Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2024, № 10

Российская академия наук
ПОВЕРХНОСТЬ
РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ 
И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ
№ 10      2024      Октябрь
Журнал основан в 1982 году 
Выходит 12 раз в год
ISSN: 1028-0960 
Издается под руководством 
Отделения физических наук РАН
Главный редактор
Член-корреспондент РАН А.А. Левченко
Редакционная коллегия:
Г.Е. Абросимова, д.ф.-м.н. (заместитель главного редактора); В.Ю. Аристов, д.ф.-м.н.; 
А.С. Аронин, д.ф.-м.н.; А.В. Белушкин, д.ф.-м.н., член-корр. РАН; В.А. Бушуев, д.ф.-м.н.;

Н.В. Волков, д.ф.-м.н.; А.Э. Волошин, д.ф.-м.н.; С.В. Григорьев, д.ф.-м.н.;
В.П. Дмитриев, д.ф.-м.н.; А.П. Захаров, д.ф.-м.н.; В.М. Каневский, д.ф.-м.н.;
М.В. Ковальчук, д.ф.-м.н., член-корр. РАН; Д.П. Козленко, д.ф.-м.н.;
О.В. Коновалов, к.ф.-м.н.; С.В. Коновалов, д.т.н.; 
Э.А. Коптелов, д.ф.-м.н. (заместитель главного редактора);
Е.С. Клементьев, к.ф.-м.н. (ответственный секретарь); А.А. Лебедев, д.т.н.; 
Д.В. Рощупкин, д.ф.-м.н.; А.В. Солдатов, д.ф.-м.н.; В.Г. Станкевич, д.ф.-м.н.; 
Д.Ю. Чернышов, к.ф.-м.н.; Н.И. Чхало, д.ф.-м.н.; Xizhang Chen, PhD
Редакционный совет:
Председатель: В.А. Матвеев, д.ф.-м.н., академик РАН;
В.Л. Аксенов, д.ф.-м.н. член-корр. РАН; Ю.А. Владимиров, д.б.н., академик РАМН; 
О.Д. Далькаров, д.ф.-м.н.; В.В. Кведер, д.ф.-м.н., академик РАН;
Г.Н. Кулипанов, д.ф.-м.н., академик РАН; И.Г. Неизвестный, д.ф.-м.н. член-корр. РАН; 
Э.В. Суворов, д.ф.-м.н.
Заведующая редакцией Н.В. Еременко
Научные редакторы: Н.Е. Новикова, О.Н. Хрыкина
Адрес редакции: Москва, ул. Бутлерова, 17а
Телефон: +7 (499) 743-00-32
E-mail: surf@crys.ras.ru
INTERNET: http://www.issp.ac.ru/journal/surface/
Ɇ ɨɫɤɜɚ
Ɏ ȽȻɍ ©ɂɡɞɚɬɟɥɶɫɬɜɨ ©ɇɚɭɤɚª
© Российская академия наук, 2024
© Редколлегия журнала «Поверхность. 
Рентгеновские, синхротронные и нейронные 
исследования» (составитель), 2024

СОДЕРЖАНИЕ
Номер 10, 2024
Структура поверхностных ступенек в деформированном аморфном сплаве Zr62Cu22Fe6Al10
Г. Е. Абросимова, Н. А. Волков, А. С. Аронин 
3
Формирование сверхгладких высокоориентированных пленок ZnO на аморфной поверхности 
(SiO2/Si) методом магнетронного распыления
А. М. Исмаилов, Т. А. Гуйдалаева, А. Э. Муслимов, Ю. В. Григорьев, В. М. Каневский 
9
Особенности омического контакта с ионно-индуцированным нанослоем p-GaAs 
В. М. Микушкин, Е. А. Маркова, Д. А. Новиков  
17
Структурные изменения поверхности стекла К-208 при протонном облучении разной интенсивности
Р. Х. Хасаншин, Л. С. Новиков 
24
Структурные, оптические и магнитные характеристики пленок феррит-гранатов после ионного травления
С. В. Томилин, А. А. Сыров, Т. В. Михайлов, С. Д. Ляшко, А. Н. Шапошников, А. Г. Шумилов,  
Е. Ю. Семук, А. А. Федоренко, В. Н. Бержанский, О. А. Томилина 
31
Структура и магнитные свойства многослойных наносистем на основе тонких пленок кобальта  
и металлов группы хрома, нанесенных магнетронным способом
А. В. Проказников, В. А. Папорков, Р. В. Селюков, С. В. Васильев, О. В. Савенко 
47
Метод регистрации спектров вторичных электронов и экспериментальные исследования 
электронной структуры атомов стали Х17АГ18 и металлокерамики ZrC
И. А. Шулепов, Е. С. Мировая, А. А. Нейман, С. П. Буякова, Л. Б. Ботаева 
57
Исследование распыления диоксида кремния фокусированным пучком ионов галлия
