Размещено на http://www.allbest.ru/

На правах рукописи

01.04.07 ? Физика конденсированного состояния

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ СОСТОЯНИЯ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА ПЛЕНОК СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА И КОБАЛЬТА

Артемьев Е.М.

Красноярск 2008

Работа выполнена в Сибирском федеральном университете (СФУ)

Научный консультант

доктор физико-математических наук, профессор Овчинников Сергей Геннадиевич

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Уздин Валерий Моисеевич

Санкт-Петербургский государственный университет

доктор физико-математических наук, профессор Старенченко Светлана Васильевна

Томский государственный архитектурно-строительный университет

доктор физико-математических наук, профессор Сагалаков

Анатолий Михайлович

Алтайский государственный университет

Ведущая организация:

Московский государственный университет, г. Москва

Защита состоится 3 «октября» 2008 г. в 14 часов в аудитории на заседании диссертационного совета Д 212.004.04. при Алтайском государственном техническом университете им. И.И. Ползунова по адресу:

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Алтайского государственного технического университета им. И.И.Ползунова.

Автореферат разослан « » августа 2008 года

Ученый секретарь канд. физ-мат. наук, доцент Романенко В.В.

1. Общая характеристика работы

Актуальность темы. Исследование атомной структуры материалов, связи кристаллической структуры вещества с магнитными свойствами является одной из важнейших задач физики конденсированного состояния. Вопрос о микроструктуре пленочных материалов, полученных в неравновесных условиях, ? один из самых актуальных для создания новых твердотельных материалов. С одной стороны, пленочные материалы могут быть сравнительно просто получены методами вакуумной и ионноплазменной конденсации и исследованы с помощью просвечивающей электронной микроскопии, которая в настоящее время позволяет вести прямое наблюдение фазовых переходов, поверхностных реакций, идентификации фаз в кристаллитах микроскопических размеров и т. д. С другой стороны, структурные исследования позволяют целенаправленно варьировать технологию изготовления образцов для получения требуемых свойств.

Термодинамически основная особенность тонкопленочного состояния вещества состоит в том, что относительно велик вклад поверхностной энергии в полную свободную энергию образца. По этой причине многие физические свойства вещества в тонкопленочном состоянии могут отличаться от соответствующих свойств вещества в массивных образцах. Пленочные образцы позволяют исследовать метастабильные состояния вещества, включая аморфное и нанокристаллическое, как при обычных условиях, так и после изменения их в широких интервалах. Пленочные образцы могут служить удобным средством для моделирования неравновесных процессов. В настоящее время большинство систем хранения информации основано на принципе продольной магнитной записи. Ежегодное увеличение плотности записи связано с использованием в качестве записывающих сред композиционных нанокристаллических материалов, представляющих собой слабо обменно связанные ферромагнитные зерна, помещенные в диэлектрическую или металлическую матрицу. Уплотнение магнитной записи на тонкопленочных средах, связанное с уменьшением размера зерна и ослаблением обменного взаимодействия между монокристаллическими зернами, так или иначе приведет к суперпарамагнитной нестабильности, влияющей на характеристики систем записи. Поэтому в настоящее время наряду со средами для продольной записи серьезное внимание стали уделять средам с перпендикулярным способом магнитной записи информации. Современные среды для перпендикулярно записывающего слоя четко разделяются на два основных класса: 1 - мультислойные структуры Co/Pt, Co/Pd, Fe/Pt ; 2 - среды на основе сплавов Со/Сг. Основные требования к перпендикулярно записывающему слою: малый размер зерна, узкое распределение по размеру зерна, текстура, оптимизация обменного взаимодействия между нанокристаллическими зернами, аналогичны требованиям, предъявляемым к средам для продольного принципа записи.

Выполнение перечисленных требований к перпендикулярно записывающему слою возможно в случае приготовления данного слоя в виде гетерофазного текстурированного нанокристаллического сплава. Использование различных легирующих добавок может лишь замедлить неизбежные процессы рекристаллизации, фазовых превращений и т. д., изменяющих магнитные характеристики записывающего слоя. Поэтому третьим альтернативным мультислойным пленкам Co/Pt, Co/Pd и cплавам на основе CoCr классом сред для перпендикулярной магнитной записи являются высокоанизотропные сплошные (с сильным обменным взаимодействием) магнитные среды. В качестве таких сред рассматриваются эквиатомные упорядоченные сплавы CoPt, CoPd, FePt, FePd, характеризующиеся тетрагональной сверхструктурой Llo. При изготовлении монокристаллического записывающего слоя с текстурой (001) размер битов будет определяться шириной доменной стенки, которая в перечисленных эквиатомных сплавах составляет D ~10 ?, а размеры бита информации ?50 ?. D=(A/K)1/2, где А ? константа обменного взаимодействия имеет порядок 10?6 эрг/см, а К ? константа кристаллографической анизотропии имеет порядок 108 эрг/см3.

Выбор для исследования пленок сплавов систем CoPd, CoPt, FePd, FePt, Co50Pt50-xPdx, Fe50Pd50-xPtx, Co-C , Fe-C и др. обусловлен тем, что в пленках сплавов этих систем можно было ожидать образование метастабильных фаз и кристаллических структур, обладающих уникальными физическими свойствами, в частности магнитными характеристиками, удовлетворяющими вышеперечисленным требованиям.

Из сказанного следует, что пленочные материалы вышеперечисленных сплавов имеют огромный потенциал неиспользованных полезных сочетаний свойств. Задачи выявления природы процессов структурообразования в магнитных пленках и установления корреляции структуры с магнитными свойствами являются актуальными. Тема диссертации соответствует «Перечню приоритетных направлений фундаментальных исследований, утвержденных президиумом РАН (раздел 1.2 «Физика конденсированных состояний и вещества»).

Цель диссертационной работы

Исследование фазовых превращений метастабильных состояний и процессов атомного упорядочения в атомно-неупорядоченных и нанокристаллических пленочных сплавах CoPd, FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx, Fe-C, Co-C и др. и установление корреляции с магнитными и магнитооптическими свойствами данных материалов.

