 1168-1170.

11. Иевлев В.М. Синтез и субструктура ориентированных пленок CuInSe2 / при низкой подвижности адатомов обеспечивает формирование открытой поВ.М. Иевлев, Е.К. Белоногов, А.Н. Харин// Неорганические материалы. 2005.

ристости, что приводит к увеличению с толщиной пленки удельной свободной Т.41. №1. С. 15–22.

поверхности в 105 раз. Пористость возрастает вследствие эффекта экранирова12. Ориентированная конденсация тонких пленок твердого раствора ния объема конденсата, расслоения фаз, формирования наноструктурных элемедь – палладий/ В.М. Иевлев, Е.К. Белоногов, А.А. Максименко, Г.С.

ментов (наноленты, нанотрубки, вискеры).

Бурханов, Н.Р. Рошан // Горный информационно аналитический бюлле10. Общая закономерность морфологии фронта роста и рельефа поверхнотень. 2005. С. 132-140.

сти пленок твердых растворов на основе палладия, оксида цинка, сложных ок13. Наноразмерный гидроксиапатит, синтезированный осаждением в рассидов, композитов C-AlxOy и Al-AlxOy - монотонное увеличение шероховатости творе желатина / A.С.Фомин, С.М. Баринов, В.М. Иевлев, Комлев, Е.К. Белос ростом толщины, латеральных размеров зерен и анизотропии их формы. Ланогов, Т.Л. Тураева // ДАН. 2006. Т. 411. № 3. С. 348-351.

теральные размеры анизотропных зерен и высота рельефа поверхности моно14. Синтез компактных нанокристаллических пленок гидроксиапатита / тонно возрастают с толщиной пленки вследствие возникающих по механизму С.М. Баринов, Е.К. Белоногов, В.М. Иевлев, A.B. Костюченко, В.И. Путляев, эволюционной селекции аксиальных текстур [0001] ГПУ и <111> ГЦК. Эффект Ю.Д. Третьяков // ДАН. 2007. Т.412. №3. С. 347-350.

15. Синтез нанокристаллических пленок гидроксиапатита / В. М. Иевлев, Э. П. Доплазмы магнетронного разряда проявляется в формировании глобулярной машевская, В. А. Терехов, Ю. Д. Третьяков, С. М. Баринов, Е. К. Белоногов, А. В. Костюморфологии фронта роста толстых пленок.

ченко // Конденсированные среды и межфазные границы. 2007. Т.9. №3. С. 209-215.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

16. Иевлев В.М. Субструктура и ориентация тонких пленок твердого раствора Публикации в изданиях, рекомендованных ВАК РФ Cu-Pd /В. М. Иевлев, Е.К. Белоногов, А.А Максименко// Поверхность. 2008. №2. С.

1. Иевлев В.М. Структура двухслойных эпитаксиальных пленок Ag-Al 66-70.

/В.М. Иевлев, Е.К. Белоногов// ФММ. 1983. Т. 56. Вып. 2. С. 322-326.

17. Субструктура и свойства толстых пленок палладия /В. М. Иевлев, Е.К. Бело2. Ориентация и субструктура пленок ZnO, полученных магнетронным ногов, А.А. Максименко, Г.С. Бурханов, Н.Р. Рошан// Металлы. 2008. №1. С. 95-102.

распылением /В.М. Иевлев, О.Г. Шведова, Е.К. Белоногов, А.Д. Селезнев// Не18. Иевлев В.М. Ориентированная кристаллизация тонких пленок Pd–Cu / В. М.

органические материалы. 1991.Т.27. №3. С. 521-525.

Иевлев, Е.К. Белоногов, А.А. Максименко// ФММ. 2008. Т.105. № 6. С. 608-613.

3. Морфология и структура пористого углеродного конденсата, полученного 19. Нанокристаллическая гидроксиапатитовая керамика, полученная спеканием методом МР графита в вакууме /В.М. Иевлев, Е.К.Белоногов, С.В. Бурова, В.П. Иевпосле воздействия высоких давлений /А.С. Фомин, С.М. Баpинов, В.М. Иевлев, В.В.

лев// Вестник Воронеж. гос. техн. ун-та. Сер. Материаловедение. 1998. Вып 1.4. С.44-Смирнов, Е.К. Белоногов// ДАН. 418. №3. 2008. С. 352-356.

4. Иевлев В.М. Применение ИФО для синтеза CuInSe2 /В.М. Иевлев, Е.К.