О. В. Подорожний, А. В. Румянцев, Р. Л. Волков, Н. И. Боргардт 
66
Исследование высокоинтенсивной имплантации ионов титана в кремний в условиях 
энергетического воздействия пучка на поверхность
А. И. Иванова, Д. О. Вахрушев, О. С. Корнева, А. В. Гурулев, В. А. Варлачев,  
Д. Д. Ефимов, А. А. Чернышев 
74
Радиационно-стимулированные процессы при взаимодействии ионов с пористыми структурами
Н. Н. Никифорова, Б. Л. Оксенгендлер, Х. Б. Ашуров, Б. Р. Кутлимуротов,  
С. Е. Максимов, О. А. Галкина 
80
Теоретическое изучение электронного обмена при скользящем рассеянии на тонких  
металлических пленках
И. К. Гайнуллин 
87
Анализ поверхности термоэмиттеров ионными и электронными пучками
С. С. Волков, Т. И. Китаева, С. В. Николин 
94
Образование градиентной структуры при кристаллизации деформированного аморфного  
сплава Al87Ni6Nd7
П. А. Ужакин, В. В. Чиркова, Н. А. Волков, Г. Е. Абросимова 
106
О кинетике кристаллизации свободной и контактной сторон лент аморфного сплава Fe77Ni1Si9B13 
при низкотемпературном отжиге
М. С. Коновалов, В. И. Ладьянов, М. И. Мокрушина, А. А. Суслов, А. И. Шиляев,  
С. А. Терешкина, В. Б. Иванов 
112
Оптимизация эксперимента по нейтронной рефлектометрии на тонких пленках гибридных 
перовскитов для фотовольтаики
М. В. Авдеев, Т. В. Тропин, В. В. Садилов 
119
 

Contents
No. 10, 2024
Structure of Surface Steps in the Deformed Zr62Cu22Fe6Al10 Amorphous Alloy 
G. E. Abrosimova, N. A. Volkov, A. S. Aronin 
3
Formation of Ultra-Smooth Highly Orientated ZnO Films on Amorphous Surface (SiO2/Si)  
by Magnetron Sputtering
A. M. Ismailov, T. A. Guidalaeva, A. E. Muslimov, Yu. V. Grigoriev, V. M. Kanevsky 
9
Features of Ohmic Contact with an Ion-Induced p-GaAs nanolayer 
V. M. Mikoushkin, E. A. Markova, D. A. Novikov 
17
Structural Changes of the K-208 Glass Surface after Proton Irradiation of Different Intensity
R. H. Khasanshin, L. S. Novikov 
24
Structural, Optical and Magnetic Properties of Iron-Garnet Films after Ionic Etching
S. V. Tomilin, А. А. Syrov, Т. V. Mikhailova, S. D. Lyashko,  
А. N. Shaposhnikov, A. G. Shumilov, Е. Yu. Semuk, А. А. Fedorenko, V. N. Berzhansky, О. А. Tomilina 
31
Structure and Magnetic Properties of Multilayer Nanosystems Based on Thin Films of Cobalt  
and Chromium-Group Metals Deposited by Magnetron Method
A. V. Prokaznikov, V. A. Paporkov, R. V. Selyukov, S. V. Vasilev, O. V. Savenko 
47
Registration Method of Secondary Electron Spectra and Experimental Studies  
of the Electronic Structure of Toms of Steel X17AG18 and ZrC Cermets 
I. A. Shulepov, E. S. Mirovaya, A. A. Neiman, S. P. Buyakova, L. B. Botaeva 
57
Study of Silicon Dioxide Sputtering by a Focused Gallium Ion Beam
O. V. Podorozhniy, A. V. Rumyantsev, R. L. Volkov, N. I. Borgardt 
66
Investigation of High-Intensity Implantation of Titanium Ions into Silicon under Conditions  
of the Beam's Energy Impact on the Surface
A. I. Ivanova, D. O. Vakhrushev, О. S. Korneva, А. V. Gurulev, V. A. Varlachev,  
D. D. Efimov, А. А. Chernyshev 
74
Radiation-Stimulated Processes under Interaction of Ions with Porous Structures
N. N. Nikiforova, B. L. Oksengendler, Kh. B. Ashurov, B. R. Kutlimurotov,  
S. E. Maksimov, O. А. Galkina 
80
Theoretical Study of Electron Exchange under Grazing Scattering on Thin Metal Films
I. K. Gainullin  
87
Analysis of the Surface of Thermomitters by Ion and Electron Beams