Для достижения поставленной цели надо было решить следующие задачи:

Исследовать фазовый состав пленок сплавов на основе Fe и Co, выращенных магнетронным и вакуумным напылением на различных подложках при различных температурах подложек (от ?150 до +300 °С), и возможность получения в пленках метастабильных фаз.

Исследовать влияние термообработок на фазовый состав, метастабильные состояния и магнитные свойства пленок сплавов на основе Fe и Co.

Исследовать особенности атомного упорядочения сплавов FePd, FePt, CoPd, CoPt, Fe50Pd50-xPtх и Co50Pt50-xPdx (х = 1?10 aт.%) в пленочных образцах, как монокристаллических, так и поликристаллических.

Исследовать влияние атомного упорядочения на магнитные и магнитооптические свойства пленок сплавов FePd, FePt, CoPd, CoPt, Fe50Pd50-xPtх и Co50Pt50-xPdx (х = 1-10 aт.%.)

Исследовать влияние состава пленок сплавов на основе Fe и Co на их магнитные свойства.

С помощью магнитных и магнитооптических исследований получить экспериментальные данные, характеризующие пленки сплавов FePd, FePt, CoPd, CoPt, Fe50Pd50-xPtх и Co50Pt50-xPdx (х = 1?10 aт.%) как среды для магнитной и термомагнитной записи информации.

Научная новизна

Подробно исследованы фазовый состав и кристаллическая структура пленок CoPd (содержание Pd от 0 до 100 % полученных при разных температурах подложек (ТП = ?150 ? +300 °С). По результатам исследований в координатах «температура подложки - концентрация» построена диаграмма фазового состояния тонкопленочных сплавов CoPd.

Впервые на диаграмме фазового состояния получены: область существования пленок с ГПУ-решеткой; область существования пленок со стабильной ГЦК-структурой; область существования нанокристаллических пленок. Нанокристаллическое состояние, характеризующееся на электронограммах диффузным гало, представляющее собой переходной мартенсит при полиморфном переходе из низкотемпературной ГПУ-фазы в высокотемпературную ГЦК-фазу. Отработана технология нанесения монокристаллического слоя MgO на поверхность кристалла MgO, уменьшающая дефектность поверхности.

Впервые установлено, что отжигом нанокристаллические, однофазные ГПУ и двухфазные ГПУ+ГЦК пленки переводятся в состояние со стабильной ГЦК-структурой через ряд метастабильных состояний. Обнаруженное наличие ряда метастабильных фаз в пленках CoPd объясняется предрасположенностью пленок сплавов CoPd в области 30?55 ат.% палладия к полиморфизму.

Атомное упорядочение эквиатомных сплавов FePd, FePt, CoPt и сплавов Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1?10 aт.%) в монокристаллических пленках зависит от толщины пленки не только в результате влияния подложки, но и вследствие самой формы образца. Найдены критические толщины пленочных образцов сплавов FePd, FePt,CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1?10 aт.%), при которых основная часть тетрагональной фазы ориентируется осью С вдоль нормали к плоскости пленки. Атомное упорядочение эквиатомных сплавов FePd, FePt, CoPt и сплавов Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1?10 aт.%) в поликристаллических пленках сопровождается образованием текстуры (оси С кристаллитов ориентируются преимущественно вдоль нормали к плоскости пленки). Предложено объяснение этому эффекту. Установлена последовательность структурных превращений в процессе термической релаксации в нанокристаллических пленках Fe(C) и Co(C). Построена теория фазового перехода от атомно-неупорядоченного ферромагнитного состояния к атомно-упорядо-ченному парамагнитному с изменением кристаллической ГЦК-решетки на ГЦТ-решетку типа CuAu.

Получены монокристаллические пленки сплава FePd, FePt, CoPt (толщиной до 300, 130, 190 ? соответственно) с первой константой магнитной кристаллографической анизотропии 3Ч107, 6Ч107, 4,5Ч107эрг/см3, соответственно, а также монокристаллические пленки Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1?10 aт.%) с К1 (3,5?4)Ч107 эрг/см3, что обеспечивает устойчивость однодоменного состояния в них при ориентации намагниченности вдоль нормали к плоскости пленок. Получены монокристаллические и поликристаллические пленки сплавов с изменяющейся в зависимости от режимов термообработки коэрцитивной силой. Показано, что при достаточно высоких значениях НС поликристаллических пленок однодоменное состояние с намагниченностью нормальной к плоскости пленок (в отсутствие внешнего магнитного поля) может сохраняться при условии К ? 2рJ2S. Это дает возможность производить на таких пленках термомагнитную запись.

Впервые определена намагниченность насыщения ГПУ-фазы в концентрационном интервале от Co до Co50Pd50. Установлено, что нанокристаллическое состояние сплава CoPd характеризуется низкими значениями коэрцитивной силы и малыми полями технического насыщения. Получены кривые температурной зависимости поля технического насыщения HS (вдоль нормали к плоскости пленки) нанокристаллических пленок разных составов. Построены графики концентрационной зависимости константы К1 кристаллографической анизотропии ГЦК-сплавов CoPd для комнатной температуры и температуры жидкого азота (измерения выполнены на пленочных и массивных образцах). Получены монокристаллические пленки сплавов FePd, FePt, CoPt, CoPd, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1?10 aт.%), находящиеся в атомно-разупорядо-ченном состоянии. Измерены магнитные параметры пленок (JS, K1, HC).

Впервые получены пленочные образцы сплавов Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1-10 aт.%) (монокристаллические и поликристаллические пленки), пригодные для магнитной и термомагнитной записи информации. Магнитными и магнитооптическими методами найдены характеристики пленок сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1-10 aт.%). На пленочные сплавы Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1?10 aт.%) получены патенты как на среды для термомагнитной записи.

На защиту выносятся:

Результаты структурных исследований пленок сплавов Co-Pd, FePd, FePt, CoPt, Co50Pt50-xPdx, Fe50Pd50-xPtx, CoC, FeC, полученных при различных технологических условиях.

Технологические параметры, определяющие получение пленок того или иного фазового состава.

Способ получения нанокристаллических (электронографически и рентгенографически аморфных) пленок сплавов CoPd в интервале температур подложек, ниже и выше которого пленки получаются кристаллическими. Данное состояние пленок следует рассматривать как отдельный вид переходного мартенсита.

