Собственные объемные плоские и линейные дефекты в аморфных материалах

Эксперименты показывают, что в отличие от кристаллических, аморфные вещества однородны по отношению к химическому травлению, то есть в них не обнаруживаются плоские и линейные дефекты. В то же время процессы затвердевания, осаждения и напыления пленок аморфных и кристаллических материалов внешне одинаковы: а) зародыши твердой фазы появляются в различных точках образца;

б) зародыши разрастаются, затем срастаются между собой, образуя сплошную поверхность.

В области срастания в том и другом случае возникает переходная зона, которую в кристаллах требования симметрии сводят к резко выраженной границе. В аморфном материале она оказывается настолько диффузной, что не обнаруживается даже методами трансмиссионной электронной микроскопии [110], если в ней не скапливаются поры, как в аморфных пленках WO3.

Известно, что в кристаллических веществах диффузия атомов по границам зерен протекает много легче и быстрее, чем по телу зерна, и именно она определяет величину подвижности атомов и коэффициента диффузии в поликристаллах. Эксперименты по измерению подвижности Agno в аморфном сплаве Pd81Sii9 показали, что она намного ниже, чем в кристаллическом сплаве того же состава [108]. Был сделан вывод, что дефектов типа границ зерен в аморфных металлах нет. Аналогичные результаты были получены для подвижности Ag в аморфном сплаве Pd-Cu-Si.

Исследования аннигиляции позитронов в аморфных сплавах позволили установить, что в аннигиляционном спектре нет компоненты со временем жизни, типичным для дефектов типа границ зерен. Об отсутствии таких дефектов в некристаллических веществах свидетельствует также тот факт, что скорость диффузии в частично закристаллизованных материалах выше, чем в аморфных.

В процессе пластической деформации как аморфных, так и кристаллических металлов при высоких степенях деформации и низких температурах возникают полосы кручения, проявляющиеся в виде микрорельефа на поверхности образца. В кристаллах это явление объясняют движением, зарождением и аннигиляцией дислокаций. Поэтому была сделана попытка ввести понятие дислокации, или «разъединения», в аморфной структуре как ряда скоррелированных друг с другом оборванных связей, расположенных вдоль ломаной линии [108]. Однако из экспериментов по аннигиляции позитронов следовало, что после холодной деформации аморфных металлов время жизни позитрона и угловая корреляция вылетающих 7-квантов не изменяются, тогда как аналогичная деформация кристаллов приводила к значительным изменениям этих величин, связанным с возрастанием плотности дислокаций. Таким образом, вводимые негомогенной деформацией в аморфный материал линейные дефекты либо быстро аннигилируют, либо становятся очень размытыми и практически неотличимыми от окружающей их матрицы. Этот же вывод вытекал и из экспериментов по созданию лабораторных моделей, в ходе построения которых дислокацию в отрелаксированную аморфную структуру вводили путем планарного среза и сдвига на вектор Бюргерса одной половины модели относительно другой. Оказалось, что ядро дислокации, локализованное в центре модели, теряет смысл вследствие кривизны «плоскости», по которой производился разрез и сдвиг. Созданное таким образом искусственное разъединение (дислокация) в процессе релаксации быстро становилось еще более размытым, диффузным, и по окончании эксперимента его невозможно было отличить от конфигурации в общем объеме модели.

В аморфных материалах с ионно-ковалентным типом связи, несмотря на кажущуюся реальность существования ряда скоррелированных оборванных связей, в экспериментах они не обнаружены. Видимо, возникая в процессе внешних воздействий, они вырождаются в микропоры, микротрещины и микрокристаллы (объемные дефекты). Было показано [111], что в анодных аморфных пленках Та?_>Оя и Nb20g, полученных при напряжениях формовки от 40 до 100 В, в процессе роста развивается пористость, причем концентрация пор с размерами порядка 300 А составляет (1,1-2,3)Т010 см-3. Концентрация пор радиусом 40 А — (0,005- 0,025)Т010 см-3. Доля объема пленки, занятого порами, равна (0,6-3,6)ТО-4.

При исследовании аморфных окисных пленок было обнаружено, что в толстых пленках AI2O3, полученных окислением в щавелевокислом электролите, поры имеют форму перпендикулярных поверхности пленки гексагональных каналов, не доходящих до поверхности металла.

В барьерных пленках AI2O3 поры также являются протяженными, но ориентированными как перпендикулярно, так и наклонно к поверхности металла. Концентрация пор в барьерных пленках зависит от способа и условий получения и изменяется в интервале от 0,15 до 0,75%, а их сечения находятся в области от 70 до 140 А.

У окисла SiO-2 наиболее пористыми вырастают аморфные пленки, полученные пиролитически [112], причем концентрация пор при понижении температуры пиролиза от 400 до 150 °С возрастает с 1 до 3,8%. Пленки влажного термического окисла Si02 более рыхлые по сравнению с пленками сухого: их пористость составляет 0,8 и 0,2% соответственно. Минимальный диаметр пор в аморфных пленках диоксида кремния находится в диапазоне от 40 до 80 А, максимальный — от 140 до 350 А.

В стекловидном БЮг для интерпретации различных эффектов неоднократно использовалась концепция о существовании в неупорядоченной матрице структурно упорядоченных областей (каналов), являющихся впоследствии центрами кристаллизации [110]. Каналы в аморфном материале рассматриваются как линейный дефект, в котором распределение длин и углов связей в направлении оси канала отличается от распределения, характерного для его окружения. Величина дальности корреляции в расположении атомов вдоль оси канала составляет 20 А. Гибкость связей между тетраэдрами Si02 приводит к тому, что дефект такого типа образуется без разрушения базисной тетраэдрической конфигурации. Именно существованием линейных областей «повышенного» порядка объясняется проникновение газов в стекла на основе двуюкиси кремния. Исследования процессов переноса в термических и анодных окисных пленках Si02 показали, что при получении пленок на Si каналы не только стремятся расположиться перпендикулярно поверхности кремния, но их количество зависит от ориентации монокристалла. В результате кристаллизация начинается на поверхности раздела Si-Si02 и в пленках, полученных на Si, имеющем ориентацию (111), протекает быстрее, чем в пленках на Si с ориентировкой (100).

Кроме того установлено, что в системе Si-S Юг-электролит через окисел SiCb могут протекать большие электронные токи: пленки обнаруживают металлическую проводимость. Этот эффект также был объяснен наличием ориентированных перпендикулярно поверхности кремния каналов. При чрезмерно больших токах происходит пробой окисла. Форма областей пробоя зависит от ориентации поверхности кремниевой подложки: для Si (111) она оказывается треугольной, а для Si (100) — квадратной. Это означает, что характер упорядоченного распределения атомов в каналах зависит от ориентации Si. Исходя из предположения, что радиус канала в аморфных пленках SiO-2 совпадает по величине с размером «структурных каналов», расположенных в кристаллах кварца вдоль оси с, и равен 0,5 А, число таких дефектов в термических и анодных пленках SiO-2 оценили как 108 см-2.

Таким образом, в аморфных материалах объемные дефекты представляют собой поры и микрокристаллы, к которым, в частности, относятся и каналы. Плоские дефекты в некристаллических веществах не обнаружены. Линейные дефекты, называемые в аморфных материалах «разъединениями», возникая в процессе деформации, не стабилизируются в равновесном состоянии.

 
Посмотреть оригинал
< Пред   СОДЕРЖАНИЕ ОРИГИНАЛ   След >