S. S. Volkov, T. I. Kitaeva, S. V. Nikolin 
94
The Gradient Structure Formation upon Crystallization of Deformed Al87Ni6Nd7 Amorphous Alloy
P. A. Uzhakin, V. V. Chirkova, N. A. Volkov, G. E. Abrosimova 
106
On the Kinetics of Crystallization of the Free and Contact Sides of Fe77Ni1Si9B13  
Amorphous Alloy Ribbons at Low-Temperature Annealing
M. S. Konovalov, V. I. Lad'yanov, M. I. Mokrushina, A. A. Suslov, A. I. Shilyaev,  
S. A. Tereshkina1, V. B. Ivanov 
112
Optimization of Neutron Reflectometry Experiment on Thin Films of Hybrid Perovskites for Photovoltaics
M. V. Avdeev, T. V. Tropin, V. V. Sadilov 
119
 

ПОВЕРХНОСТЬ.  РЕНТГЕНОВСКИЕ,  СИНХРОТРОННЫЕ  И  НЕЙТРОННЫЕ  ИССЛЕДОВАНИЯ,  2024,  № 10,  c. 3–8
УДК 539.213:539.26
СТРУКТУРА ПОВЕРХНОСТНЫХ СТУПЕНЕК  
В ДЕФОРМИРОВАННОМ АМОРФНОМ СПЛАВЕ Zr62Cu22Fe6Al10
© 2024 г. Г. Е. Абросимоваa, Н. А. Волковa, А. С. Аронинa, *
аИнститут физики твердого тела им. Ю.А. Осипьяна РАН, 
Черноголовка, 142432 Россия
*email: aronin@issp.ac.ru 
Поступила в редакцию 17.04.2024 г.  
После доработки 25.06.2024 г. 
Принята к публикации 25.06.2024 г.
Методами рентгенографии и растровой электронной микроскопии исследована структура боковых 
поверхностей образцов массивного аморфного сплава Zr62Cu22Fe6Al10 до и после деформации 
сжатием при комнатной температуре. Образцы аморфного сплава после получения имели 
квадратное сечение 5×5 мм и длину 40 мм. Исследование морфологии боковых поверхностей 
образцов проводили с целью избежать влияния на структуру образцов поверхности инструмента, 
используемого при деформации. Пластическая деформация аморфных сплавов происходит 
путем образования и распространения полос сдвига. При деформации сжатием при комнатной 
температуре на торцевых поверхностях образца сформировалась система ступенек, вызванная 
выходом на поверхность полос сдвига. Ступеньки на поверхностях имеют разные размеры (толщину 
и высоту). Установлено, что структура больших ступенек сложная: они состоят из элементарных 
ступенек толщиной 15–30 нм. По величине ступенек оценена локальная деформация образцов. 
Обнаружено образование при деформации малого количества нанокристаллов. Кристаллы 
имеют размеры приблизительно 10 нм. Полученные результаты открывают новое направление 
исследований структуры деформированных аморфных сплавов и процессов нанокристаллизации 
под действием деформации.
Ключевые слова: пластическая деформация, нанокристаллы, аморфные сплавы, поверхность, полосы сдвига, ступеньки.
DOI: 10.31857/S1028096024100012, EDN: SHQZTW
ВВЕДЕНИЕ
При температурах существенно ниже температуры стеклования пластическая деформация 
аморфных сплавов протекает гетерогенным образом. Пластическая деформация локализуется 
в образующихся полосах деформации сдвига. 
Первичные полосы сдвига образуются в плоскостях, в которых действуют максимальные сдвиговые напряжения и которые при одноосном сжатии ориентированы приблизительно под углом 
в 45° к направлению прикладываемой нагрузки. 
Эти полосы сдвига выходят на поверхность образцов, образуя ступеньки. С помощью анализа 
поверхности образца и ее морфологии можно получить данные о процессах пластической деформации в аморфных сплавах. Существует большое 
количество работ, посвященных исследованию 
процессов деформации аморфных сплавов, образованию полос сдвига и связи их с деформацией 
и ступеньками на поверхностях образцов [1–5]. 