Корреляция структуры пленок сплавов CoPd, FePd, FePt, CoPt, Co50Pt50-xPdx, Fe50Pd50-xPtx, CoC, FeC c их магнитными и магнитооптическими свойствами в процессе фазовых превращений и атомного упорядочения.

Механизмы и кинетика формирования многообразных диссипативных структур в исследованных пленках.

Установление влияния типа подложки, технологических условий напыления и термоотжига на величину перпендикулярной магнитной анизотропии (ПМА) в пленках сплавов FePd, FePt, CoPt, Co50Pt50-xPdx и Fe50Pd50-xPtx. Идентификация особенности структуры, ответственной за формирование ПМА.

Теоретическое обоснование возможности фазового перехода от атомно-неупорядоченного ферромагнитного состояния к атомно-упорядоченному парамагнитному с изменением кристаллической ГЦК-решетки на ГЦТ-решетку типа L10.

Достоверность

Обоснованность и достоверность полученных результатов обеспечивается подтверждением основных выводов работы повторением опытов в сходных условиях с использованием различных методик. Результаты независимо подтверждены исследованиями других авторов. Достоверность также обеспечивается согласованностью модельных расчетов с экспериментальными данными.

Практическая значимость

Полученные результаты по корреляции структурных превращений в пленках сплавов на основе Fe и Co с магнитными и магнитооптическими свойствами сплавов необходимы для разработки и получения таких пленок в электронной технике.

Впервые получен материал для носителя термомагнитной записи на пленках Сo50Pt50-xPdx и Fe50Pd50-xPtx и Fe50Pd50-xPtx (где х = 1?10 ат.%).

На пленки сплава Сo50Pt50-xPdx как материал для термомагнитной записи получен патент. Заявка №2005121577 от 08.07.2005. Решение о выдаче патента от 27.07.2006.

На пленки Fe50Pd50-xPtх как материал для термомагнитной записи получен патент. Заявка №2006142232 от 29.11.2006. Решение о выдаче патента от 15.11.2007.

Получено А. с. №4041686/3125 от 16.04.1987 на магнитный двигатель на основе двухфазных (ГПУ, ГЦК) пленок CoPd.

Апробация работы

Материалы диссертации докладывались и обсуждались на следующих конференциях:

Республиканском семинаре по физике магнитных явлений. Иркутск, 1976 г.

Всесоюзной конференции «Монокристаллические магнитные пленки». Красноярск. 1977 г.

Всесоюзном совещании по физико-химии аморфных металлических сплавов, Москва, 1982 г.

VII Всесоюзном совещании «Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов». Свердловск, 1983 г.

Всесоюзной конференции «Проблемы исследования структуры металлических сплавов», Москва, 1984 г.

Всесоюзной школе-семинаре «Доменные и магнитооптические запоминающие устройства». Кобулетти. 1988 г.

XI Всесоюзной школе-семинаре «Новые магнитные материалы микроэлектроники». Ташкент. 1988 г.

VI Всесоюзном симпозиуме по растровой микроскопии и аналитическим методам исследования твердых тел (РЭМ-89). Звенигород, 1989 г.

XII Всесоюзной школе-семинаре «Новые магнитные материалы микроэлектроники». Новгород. 1990 г.

Школе-семинаре «Новые магнитные материалы микроэлектроники». Москва. 2000 г.

Международном научном семинаре «Инновационные технологии». Красноярск. 2000 г.

EASTMAG-2001, Ekaterinburg 27 March 2, 2001 r.

Международных симпозиумах «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах» ОМА-2002, ОМА-2003, ОМА-2004, ОМА-2005, ОМА-2006 г.

MISM-2005 (Moscow International Symposium on Magnetism) Moscow, June 25-30, 2005r.

X Международном симпозиуме «Нанофизика и наноэлектроника». Нижний Новгород, 2006 г.

II Всероссийской конференции по наноматериалам (НАНО-2007). IV Международном семинаре «Наноструктурные материалы ? 2007: Беларусь ? Россия». Новосибирск, 2007 г.

EASTMAG-2007, КАЗАНЬ 23?26 August 2007 г.

Международном симпозиуме «Упорядочение в минералах и сплавах». Ростов-на-Дону - Лоо. 2007 г.

Международном симпозиуме «Порядок, беспорядок и свойства оксидов». Ростов-на-Дону - Лоо. ODPO-2007 г.

ХII Международном Симпозиуме «Нанофизика и наноэлектроника» 10?14марта 2008 г. Н. Новгород.

Семинаре Института физики микроструктур РАН. Н. Новгород 19 марта 2008 г.

Публикации

Основное содержание диссертации изложено в 35 опубликованных работах; технические разработки оформлены в виде 2 патентов на сплавы для термомагнитной записи и 1 авторского свидетельства на магнитный двигатель. Список авторских работ, использованных в диссертации, приведен в конце автореферата.

Личный вклад автора

Результаты, выносимые на защиту, получены лично автором. Автору принадлежат постановка задач данного исследования, формулировка, обоснование и разработка положений, определяющих научную новизну и практическую значимость работы, формулировка задач расчетных и экспериментальных исследований, проведение экспериментов и интерпретация их результатов, предложения по практическому применению пленок исследованных сплавов.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, пяти глав, основных результатов и выводов, списка авторских работ и цитируемой литературы из 235 наименований, изложена на 274 страницах машинописного текста, в том числе 87 рисунков и 11 таблиц.

2. Краткое содержание работы

Во введении обосновывается актуальность темы диссертации, сформулированы цели, научная и практическая значимость, приводятся основные положения, выносимые на защиту, отражены структура, объем и содержание диссертационной работы.

В первой главе сделан обзор литературы по теме диссертации. Описана кинетика образования тонких пленок. Электронно-микроскопические исследования начальной стадии образования тонких пленок. Метастабильные состояния в тонких пленках исследуемых сплавов. Даны фазовые диаграммы исследуемых сплавов и магнитные свойства сплавов в массивном и пленочном состояниях. Описаны особенности атомного упорядочения и его влияние на магнитные свойства пленок сплавов СoPd, CoPt, FePd, FePt. Обсуждаются и анализируются неравновесные (метастабильные) структуры, образующиеся при комнатной или более низкой температуре бездиффузионно, то есть по мартенситному (сдвиговому) механизму.