20. Фазовые, структурные и морфологические превращения в пленочных Белоногов, Б.П. Базовой// Вестник Воронеж. гос. техн. ун-та. Сер. Материалогетероструктурах W-C при импульсной фотонной обработке /В.М. Иевлев, О.В.

ведение. 1998.Вып. 1.3. С. 56-58.

Сербин, С.Б. Кущев, В.Н. Санин, Е.К. Белоногов// Перспективные материалы.

5. Фрактальная структура фуллерита /I.V. Zolotukhin, V.P. Ievlev, E.K. Be2008. №3. С. 5-15.

lonogov, D.A. Derzhnev, A.E. Markova // Письма в ЖЭТФ. 1998. т.67. в.9. С.684-685.

21. Гибкие солнечные модули на основе сульфида и теллурида кадмия /Г.С. Хри6. Субструктура межфазных границ в двухфазных тонких пленках CuInSeпунов, Е.П. Черных, Е.К. Белоногов Н.А. Ковтун// ФТП. 2009. Т.43.Вып. 8. С. 1084/В.М. Иевлев, Е.К. Белоногов, Б.П. Базовой, С.Б. Кущев, А.Д. Поваляев// Вестник 1089.

Воронеж. гос. техн. ун-та. Сер. Материаловедение. 1998. Вып.1.3. С.53-55.

22. Структура, элементный состав и механические свойства пленок, полученных Статьи и материалы конференций методом ВЧМР гидроксиапатита/ Э.П. Домашевская, С.М. Баринов, В. М. Иевлев, А.В. 35. Белоногов Е.К. Получение текстурированных пленок ZnO метоКостюченко, Е.К. Белоногов// Физика и химия стекла. 2008. Т.34. С. 798-807. дом реактивного магнетронного распыления /Е.К. Белоногов, Е.М.Березин, 23. Хрипунов Г.С. Пленочные солнечные элементы на основе CdS/CdTe с А.Д. Селезнев// Техника средств связи. М.: МИРЭ, 1986. №1. С. 61-62.

наноразмерными сопрягающимися слоями / Г.С. Хрипунов, Г.И. Копач, Е.К. 36. Образование силицидов молибдена при вакуумной конденсации меБелоногов // Материаловедение. 2008. №11. С. 59-63. талла на кремний /С.Б. Кущев С. А Солдатенко. Е.К. Белоногов, И.Г. Руднева// 24. Демьянов С.Е. Наноструктуры с треками быстрых тяжелых ионов / Вестник Воронеж. гос. техн. ун-та. Сер. Материаловедение. 1998.Вып.1.2. С.33-35.

С.Е. Демьянов, А.В. Петров, Е.К. Белоногов// Известия РАН. 2008. Т.72. № 9. 37. Иевлев В.М. Эпитаксия и субструктура пленок CuInSe2 синтезированС. 1262-1264. ных конденсацией в вакууме и селенизацией интерметаллидов /В.М. Иевлев, 25. Белоногов Е.К. Размерный эффект, субструктура слоев и свойства сол- Е.К. Белоногов, А.Н. Харин.// Вестник Воронеж. гос. техн. ун-та. Сер. Матенечных элементов на основе CdS/CdTe /Е.К. Белоногов, Г.С. Хрипунов// Аль- риаловедение. 2002.Вып. 1.12. С. 69-71.

тернативная энергетика и экология. 2009. №2. С. 76-82. 38. Ориентированная кристаллизация тонких пленок CuInSe2 на фторфло26. Синтез наноструктурированных пленок SiC при ИФО Si в углеродсо- гопите /В.М. Иевлев, Е.К. Белоногов, Б.П. Базо вой, А.Н. Харин//Вестник Водержащей среде / В.М. Иевлев, В.С. Ильин, С.А. Солдатенко, А.Н. Лукин, С.Б. ронеж. гос. техн. ун-та. Сер. Материаловедение. 2002. Вып. 1.11. С. 55-56.

Кущев Е.К. Белоногов // Поверхность. 2009. №10. С.48-53. 39. Иевлев В.М. Ориентированная кристаллизация пленок CuInSe2 при по27. Автоэмиссионные свойства углеродных нанотрубок и SiC вискеров, следовательной вакуумной конденсации Cu – Se и In-Se /В.М. Иевлев, Е.К. Бесинтезированных с использованием частиц Ni, осажденных в ионных треках лоногов А.Н. Харин// Вестник Воронеж. гос. техн. ун-та. Сер. МатериаловедеSiO2 /А.В. Окотруб, А.Г. Куреня, А.В. Гусельников, А.Г. Кудашов, Л.Г. Булу- ние. 2003.Вып. 1.13. С. 60-61.