Собственно, полосы сдвига в аморфных сплавах 
являются объектом исследования, к которым 
приковано повышенное внимание [1]. Это во 
многом связано с их необычной структурой, 
а также их влиянием на структуру и свойства 
материала. Структура аморфной фазы в полосе 
сдвига является более разупорядоченной, чем 
в окружающей аморфной матрице, она содержит 
повышенную концентрацию свободного объема 

ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ     № 10     2024
АБРОСИМОВА и др.
4
и, следовательно, повышенные характеристики 
массопереноса [6, 7]. Например, коэффициент 
диффузии в полосе сдвига при комнатной температуре в сплавах на основе алюминия превышает соответствующий коэффициент диффузии 
в окружающей матрице в 106 раз [6]. Такие высокие 
значения кинетических коэффициентов делают 
возможным протекание процессов образования 
кристаллов в полосах при деформации или после 
ее окончания [8–11]. Формирование нанокристаллов и их связь с полосами сдвига исследовали 
на сплавах разного химического состава [12–16]. 
В соответствии с литературными данными толщина полос сдвига составляет 5–20 нм [1, 17, 
18]. Однако толщина ступенек на поверхности 
может составлять сотни нанометров, и ступеньки 
могут иметь сложную форму [19–21]. В [20] было 
выдвинуто предположение, что такие ступеньки 
формируются под действием групп полос сдвига, 
которые создают зону полос сдвига. На основании 
анализа морфологии ступенек большой толщины 
было установлено, что они имеют комплексный 
характер и состоят из большого количества элементарных ступенек толщиной 10–20 нм. Однако 
в этих и других исследованиях изучали морфологию поверхностей, которые находились при 
деформации в контакте с пуансонами, вальцами 
(при прокатке), наковальнями (при кручении под 
высоким давлением) и т.д. При таком подходе возникает опасение о возможном влиянии поверхности инструмента на морфологию поверхностей 
образцов и искажению морфологии в результате 
такого воздействия. 
Поэтому целью настоящей работы было 
сравнительное изучение специфических особенностей поверхностей, через которые передавали воздействие при деформации и боковых 
поверхностей, которые оставались свободными 
при деформации. Объектами исследования были 
выбраны образцы массивного аморфного сплава 
на основе циркония, видом деформации — деформация сжатием. Такое сочетание такого типа 
сплава и вида деформации позволяют сформировать ступеньки на боковой поверхности образцов. 
МЕТОДИКА
Образцы массивного аморфного сплава состава Zr62Cu22Fe6Al10 были получены закалкой в медную изложницу. Предварительно прекурсоры 
образцов были получены переплавкой заготовок 
в виде таблеток из спрессованных компонентов 
во взвешенном состоянии в защитной атмосфере 
аргона. После закалки образцы имели квадратное 
сечение 5×5 мм и длину 40 мм. Затем они были 
разрезаны на части, и перед деформацией толщина образцов составляла 1 мм. Затем полученные 
таким образом образцы подвергались одноосному 
сжатию. Величина истинной деформации (e) 
определялась по формуле: 
 
е = ln(h0/h),  
(1)
где h0 — толщина исходного образца до деформации; h–толщина образца после деформации. 
Деформацию осуществляли при комнатной температуре. Структуру образцов до и после деформации исследовали с помощью метода рентгенографии (“ДРОН-8”, излучение СoKα). Для анализа 
частично-кристаллических образцов проводили 
разделение максимума сигнала на составляющие: 
дифракционную часть от нанокристаллов и рассеяние от аморфной фазы. При разложении 
учитывали параметры гало исходного аморфного 
сплава. Основной анализ проводили в области 
основного диффузного максимума — области, 
в которой согласно [22] возможно наибольшая 
точность разложения. Морфологию поверхности 
образцов после деформации изучали с помощью 
растровой электронной микроскопии (Zeiss Supra 
50VP).
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 1 показана рентгенограмма образца 
после получения. На ней виден только широкий 
диффузный максимум, соответствующий аморфной фазе. Никакие признаки максимумов, характерных для кристаллических фаз, не обнаружены. 