Анализ экспериментальных данных показывает, что для сплавов с многослойными мартенситными структурами характерна низкая энергия дефектов упаковки (д.у.) - г < 30 эрг/см2, поэтому указанную характеристику можно принять за одно из необходимых условий появления многослойных мартенситных структур. В настоящее время широко исследуются механизмы и кинетика формирования нанокристаллических образований в структуре металлических пленок. Пленочные образцы могут служить удобным средством для моделирования неравновесных процессов, протекающих в массивных материалах. Выбор для исследования пленок сплавов систем CoPd, CoPt, FePd, FePt, Co50Pt50-xPdx, Fe50Pd50-xPtx, Co-C , Fe-C и др. обусловлен тем, что в пленках сплавов этих систем, полученных в неравновесных условиях, можно было ожидать как распад сплава, так и образование метастабильных фаз, обладающих уникальными физическими свойствами, например большой магнитной анизотропией, достигающей 106 эрг/см3, в направлении, перпендикулярном плоскости пленки. В первой главе рассматриваются также физические принципы и проблемы, лежащие в основе магнитной записи информации. На пленочных материалах с перпендикулярной магнитной анизотропией (ПМА) возможно достижение плотности записи информации до 1012 бит/ см2, что в принципе невозможно обеспечить в случае использования материалов с анизотропией в плоскости пленки.

Во второй главе описаны технология получения пленок, методики исследования кристаллической структуры и фазового состава пленок сплавов. Режимы термообработки пленок сплавов. Методики измерения магнитных параметров пленок: намагниченности насыщения, коэрцитивной силы, параметра обменного взаимодействия. Описана методика наблюдения магнитного контраста методом Лоренцевой микроскопии, поскольку другие методы не позволяют изучать магнитные параметры локальных участков диаметром меньше 1 мкм. Такая информация необходима для поиска оптимального сплава, выбора поля записи, а также изучения эффектов старения при многократной перезаписи. Автором была разработана методика наблюдения субмикронных магнитных структур методами электронной микроскопии на «просвет». Наблюдение магнитного контраста на «просвет» даже в специфических условиях работы микроскопа, предполагающих уменьшение влияния магнитного поля объективной линзы на образец для исключения намагничивания образца до насыщения, позволяет достичь разрешения ~ 60 Е. Необходимым условием метода является градуировка магнитного поля полюсных наконечников объективной линзы вдоль оси Z (ось движения электронного пучка), конструирование и изготовление объектодержателя, позволяющего с малым шагом изменять положение образца вдоль оси Z. Кроме того, приведено описание магнитооптических исследований и исследования термомагнитной записи на пленках исследованных сплавов.

В третьей главе описаны сведения о метастабильных состояниях, атомном упорядочении и фазовом составе пленок, полученные при разных технологических условиях. Исследовались пленки CoPd с содержанием Pd от 0 до 95 %, пленки сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx, CoC и FeC. При напылении пленок варьировалась температура подложек ТП. Применялись одновременно подложки MgO, LiF, NaCl, стекло, кварцевое стекло, поликор. При изучении зависимости структуры пленок сплава CoPd от температуры подложек ТП при конденсации были выявлены существенные закономерности. Область существования ГПУ-фазы в пленках сплава, полученных при ТП от ?150 до ?100 °С, приходится на широкий интервал составов: от кобальта и до состава Co40Pd60, в то время как в массивных образцах ГПУ-фаза существует вблизи чистого кобальта (до 13 ат.% Pd). Электрономикроскопические исследования показывают, что пленки с ГПУ-фазой в интервале составов Co1-xPdx, где х = 0,4?0,6, состоят из кристаллитов ГПУ-фазы, ориентированных осью С перпендикулярно к плоскости подложки и когерентно подстроенных между собой так, что электронограмма представляет собой картину монокристаллического блока ГПУ-фазы с разориентировкой в несколько градусов на протяжении 3?10 микрон. Причина возникновения такого рода текстуры кроется, вероятно, в том, что атомы сплава, поступающие на холодную поверхность подложки из газообразной фазы, не образуют химических связей с подложкой, в результате чего зародыши ГПУ-фазы ориентируются ретикулярной плоскостью (базисная плоскость ГПУ-фазы) параллельно плоскости подложки. Диффузионная подвижность зародышей кристаллизации ГПУ-фазы по этой же причине достаточно высока, что позволяет им когерентно подстраиваться друг к другу и создавать рефлексы монокристалла в областях пленки размерами до десяти микрон в диаметре. Параметры решетки, рассчитанные из данных рентгеноструктурного анализа и электронной микроскопии для ГПУ-фазы в области эквиатомного состава: а = 0,258 нм,

с = 0,428 нм. При увеличении содержания кобальта в пленках сплава параметры решетки изменяются до значений а = 0,252 нм, с = 0,411 нм (параметр ГПУ-фазы чистого кобальта). При достаточно высоких температурах подложек ~+80 єC при конденсации пленок CoPd в области эквиатомного состава или в процессе нагревания отделенных от подложек пленок электронным лучом в колонне электронного микроскопа возникают структуры, не соответствующие ни одной из известных фаз сплавов CoPd. Например, на рисунке 1 показана электронограмма, полученная от пленок Co50Pd50 и дана расшифровка этой картины микродифракции (ось зоны отражения [01]). Параметры идентифицируемой ГПУ-структуры следующие: а = 2,62 Е, с = 8,43 Е. Отношение с/a = 3,22 существенно превосходит идеальное соотношение c/a = 1,63, характерное для ГПУ-структур.

Рисунок 1 - Одна из наблюдаемых дифракционных картин, возникающих в результате конденсации пленок сплава Co50Pd50 при ТП ? 100 оС. Ось зоны отражения [0] (а); электронограмма двухфазной ГПУ; ГЦК) пленки сплава Co51Pd49 (б).