шева, А.В. Петров, Е.К. Белоногов// Российские нанотехнологии. 2009. Т.4. 40. Иевлев В.М. Синтез ориентированных пленок CuInSe2 на NaCl /В.М.

№9-10. С. 72-76. Иевлев, Е.К. Белоногов, А.Н. Харин// Вестник Воронеж. гос. техн. ун-та. Сер.

28. Нанокристаллическая гидроксоапатитовая керамика / А.С. Фомин, Материаловедение. 2003. Вып. 1.14. С. 36.

С.М. Баринов, В.М. Иевлев, В.В. Смирнов, Б.П. Михайлов, Е.К. Белоногов, 41. Субструктура пленок палладия /В. М. Иевлев, Е. К. Белоногов, А.А.

Н.А. Дроздова // Неорганические материалы. 2009. Т. 45. № 10. С. 1271-1274. Коновалов, А.А. Максименко// Фракталы и прикладная синергетика. М.: Наука, 29. Стpуктуpа и механические свойства пленок гидpоксиапатита на титане 2005. С. 62-63.

/В.М. Иевлев, С.М. Баpинов, А.В. Костюченко, Е.К. Белоногов //Материалове- 42. Синтез и субструктура пленок упорядоченного твердого раствора палдение. 2010. №6. С.22-26. ладий-медь / В.М. Иевлев, Е.К. Белоногов, А.А. Максименко, Г.С. Бурханов // 30. Структура и свойства пленок LiNbO3, полученных методом ВЧМР /В. Вестник Воронеж. гос. техн. ун-та. Сер. Материаловедение. 2005. Вып. 1.17. С. 9М. Иевлев, А. В. Костюченко, Е. К. Белоногов, М. П. Сумец, В. М. Вахтель, Н. 17.

В. Сидоров, М. Н. Палатников// Перспективные материалы. 2010. №3. С. 26-33. 43. Рельеф пленок палладия / Е.К. Белоногов, В.М. Иевлев, А.А. КоноваПатенты на изобретения лов, А.А. Максименко // Актуальные проблемы физики твердого тела. Минск:

31. Патент № 2109362 С1 (51) 6Н01G 9/00 Способ модификации поверх- ИФТТП, 2005. С. 60-61.

ности фольги для электролитических конденсаторов /В.М. Иевлев, 44. Субструктура и прочность конденсированных плёнок палладия /В.М.

Е.К.Белоногов, С.В. Бурова, С.Б. Кущев, Т.Л. Тураева; № 96110976, заявл. Иевлев, Е.К. Белоногов, А.А. Максименко, Б.Л. Агапов// Деформация и разру30.05.96; опубл. 20.11.97, Бюл. №30. 3с. шение материалов. М.: МГИУ, 2006. Т.1. С.468-471.

32. Патент №2123738 С1 (51) 6Н01G 9/00,9/04 Пористое покрытие для мо- 45. Крикун К. Ю. Разработка пленочных электродов ITO для оптоэлекдификации поверхности фольги электролитического конденсатора тронных приборов /К. Ю. Крикун, Г.С. Хрипунов, Е.К. Белоногов// Sensor /В.М.Иевлев, Е.К.Белоногов, С.В.Бурова, В.П Иевлев, В.В. Комбаров, С.Б. Ку- Electronics and Microsystems Technologies. 2009. № 1. С. 55-60.

щев, А.Д. Поваляев, В.Н. Пономаренко, Т.Л.Тураева; №97104386/09, заявл.

21.03.97; опубл. 20.12.1998, Бюл. №35. 3с.

33. Патент №2.372.101 С1, РФ (51)ПМК A61L 27/32. Способ получения на подложке плотного кристаллического кальций-фосфатного покрытия с состаПодписано в печать 07.07.2011.

вом стехиометрическо-го гидроксиапатита /Иевлев В.М., Белоногов Е.К., КосФормат 60х84/16. Бумага для множительных аппаратов.

тюченко A.B.; №115681/15, заявл. 21.04.2008; опубл. 10.11.2009, Бюл. № 31. 3с Усл. печ. л. 2,0. Тираж 100 экз. Заказ № _______ 34. Патент №2381055 С2, РФ (51)ПМК B01D С23С 14/14 В81В З100. Способ изготовления композиционных мембран на основе тонких пленок металлов /В.М.Иевлев, Е.К.Белоногов, А.А. Максименко, Н.Р. Рошан, Г.С. Бурханов;

№10107627/02; заявл. 27.02.2008; опубл. 10.02.2010, Бюл. №4. 3с.






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.