После деформации образец на первый взгляд 
оставался в целом аморфным. Однако рентгенограмма от деформированного образца отличается 
от рентгенограммы недеформированного. Подробный анализ такой рентгенограммы показал, 
что наилучшим образом ее описывает совокупность кривых от аморфной фазы и дифракционный пик малой интенсивности от небольшого количества нанокристаллов. Подобное разложение 
рентгеновской кривой показано на рис. 2, на котором кривая 1 соответствует экспериментальной 
кривой, кривая 2 — аморфной фазе, кривая 3 — 
нанокристаллам. Кривая 4 на рис. 2 представляет 
собой сумму кривых 2 и 3; видно, что она хорошо 
совпадает с экспериментальной кривой 1. Размер 
кристаллов, определенный по формуле Селякова–Шеррера составляет приблизительно 10 нм. 
Деформация происходила путем зарождения 
и распространения полос сдвига. Полосы сдвига 
при выходе на поверхность образца образовывали ступеньки. На рис. 3 приведено изображение 
боковой поверхности с многочисленными ступеньками разной толщины и высоты, полученное 

ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ     № 10     2024
СТРУКТУРА ПОВЕРХНОСТНЫХ СТУПЕНЕК В ДЕФОРМИРОВАННОМ АМОРФНОМ СПЛАВЕ
5
с помощью растровой электронной микроскопии 
(РЭМ). Изображение сделано с небольшим увеличением, позволяющим представить общую 
картину расположения ступенек во всем образце. 
Основные ступеньки располагается под углом 
приблизительно 45° к поверхности образца, к которой прикладывалась нагрузка. Между основными ступеньками располагаются многочисленные 
вторичные ступеньки. Ступеньки разные по величине. Видно, что имеется иерархия в их размере 
и расположении. 
На рис. 4 показано РЭМ-изображение ступенек на боковой поверхности образца после 
деформации при большом увеличении. Участок 
изображения со структурой, интересной с точки 
зрения анализа процесса образования ступенек, 
выделен и показан на рис. 5. 
На рис. 4 и 5 видно, что строение больших 
ступенек сложное, и они состоят из множества 
маленьких (элементарных) ступенек. В соответствии с изображением на рис. 5 расстояние между 
элементарными ступеньками составляет 15–30 
нм. Это расстояние состоит из, собственно ступеньки и полосы сдвига и соответствует расстоянию между элементарными ступеньками в сплаве 
Zr55Cu30Al10Ni5 и аморфных сплавах Al87Ni8La5 
и Fe76Si13B11, определенными по данным атомносиловой микроскопии [19–21]. Однако следует 
отметить, что упомянутые изображения получены 
при исследовании поверхностей, входящих в контакт с инструментом (вальцами при прокатке, 
частями наковальни Бриджмена при деформации 
методом кручения под высоким давлением). 
В данном случае мы анализируем морфологию 
поверхностей, которая не находилась в непосредственном контакте с инструментом при деформации и были при деформации свободными. 
Поскольку деформация образца происходит гетерогенно путем образования и распространения 
полос сдвига, то она распределяется по образцу 
неравномерно. Общую истинную деформацию 
можно оценить по формуле (1). Она составляет 
e = 0.59. Локальная деформация в области полос 
сдвига существенно больше по сравнению с деформацией окружающей матрицы. Например, величина ступеньки, образующейся за счет сдвига, 
показанная на рис. 6, составляет 2.3 мкм. Величина истинной деформации может быть оценена 
по формуле [23]:
Èíòåíñèâíîñòü
32
36
40
44
48
52
60
56
Äèôðàêöèîííûé óãîë, ãðàä
Рис. 1. Рентгенограмма образца Zr62Cu22Fe6Al10 до деформации (показана область первого максимума 
рассеяния излучения от аморфной фазы).
Èíòåíñèâíîñòü
32
36
40
44
3
2
1
4
48
52
60
56
Äèôðàêöèîííûé óãîë, ãðàä
Рис. 2. Рентгенограмма образца Zr62Cu22Fe6Al10 после 
деформации (показана область первого максимума 
рассеяния излучения от аморфной фазы): 1 — экспериментальная кривая; 2 — рассеяние от аморфной 
фазы; 3 — дифракция от нанокристаллов; 4 — сумма 
кривых 2 и 3.
Рис. 3. РЭМ-изображение ступенек на боковой поверхности образца Zr62Cu22Fe6Al10 после деформации.

ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ     № 10     2024
АБРОСИМОВА и др.