Такой кристаллической структуры на фазовой (Р, Т) диаграмме сплава Co-Pd нет. Анализ электронограмм показывает, что данное кристаллическое состояние имеет двойную гексагональную плотноупакованную слоистую решетку 2ГПУ (4Н) и представляет собой следующую последовательность плотноупакованных слоев: АВАСАВАС…. При повышении ТП пленки начинают конденсироваться двухфазными в виде смеси ГПУ и ГЦК-фаз. С увеличением ТП процентное содержание ГЦК-фазы растет и при ТП + 100°С количество ГЦК-фазы приблизительно одинаково с количеством ГПУ (по интенсивности структурных рефлексов).

Кристаллическая структура пленки сплава Co48Pd52, конденсированной при ТП 80 °С, показана на рисунке 2, а, там же приведена электронограмма сплава и ее расшифровка (рисунок 2, б, в).

Кристаллиты ГЦК-фазы имеют размеры от 2 до 6 нм в ширину и от 8 до 50 нм в длину. Анализ электронограмм и рентгенограмм показывает, что кристаллиты ГПУ- и ГЦК-фаз стыкуются когерентно, плоскость (111) ГЦК-фазы лежит на базисной плоскости ГПУ-фазы. Из-за этой параллельности на электронограммах некоторые рефлексы от межплоскостных расстояний совпадают, например d (022) ,(202) ГЦК и d (110) ,(210) ГПУ-фаз, а сама микроэлектронограмма, снятая с участка образца в несколько микрон, представляет набор точечных рефлексов, аналогичный электронограмме монокристаллической пленки. Однофазная ГПУ-пленка сплава Co50Pd50 имеет параметры решетки а = 0,258 нм, с = 0,428 нм.

Рисунок 2 - Кристаллическая структура пленки сплава Сo48Pd52, конденсированной при ТП 80 оС (а); электронограмма пленки сплава (б); расшифровка электронограммы (в)

У однофазных ГЦК пленка сплава Co50Pd50 имеет параметры решетки а = 0,258 нм, с = 0,428 нм. У однофазных ГЦК-пленок того же состава (конденсация при ТП 230 °С) параметр решетки а = 0,376 нм. В двухфазной системе решетки фаз стыкуются когерентно и параметры фаз несколько изменяются, для ГПУ а = 0,262 нм, с = 0,429 нм, а для ГЦК-фазы а = 0,372 нм. Параметры решеток ГПУ-фазы несколько изменяются (0,002 нм) в зависимости от количественного соотношения фаз и технологии, то есть решетки как бы подстраиваются друг к другу. К плоскостям типа (001) ГПУ-фазы подстраиваются плоскости типа (111) ГЦК-фазы. Несоответствие межплоскостных расстояний составляет 0,02?0,01 ?. Кроме того, электронографические исследования показывают, что происходят и стыковки фаз другого рода. Ось зоны [110] кристаллитов ГЦК-фазы в этом случае параллельна оси зоны [001] кристаллитов ГПУ-фазы. Несоответствие межплоскостных расстояний в этом случае составляет 0,01 ?. Обычно для получения методами вакуумной конденсации и магнетронным напылением пленок сплавов в аморфном состоянии по мере возможности понижают температуру подложек ТП во время формирования пленки. При температуре, ниже некоторой критической для данного сплава ТП (при прочих заданных технологических условиях), пленка получается аморфной.

В пленках сплава Co1-xPdx, где х = 0,3?0,55, области, дающие на электронограммах диффузные гало, начинают появляться не при понижении температуры подложек, а при повышении. При повышении ТП в двухфазной пленке (ГПУ+ГЦК) сплава начинают появляться участки, дающие на электронограммах диффузные гало, площадь участков увеличивается с повышением ТП при конденсации, например пленка эквиатомного состава, полученная при ТП от +150 до +180 єС, полностью аморфноподобна.



Рисунок 3 - Атомная структура и электронограмма пленки Co49Pd51 конденсированной при ТП 150 єС. Снимки сделаны на электронном микроскопе JEM-2010

Область существования аморфноподобного состояния (кристаллического состояния, характеризуемого диффузным гало) показана на рисунке 4.

Высокая степень неравновесности в процессе формирования нанокристаллических сплавов обусловливает формирование атомной структуры, не характерной как для равновесного массивного, так и для известных метастабильных состояний данного сплава. Далеко не всегда просто провести четкую границу между истинно аморфными и нанокристаллическими материалами с очень малым размером зерна, поскольку области разупорядочивания на границах зерен могут занимать значительную часть объема пленки. Отсутствие строгой структурной периодичности в аморфных материалах не исключает существования характеристических атомных конфигураций, в которых группы атомов сохраняют определенный тип связи. Характер и степень локального конфигурационного упорядочения могут зависеть от типа атомов, способов получения материала, а также от термической или какой-либо иной его обработки.



Рисунок 4 - Область существования аморфноподобного состояния (дающего на электронограммах диффузное гало) пленок сплава CoPd

К наиболее общим факторам, способствующим аморфизации пленок, можно отнести наличие сильно направленных связей, низкие температуры подложек и сложный состав вещества. Электрономикроспические исследования, проведенные с пленками, дающими на электронограммах диффузные гало, показывают, что природа возникновения аморфного состояния при высоких температурах подложек (150?180 °С), при конденсации на них пленок CoPd, например эквиатомного состава, кроется в существенно других причинах. ГЦК и ГПУ - кристаллические структуры, являются плотноупакованными. Различие заключается в последовательности расположения плотноупакованных слоев (плоскостей (111) ГЦК или (001) ГПУ). Гексагональная плотная упаковка представляет собой чередование: АВАВАВ…. В кубической плотной упаковке последовательность плотноупакованных слоев иная: АВСАВСАВС… . Регистрируемые времена превращений при нагреве исходных пленок CoPd, взаимная ориентация кристаллических решеток образующихся ГЦК- и ГПУ-фаз указывает на мартенситный, сдвиговый характер превращений, происходящих в исследуемых тонких пленках сплава CoPd. Безусловно, наибольший интерес представляет метастабильное состояние пленок нанокристаллического сплава Co50Pd50, полученного при высоких ТП и характеризующегося диффузным гало. Необходимо указать, что превращение диффузное гало АВАСАВАС… также является сдвиговым, поскольку осуществляется в течение нескольких секунд (при облучении отделенной от подложки пленки в колонне электронного микроскопа сфокусированным пучком электронов). Наличие диффузного гало на данных пленках позволяет заключить, что исходное состояние следует рассматривать как отдельный вид переходного мартенсита. Кристаллическая (дефектная) структура данного состояния представляет собой набор беспорядочно уложенных плотноупакованных плоскостей (111) ГЦК либо (001) ГПУ. В такой структуре в плотноупакованных плоскостях выполняется трансляция, в направлении же, перпендикулярном плотноупакованным плоскостям, регулярного расположения атомов нет, т. е. реализуется беспорядок. Таким образом, последовательность структурных превращений в нанокристаллических пленках сплава Co50Pd50 - диффузное гало> многослойная структура 2ГПУ(4Н-АВАСАВАС)> ЦК (ГПУ) -нужно рассматривать как превращение сдвигового типа, в результате которого осуществляется переход от разупорядоченной многослойной плотноупакованной структуры к известным плотноупакованным кристаллическим ГЦК-, ГПУ-структурам.

Рисунок 5 - Элекрономикроскопические снимки структуры пленок Co50Pd50 c четко граничащими между собой областями, дающими на микроэлектронограммах точечные рефлексы блочного монокристалла и диффузное гало: а ? пленка конденсирована на стекло; б ? пленка конденсирована на поверхность MgO

Исходя из этого, можно объяснить наличие среди областей пленки участков, дающих на электронограммах точечные рефлексы монокристалла, а также нанокристаллических участков, дающих на электронограммах диффузное гало (см. рисунок 5, а, б).

Как видно из электрономикроскопических снимков пленок CoPd, отделенных от разных подложек, на многих из них существуют области, разделенные четкой границей, где с одной стороны, диффузное гало, а с другой ? электронограмма блочного монокристалла.

Это является ярким доказательством бездиффузионного (мартенситного) характера структурных превращений в пленках CoPd. Исследования структуры пленок CoPd, проведенные на электронном микроскопе высокого разрешения JEM 2010 убедительно доказывают все вышеизложенное (рисунок 6). На снимках кристаллической структуры и соответствующих этим участкам электронограммах видно, при появлении большого количества дефектов упаковки на электронограммах с ГПУ-фазой появляются размытые рефлексы (111); (002); (220) ГЦК-фазы.

Рисунок 6 - Микроэлектронограмма локального участка данной пленки (d-апертурной диафрагмы ?50 nm), ? атомная структура пленки сплава Co52Pd48

Дальнейшее увеличение количества дефектов упаковки ведет к нанокристаллической структуре, дающей на электронограммах диффузное гало (рисунок 3). Для нанокристаллических пленок сплава эквиатомного и близких к нему составов, имеющих диффузные картины дифракции (гало) и полученных при различных температурах подложек при конденсации на них сплава (один температурный интервал ТП от +150 до +180 °С и другой
ТП от ?100 до ?150 °С, подложки охлаждались жидким азотом), были рассчитаны радиальные функции распределения атомов (РФРА). Кривые интенсивности когерентного рассеяния электронов J(s), где s - модуль вектора рассеяния, для обоих температурных интервалов были получены на электронографе ЭМР-100. Из кривых J(s) рассчитаны РФРА g(r):

где с0 - средняя атомная плотность, ат/Е3; <f(s)2>=CCof2Co(S)+CPdf2Pd(s); <f(s)>2=(CCofCo(s)+CPdfPd(s))2.

Рис.7. РФРА пленок сплава Co50Pd50 полученных при ТП (жидкого азота -1) и ТП (+1500C - 2)

CCo, CPd, fCo(s), fPd(s) ? атомные концентрации и атомные факторы рассеяния электронов Сo и Pd соответственно.. Для расчета РФРА была составлена программа. Для описания структуры и структурно-чувствительных свойств аморфных веществ используется лишь интерференционная (структурная) часть полной интенсивности рассеяния:

Числовые значения структурного фактора a(s) равны отношению наблюдаемой интенсивности когерентного рассеяния к интенсивности независимого рассеяния того же числа атомов. При больших s, а также в тех случаях, когда распределение атомов хаотично, функция a(s) = I. При переходе вещества из состояния с неупорядоченным расположением атомов в состояние с упорядоченным их расположением происходит перераспределение интенсивности, усиление ее в одних направлениях и ослабление в других. Функция a(s) ocциллирует с постоянно уменьшающейся амплитудой около единицы, оставаясь положительной при всех значениях S. На рисунке 7 показана РФРА пленок сплава Co50Pd50, полученных при ТП (жидкого азота ?1) и ТП (+150 єC - 2) (дающих на электронограммах диффузное гало). РФРА имеет вид, характерный для аморфных Me-Me-систем с ближним порядком типа плотной упаковки. Координационные числа первой и второй координационных сфер для верхней и нижней областей пленок, находящихся в нанокристаллическом состоянии, равны соответственно 11,5; 43,7 и 11,5; 42,0. Из рисунка 7 видно, что РФРА пленок, полученных при ТП нижней области, имеет более размытые пики. Кроме того, отсутствует характерное расщепление второго пика, что является, очевидно, следствием большего топологического беспорядка в расположении комплексов (нанокристаллитов) с плотной упаковкой.

Исследование отожженных (при Т > 700 °С) пленок сплава Co50Pd50 показало существование в них упорядоченной (по типу L10) ГЦТ-фазы. В области составов Co3Pd и CoPd3 были получены фазы, упорядоченные по типу L12. Узкая концентрационная область существования и слабомагнитные свойства ГЦТ-фазы до сих пор не нашли объяснения.

В данной работе теоретически показана возможность фазового перехода от атомнонеупорядоченного ферромагнитного состояния к атомноупорядоченному парамагнитному с изменением кристаллической ГЦК-решетки на ГЦТ-решетку типа L10. Теория такого фазового перехода построена следующим образом. На основе молекулярно-кинетических представлений рассчитываем свободные энергии ГЦК- и ГЦТ-структур и определяем температуру, при которой эти энергии одинаковы. Расчет проводим с учетом атомного и спинового взаимодействия в первой координационной сфере, корреляция во внимание не принимается.