6
 
e = ln (H/b), 
(2)
где H — высота ступеньки; b — толщина полосы 
сдвига. Если считать толщину полосы сдвига b равной 10 нм, то истинная деформация в этой области 
равна 5.43. В то же время истинная деформация 
сжатия, рассчитанная по формуле (1), составляет 
только 0.6. Данное различие подчеркивает гетерогенный характер деформации аморфных сплавов, 
когда в полосах сдвига происходит локализация 
пластической деформации, а остальная матрица 
остается практически неизменной. Деформация 
e = 5.43 большая и достаточна для образования 
нанокристаллов. Однако количество полос сдвига 
невелико и доля недеформированной аморфной 
матрицы высока. Поэтому количество нанокристаллов по данным рентгенографии (рис. 2) мало. 
Полученное значение истинной деформации, 
коррелирует с данными по образованию нанокристаллов под действием деформации в полосах 
сдвига в других сплавах. Ранее мы наблюдали образование нанокристаллов в сплаве Zr55Cu30Al10Ni5 
[24] при деформации методом кручения под давлением при e = 4.96. Значение степени деформации было получено на основе данных для морфологии поверхности, на которую непосредственно 
воздействовала наковальня Бриджмена. После 
кручения под высоким давлением количество ступенек на поверхности образца в виде диска было 
очень большим и истинная деформации этой области (она находилась на расстоянии 0.5 радиуса 
образца от его центра) составляла 4.83. Поэтому 
общее количество нанокристаллов, образовавшихся при кручении под высоким давлением, было существенно больше, чем в настоящей работе 
при деформации сжатием.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
При деформации сжатием образца массивного аморфного сплава Zr62Cu22Fe6Al10 на боковой 
поверхности, не контактирующей с деформирующим инструментом, образуются системы 
ступенек, обусловленные выходом полос сдвига 
на поверхность. Величина истинной деформации 
в полосах сдвига достигает значения 5.43 и оказывается достаточной для начала образования нанокристаллов. Структура ступенек на поверхности 
сложная, и большие ступеньки состоят из элементарных ступенек толщиной 15–30 нм.
ФИНАНСИРОВАНИЕ РАБОТЫ
Работа выполнена при поддержке Российского 
научного фонда (проект № 23-22-00122).
КОНФЛИКТ ИНТЕРЕСОВ:
Авторы заявляют, что у них нет конфликта 
интересов.
Рис. 4. РЭМ-изображение ступенек на боковой поверхности образца Zr62Cu22Fe6Al10 после деформации 
сжатием.
Рис. 5. РЭМ-изображение фрагмента, выделенного 
на рис. 4.
Рис. 6. РЭМ-изображение поверхности деформированного образца. H — величина сдвига при образовании ступеньки.

ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ     № 10     2024
СТРУКТУРА ПОВЕРХНОСТНЫХ СТУПЕНЕК В ДЕФОРМИРОВАННОМ АМОРФНОМ СПЛАВЕ
7
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Greer A.L., Cheng Y.Q., Ma, E. // Mater. Sci. Eng. R 
Rep. 2013. V. 74. P. 71.
https://www.doi.org/10.1016/j.mser.2013.04.001
2. Boucharat N., Hebert R., Rösner H., Valiev R., 
Wilde G. // Scr. Mater.2005. V. 53. P. 823. 
https://www.doi.org/10.1016/j.scriptamat.2005.06.004 
3. Ma G.Z., Song K.K., Sun B.A., Yan Z.J., Kühn U., 
Chen D., Eckert J. // J. Mater. Sci.2013. V. 48. P.6825. 
https://www.doi.org/10.1007/s10853-013-7488-1.
4. Maaß R., Löffler J.F. // Adv. Funct. Materials.2015. 
V. 25. P. 2353. 
https://www.doi.org/10.1002/adfm.201404223
5. Şopu D., Scudino S., Bian X.L., Gammer C., Eckert, 
J. // Scr. Mater.2020. V. 178. P. 57. 
https://www.doi.org/10.1016/j.scriptamat.2019.11.006
6. Hebert R.J., Boucharat N., Perepezko J.H., Rösner H., 
Wilde G. // J. Alloys Compd. 2007. V. 434-435. P. 18. 
https://www.doi.org/10.1016/j.jallcom.2006.08.134
7. Aronin A.S., Louzguine-Luzgin D.V. // Mech. Mater. 
2017. V. 113. P. 19. 
https://www.doi.org/10.1016/j.mechmat.2017.07.007
8. Hassanpour A., Vaidya M., Divinski S.V., Wilde G. // 
Acta Mater. 2021. V. 209. P. 116785. 