Экспериментальные исследования проводились на пленочных образцах эквиатомного и близких к нему составов, при осаждении исходного сплава на подложки, разогретые до температуры 240?260 °С. Пленки содержали только ГЦК-фазу с параметром решетки, соответствующим массивным образцам подобного состава. Эта фаза ферромагнитна с намагниченностью насыщения MS ? 800 Гс при 20 °С. При нагревании таких пленок до температуры 700?750 °С и последующем отжиге была получена атомноупорядоченная структура с ГЦТ-решеткой типа L10 (а = 0,416 нм, с = 0,334 нм). По мере исчезновения фазы с ГЦК-решеткой происходит уменьшение намагниченности насыщения до величины MS = 70?80 Гс.

Полностью фаза с ГЦК-решеткой не исчезает. Отсутствие намагниченности в фазе с ГЦТ-решеткой, возможно, обусловлено формированием в ней скомпенсированного антиферромагнетизма. Параметры а и с ГЦТ-фазы существенно зависят от режима термообработки. Отношение с/а может достигать значения 0,81. Такое изменение параметров решетки может привести к изменению знака константы обменного взаимодействия и антиферромагнитному упорядочению. Переход из ГЦК в ГЦТ-фазу происходит в узкой концентрационной области вблизи стехиометрического состава, что и обосновано в работе теоретически.

При исследовании атомного упорядочения и кристаллического строения пленок сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx, CoPt, Co50Pt50-xPdx было выявлено, что пленки сплавов Fe-Pd при содержании палладия более 11 ат.%, пленки сплавов Fe-Pt исследовавшейся области составов (35?65 ат.% платины) и CoPt в области эквиатомного состава имели гранецентрированную кубическую решетку. Пленки сплавов Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx в области составов х = 1?10 ат.% также имели гранецентрированную кубическую решетку. На электронограммах пленок сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx, не подвергавшихся термообработке, наблюдаются только структурные отражения, характерные для ГЦК-металлов.

Видны также слабые рефлексы, соответствующие отражению (111), и тяжи около рефлексов типа (200). Рефлексы типа (111) всегда наблюдаются на электронограммах эпитаксиальных пленок материалов с ГЦК-решеткой и соответствуют микродвойникам с плоскостью двойникования (111). В работе исследовались пленки, осажденные на различные подложки и первоначально разупорядоченные. После любого из применявшихся режимов отжига в пленках сплавов наблюдается атомное упорядочение.

В пленках эквиатомного состава 50 ат.% Fe ? 50 ат.% Pd после отжига появляется упорядоченная фаза типа L10. (г1-фаза). Фаза имеет тетрагональную гранецентрированную (ГЦТ) решетку с соотношением осей с/а < I. Атомы железа и палладия в такой решетке располагаются послойно. Вблизи эквиатомного состава в пленках сплава FePd наблюдается только упорядоченная г1-фаза. В области составов от 20 до 45 ат.% палладия г1- фаза сосуществует с б-фазой (объемоцентрированная кубическая решетка), богатой железом.

В тонких пленках (толщиной до 300 ?) кристаллиты тетрагональной фазы ориентируются осью С нормально к плоскости пленки. Так как в ГЦТ-решетке плоскости типа {110} состоят из разного сорта атомов, а плоскости типа {100} имеют одинаковое число атомов железа и палладия, то на электронограмме пленок сплава FePd, содержащей тетрагональную фазу с осью С нормальной к плоскости пленки, видны сверхструктурные рефлексы типа (110) и не видны рефлексы типа (001).

В пленках больших толщин (свыше 300 Е) появляются кристаллиты тетрагональной фазы, ориентированные осью С в плоскости пленки по направлениям [100] и [010]. При такой ориентации ГЦТ-фазы чередуются плоскости типа {100}, состоящие из атомов разного сорта, а плоскости типа {110} содержат одинаковое число атомов железа и палладия.

Вследствие того что в пленке присутствуют кристаллиты тетрагональной фазы всех трех ориентаций осей С, на электронограмме видны сверхструктурные рефлексы типа (001) и (110). Структурное отражение типа (200) дает ГЦТ-фаза при всех ориентациях оси С, но расстояние между плоскостями типа {001} различно при разных ориентациях оси С. При ориентации оси С нормально плоскости пленки это расстояние равно а, а при ориентации ее в плоскости оно равно с.

Таким образом, структурный рефлекс (220) расщепляется по азимуту, поскольку угол между плоскостями типа {110} кристаллитов разных ориентации не равен прямому (рисунок 8, а).

Расщепление структурного рефлекса (200) дает возможность определить отношение осей с/а, по которому оценивалась степень дальнего порядка в пленках.



Рисунок 8 - Ориентация кристаллитов ГЦТ-фазы в плоскости пленки по направлению [010] и чередование атомов Fe и Pd в плоскости (001): а ? схема образования расщепленных рефлексов типа (200) и (220); б ? электронограмма пленки сплава FePd толщиной 600 ? после термообработки

Отношение осей с/а в пленках эквиатомного состава сплава FePd зависит от режима термообработки. Оценить степень дальнего порядка по отношению с/а для пленок упорядоченных сплавов с одной ориентацией оси С тетрагональной фазы электронографически невозможно.