https://www.doi.org/10.1016/j.actamat.2021.116785
9. Wilde G., Rösner H. // Appl. Phys. Lett. 2011. V. 98. 
P. 251904.
https://doi.org/10.1063/1.3602315
10. Kang S.J., Cao Q.P., Liu J., Tang Y., Wang X.D., 
Zhang D.X., Ahn I. S., Caron A., Jiang J.Z. // J. Alloys 
Compd. 2019. V. 795. P. 493.
https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2019.05.026
11. Abrosimova G., Aronin A., Barkalov O., Matveev D., 
Rybchenko O., Maslov V., Tkatch V. // Phys. Solid 
State. 2011. V. 53. P. 229.
https://www.doi.org/10.1134/S1063783411020028 
12. Rösner H., Peterlechner M., Kübel C., Schmidt V., 
Wilde G. // Ultramicroscopy. 2014. V. 142. P. 1.
https://www.doi.org/10.1016/j.ultramic.2014.03.006
13. Chen N., Frank R., Asao N., Louzguine-Luzgin D.V., 
Sharma P., Wang J.Q., Xie G.Q., Ishikawa Y., 
Hatakeyama N., Lin Y.C. // Acta Mater.2011. V. 59. 
P. 6433.
https://www.doi.org/10.1016/j.actamat.2011.07.007.
14. Pan J., Chen Q., Liu L., Li Y. // Acta Mater.2011. 
V. 59. P. 5146.
https://www.doi.org/10.1016/j.actamat.2011.04.047.
15. Liu C., Roddatis V., Kenesei P., Maaß R. // Acta 
Mater.2017. V. 140. P. 206.
https://www.doi.org/10.1016/j.actamat.2017.08.032
16. Maaß R., Löffler J.F. // Adv. Funct. Materials2015. 
V.25. P. 2353.
https://www.doi.org/10.1002/adfm.201404223
17. Chen Y.M., Ohkubo T., Mukai T., Hono K. // J. Mater. 
Res. 2009. V. 24. P. 1.
https://doi.org/10.1557/jmr.2009.0001
18. He J., Kaban I., Mattern N., Song K., Sun B., Zhao J., 
Kim D. H., Eckert J., Greer A. L. // Sci. Rep. 2016. 
V. 6. P.25832.
https://www.doi.org/10.1038/srep25832.
19. Mironchuk B., Abrosimova G., Bozhko S., Pershina E., 
Aronin A. // J. Non-Crystal. Solids. 2022. V. 577. 
P. 121279.
https://www.doi.org/10.1016/j.jnoncrysol.2021.121279
20. Aronin A.S., Aksenov O.I., Matveev D.V., Pershina E.A., 
Abrosimova G.E. // Mater. Lett. 2023. V. 344. 
P. 134478.
https://www.doi.org/10.1016/j.matlet.2023.134478
21. Aronin A.S., Volkov N.A., Pershina E.A. // J. Surf. 
Invest.: X-Ray, Synchrotron Neutron Tech. 2024. 
V.18. P. 27.
https://www.doi.org/10.1134/S1027451024010051
22. Абросимова Г.Е., Аронин А.С., Холстинина Н.Н. // 
ФТТ. 2010. Т. 52. Р. 417.
23. Glezer А.M., Louzguine-Luzgin D.V., Khriplivets I.A., 
Sundeev 
R.V., 
Gunderov 
D.V., 
Bazlov 
A.I., 
Pogozhev Y.S. // Mater. Lett. 2019. V. 256. P. 126631.
https://doi.org/10.1016/j.matlet.2019.12663
24. Abrosimova G., Aksenov O., Volkov N., Matveev D., 
Pershina E., Aronin A. // Metals. 2024 V. 14. P. 771.
https://doi.org/0.3390/met14070771

ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ     № 10     2024
АБРОСИМОВА и др.
8
Structure of Surface Steps in  
the Deformed Zr62Cu22Fe6Al10 Amorphous Alloy 
G. E. Abrosimova1, N. A. Volkov1, A. S. Aronin1, *
1Osipyan Institute of Solid State Physics RAS, Chernogolovka, 142432 Russia
*e-mail: aronin@issp.ac.ru
The structure of the side surfaces of the bulk Zr62Cu22Fe6Al10 amorphous sample after compressive 
deformation at room temperature was studied using X-ray diffraction and scanning electron microscopy 
methods. After preparation, the samples of the amorphous alloy had a square cross-section of 5 × 5 mm 
and a length of 40 mm. Examining the side surface allows one to avoid influencing the surface structure 
of the tool used for deformation. Plastic deformation of amorphous alloys occurs through the formation 
and propagation of shear bands. During compressive deformation at room temperature, a system of steps 
was formed on the end surfaces of the sample, caused by shear bands coming to the surface. Steps on 
surfaces have different sizes (thickness and height). It has been established that the structure of large steps is 
complex: they consist of elementary steps 15–30 nm thick. The local deformation was estimated based on 
the size of the steps. The formation of a small number of nanocrystals during deformation was discovered. 