Рентгенографически по структурному отражению (002) была определена постоянная решетки С в пленках, отжигавшихся по режиму I; ее значения изменяются от 3,650 ? до 3,627 ?. Принимая параметр решетки а в плоскости пленки таким, как у более толстых пленок (а = 3,845 ?), можно дать оценочные значения с/а (0,943 + 0,951). Кристаллическое строение пленок упорядоченных сплавов в значительной степени определяется режимом термообработки. В пленках толщиной более 300 ?, обработанных также по режиму I, наблюдаются три ориентации осей С по направлениям типа [100]. Картина представляет собой участки с чередованием полос разного контраста по направлениям типа [100] и [010]. Между этими участками по направлениям типа [110] видны более мелкие и изломанные полосы. При переходе к темнопольному изображению контраст крупных полос меняется на обратный, контраст мелких полос плохо различим. Следует считать, что крупные полосы ? это отдельные кристаллиты упорядоченной тетрагональной фазы, образовавшиеся в виде тонких пластин, так называемые С-домены упорядочения. Толщина пластин, оцененная по электрономикроскопическим снимкам, ~ 100 ?. Исследования микроструктуры монокристаллических пленок, отожженных на подложках, были дополнены наблюдениями за изменением микроструктуры свободных от подложек пленок во время их нагревания в электронном микроскопе. Выдержка пленок сплава FePd при 400 °С в течение 5 часов не привела к появлению упорядоченной фазы в виде пластин. Структура пленок оставалась мелкокристаллической. Появление и рост упорядоченной фазы в виде пластинок наблюдались при температуре 550 °С. После 15 минут выдержки в пленке появляются домены упорядоченной фазы неправильной формы размером 500?800 ?. Дальнейшая выдержка при этой температуре приводит к вытягиванию доменов в пластины, уменьшению разориентированного материала, следы пластин видны преимущественно по направлениям типа [100]. Толщина пластин, полученных в свободной от подложки пленке при ее нагревании в электронном микроскопе, превосходит толщину пластин в пленке, отжигаемой на подложке 700-800 ? и 100 ? соответственно. При дальнейшем нагревании происходит постепенное увеличение толщины пластин, и после выдержки в течение 2 часов они исчезают. Упорядочивающий отжиг монокристаллических пленок FePt проводился по режимам I, II. После термообработки в пленках сплава FePt возникает упорядоченная фаза типа L10. Фаза FePt существует в интервале составов от 35 до 62 ат.% платины. Характер расположения кристаллитов тетрагональной фазы в пленках сплава FePt так же, как и в пленках сплава FePd, зависит от толщины пленок. Отличие заключается в том, что толщина пленок сплава FePt, при которой появляются кристаллиты ГЦТ-фазы с осью С в плоскости пленки, значительно меньше, чем у пленок сплава FePd (130 ? и 300 ? соответственно). Отношение осей с/а, определенное по электронограмме и рентгенограмме пленки сплава FePt после отжига по режиму I, равно 0,965.

Кристаллическое строение пленок сплава FePt толщиной 100?180 ? и пленок сплава CoPt толщиной до 200 ? после отжигов по режимам I и II не отличается от строения пленок сплава FePd толщиной до 300 ?, подвергнутых термообработке по режиму I. В пленках сплавов FePt и CoPt толщиной более 200 ? после отжига по режиму I также образуются тонкие пластины упорядоченной фазы. Отличие от пленок FePd заключается в том, что толщина пленок сплавов FePt и CoPt, при которой появляются эти пластины, меньше, чем толщина пленок сплава FePd. Толщина пластин ? 100 ?. Как видим, сплав FePt, по составу близкий к эквиатомному, в монокристаллических пленках по характеру атомного упорядочения имеет много общего со сплавом FePd также эквиатомного состава. Главное отличие пленок сплавов FePt, CoPt от пленок сплавов FePd состоит в разной критической толщине появления тетрагональной фазы, ориентированной осью С в плоскости пленки.

Поликристаллические пленки сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx, не подвергавшиеся термообработке так же, как и монокристаллические, имели ГЦК-решетку и были неупорядоченными. Упорядочивающий отжиг пленок проводился по следующим режимам:

1. Выдержка при 700 °С в течение 30 минут и охлаждение до 600 оС со скоростью 10 град/мин, отжиг при 600 оС 60 минут и охлаждение со скоростью 1 град/ мин.

2. Выдержка при 550 °С в течение 60 минут и охлаждение со скоростью 1 град/мин.

3. Выдержка при 400 оС в течение 60 минут и охлаждение со скоростью 1 град/мин.

4. Закалка от 700 оС в воду, выдержка при 400 оС в течение 60 минут и охлаждение со скоростью 1 град/мин.

После указанных термообработок в пленках сплава FePd с содержанием палладия от 45 до 65 ат.%, в пленках сплава FePt с содержанием платины 35?62 ат%, CoPt вблизи эквиатомного состава, а также Co50Pt50-xPdx и Fe50Pd50-xPtx (где х = 1?10 ат.%) существует упорядоченная фаза типа Ll0. На электронограммах пленок видны сверхструктурные кольца типа (001) и (110). Структурное кольцо (200) расщеплено. Рентгенографически определено отношение с/а для ряда пленок, его значения изменяются в зависимости от режима отжига. Например, для пленок сплава FePt после отжига при температуре 600 °С с/а = 0,968.

Магнитные измерения, проведенные на поликристаллических пленках сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx, указали на наличие в части пленок преимущественного распределения осей С упорядоченных фаз вдоль нормали к плоскости пленки.

Исследовалось кристаллическое строение поликристаллических пленок упорядоченных сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (где х = 1?10 ат.%). Пленки состоят из кристаллитов неправильной формы. Размер кристаллитов зависит от температуры термообработки. После отжига при температуре 500 °С размер кристаллитов составляет сотни ангстрем. Отжиг при температуре 600 °С увеличивает размер кристаллитов до десятых долей микрона. Существенных отличий атомного упорядочения сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx, CoPt, Co50Pt50-xPdx, где х = 1?10 ат%, в моно- и поликристаллических пленках не обнаружено. Тенденция к ориентации оси С тетрагональных фаз вдоль нормали к плоскости пленки имеется как в том, так и в другом случае.

Преимущественная ориентация кристаллитов тетрагональной фазы в пленках сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx, CoPt, Co50Pt50-xPdx по направлению [00l] требует дополнительного объяснения.

Рентгенографически установлено, что тетрагональная фаза образуется осью С преимущественно по одному направлению. Это явление объясняется минимизацией энергии напряжений, а также геометрией и ориентацией образца. Исследования упорядочения в массивных образцах сплава FePt также выявили преимущественную ориентацию тетрагональной фазы осью С по направление [010]. В пленках сплава FePd преимущественная ориентация кристаллитов ГЦТ-фазы осью С нормально плоскости пленки, то есть по направлению [001], объясняется тем, что образование кристаллитов тетрагональной фазы с осью С в плоскости пленки в слоях, сильно связанных с подложкой, привело бы к неоднородным напряжениям, что энергетически невыгодно. С увеличением толщины пленки влияние подложки и связь пленки с ней ослабевают, становятся возможными ориентации кристаллитов осью С и в плоскости пленки. сплав вакуумный напыление атомный

...