The nanocrystals are approximately 10 nm in size. The results obtained open a new direction for research 
into the structure of deformed amorphous alloys and nanocrystallization processes under the influence of 
deformation.
Keywords: plastic deformation, nanocrystals, amorphous alloys, surface, shear bands, steps.

ПОВЕРХНОСТЬ.  РЕНТГЕНОВСКИЕ,  СИНХРОТРОННЫЕ  И  НЕЙТРОННЫЕ  ИССЛЕДОВАНИЯ,  2024,  № 10,  c. 9–16
УДК 539.23
ФОРМИРОВАНИЕ СВЕРХГЛАДКИХ ВЫСОКООРИЕНТИРОВАННЫХ 
ПЛЕНОК ZnO НА АМОРФНОЙ ПОВЕРХНОСТИ (SiO2/Si)  
МЕТОДОМ МАГНЕТРОННОГО РАСПЫЛЕНИЯ
© 2024 г. А. М. Исмаиловa, Т. А. Гуйдалаеваа, А. Э. Муслимовb, *,  
Ю. В. Григорьевb, В. М. Каневскийb
aДагестанский государственный университет, Махачкала, 367003 Россия 
bИнститут кристаллографии им. А.В. Шубникова Курчатовского комплекса кристаллографии и фотоники  
НИЦ “Курчатовский институт”, Москва, 119333 Россия
*E-mail: amuslimov@mail.ru
Поступила в редакцию 14.04.2024 г. 
После доработки 20.06.2024 г. 
Принята к публикации 20.06.2024 г.
Исследовано влияние температуры аморфных подложек SiO2/Si на процессы формирования 
сверхгладких высокоориентированных пленок ZnO(0001) методом магнетронного распыления 
на постоянном токе. Показано, что пленки ZnO, полученные при температуре подложки 500°С, 
обладают пластинчатой формой кристаллитов независимо от скорости роста в интервале 1–7 нм/с. 
С этой особенностью морфологии кристаллитов связана минимальная для традиционных 
высокоскоростных методов осаждения среднеквадратичная шероховатость поверхности 0.9 нм. 
Сверхгладкая поверхность пленок и пластинчатая форма кристаллитов ZnO обусловлены 
преимущественно двумерным механизмом формирования пленок в условиях зарядки растущей 
поверхности в плазме магнетронного разряда.
Ключевые слова: оксид цинка, магнетронное распыление, гладкие пленки, механизм роста 
пленок, зарядка подложки.
DOI: 10.31857/S1028096024100029, EDN: SHQRBK
ВВЕДЕНИЕ
Поиск новых материалов, способных эффективно преобразовывать энергию, является одним 
из приоритетных направлений современных наукоемких технологий. В этой связи один из самых 
многообещающих полупроводников — оксид 
цинка ZnO, обладающий уникальными физикохимическими свойствами. Наиболее полный обзор условий синтеза, свойств и применений ZnO 
был ранее представлен в [1], однако в последнее 
время такого рода обзоры стали выходить с завидной регулярностью [2, 3], что подтверждает огромный интерес к этому соединению. Тем не менее 
не решена проблема снижения шероховатости 
поверхности до субнанометровых величин при 
сохранении приемлемой для массового производства высокой скорости роста текстурированных пленок ZnO (более 1 нм/с). К примеру, текстурированные пленки применяются в качестве 
фронтального электрода в солнечных элементах 
[4, 5], производстве устройств на основе объемных и поверхностных акустических волн [6, 7]. 
Шероховатость поверхности текстурированных 
пленок влияет на их механические, термические, 
оптические, электрофизические свойства, и это 
является общей проблемой тонкопленочных технологий, приводящей к снижению эксплуатационных характеристик и срока службы устройств. 
Кроме того, следует иметь в виду прямую корреляцию между топологией основы и покрытия 
[8], которая подтверждает неполное сглаживание 
неоднородностей 
рельефа 
текстурированных 
пленок при дальнейшем наращивании на них 
функциональных слоев.