Влияние ионной бомбардировки на структуру и электрические свойства тонких плёнок металлов тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Селюков Роман Вячеславович

• Селюков Роман Вячеславович
• кандидат наук
• 2024

Оглавление диссертации кандидат наук Селюков Роман Вячеславович

Введение

1. Обзор литературы

1.1. Влияние текстуры и микроструктуры поликристаллических пленок Pt и ^ на свойства электронных приборов

1.2. Влияние кристаллической структуры металлов на процессы их ионного распыления

1.3. Кристаллическая текстура металлических пленок

1.4. Ионная бомбардировка пленок металлов, проводимая после их осаждения. Влияние на микроструктуру и кристаллическую текстуру

1.5. Низкоэнергетическая ионная бомбардировка поверхности объемных материалов

1.6. Низкоэнергетическая ионная бомбардировка пленок Со и Pt, проводимая во время их осаждения

1.7. Влияние ионной бомбардировки на удельное сопротивление пленок Pt и Л

2. Использованные в работе методы приготовления и анализа образцов

2.1. Определение среднего размера области когерентного рассеяния и среднего значения микродеформаций с помощью рентгеновской дифракции

2.2. Количественный анализ остроты текстуры, определение угла рассеяния текстуры

2.3. Определение доли кристаллической фазы в однофазной поликристаллической текстурированной пленке

2.4. Определение толщины пленки методом энергодисперсионной спектроскопии (ЭДС)

2.5. Измерение удельного сопротивления тонких проводящих пленок четырехзондовым методом

2.6. Осаждение пленок металлов методом магнетронного распыления

2.7. Распыление пленок металлов в плазме Ar высокочастотного индукционного разряда

3. Влияние ионно-плазменной обработки на микроструктуру, кристаллическую текстуру, долю кристаллической фазы и удельное сопротивление тонких пленок Pt

3.1. Эксперимент

3.2. Оценка влияния разброса технологических параметров на разброс значений параметров текстуры и микроструктуры для пленок Pt, осажденных в различных процессах

3.3.Влияние ионно-плазменной обработки на параметры кристаллической структуры и удельное сопротивление пленки Pt в режимах с распылением пленки

3.4.Исследование кристаллической структуры пленки Pt, подвергнутой ионно-плазменной обработке при средней энергии ионов ниже порога распыления

3.5. Основные результаты исследований

4. Влияние ионно-плазменной обработки на микроструктуру, кристаллическую текстуру и удельное сопротивление тонких пленок ^

4.1. Условия эксперимента

4.2. Определение химического состава приповерхностных областей и толщины пленок с помощью ЭДС и ОЭС

4.3. Исследование текстуры пленок Т с помощью РСА

4.4. Измерение удельного сопротивления пленок Т

4.5. Основные результаты исследований

5. Влияние плазменной и ионно-плазменной обработки на микроструктуру и удельное сопротивление тонких пленок ^

5.1. Условия эксперимента

5.2. Влияние ПО и ИПО на удельное сопротивление пленок ^

5.3. Основные результаты исследований

Основные результаты и выводы

Литература

Список работ автора по теме диссертации

Список обозначений

й - межплоскостное расстояние.

Б - размер зерна или субзерна (блока).

е - величина микродеформации кристаллической решетки.

Лю - полуширина кривой качания.

5 - доля кристаллической фазы.

Аи - полюсная плотность для семейства направлений <Ък1>.

р - удельное сопротивление.

И - толщина пленки.

Е^п - энергия иона.

Q - доза, флюенс ионов.

Т - температура.

У - плотность ионного тока.

I - интенсивность рентгеновского излучения.

- линейный коэффициент поглощения рентгеновского излучения. а - механическое напряжение. Е - модуль Юнга. ц - коэффициент Пуассона. и - напряжение. I - сила электрического тока.

Список сокращений

СЭМ - сканирующий электронный микроскоп.

ПЭМ - просвечивающий электронный микроскоп

АСМ - атомно-силовой микроскоп.

ОЭС - Оже-электронная спектроскопия.

ВИМС - вторичная ионная масс-спектроскопия.

ЕББЭ - электронная микроскопия обранторассеянных электронов.

ГПУ - гексагональная плотноупакованная решетка.

ГЦК - гранецентрированная кубическая решетка.

ОЦК - объемноцентрированная кубическая решетка.

ОКР - область когерентного рассеяния.

ВЧ - высокочастотный.

ИПО - ионно-плазменная обработка.

ПО - плазменная обработка.

ИК - инфракрасный.

Введение

Воздействие бомбардировки ионами инертных газов на кристаллическую текстуру, микроструктуру и удельное электросопротивление пленок металлов активно исследуется со времени начала использования последних в электронике в 1960 е гг. До этого момента, а также одновременно с исследованиями пленок выполнялись исследования по такому воздействию для объемных моно- и поликристаллов. Эксперименты с объемными материалами проводились в рамках фундаментальных исследований воздействия ионной бомбардировки на морфологию поверхности твердых тел, получения особо чистых поверхностей для исследования их атомной структуры и для исследования катализа. Также были и практические задачи изучения распыления мишеней в процессе ионно-плазменного осаждения пленок, а также изучения развития шероховатости поверхности в методах послойного химического анализа, например вторичной ионной спектроскопии и Оже электронной спектроскопии. Эксперименты в этой области можно разделить на две группы. Исследования первой группы проводились преимущественно в плазме аргона, ионная бомбардировка достигалась за счет на подачи исследуемые образцы постоянного смещения десятки-сотни вольт. Эксперименты второй группы, ставшие со временем наиболее многочисленными, проводились с использованием разнообразных ионных источников, в том числе Кауфмана, а также в ионных имплантаторах. Энергии ионов в данных экспериментах составляли от единиц кэВ до единиц МэВ. Отдельно можно упомянуть эксперименты с бомбардировкой тяжелыми частицами из радиоактивных источников, когда энергия первых достигает сотен МэВ. Были получены следующие основные результаты, относящиеся к влиянию структуры материалов на процессы распыления. Было получено, что зерна, имеющие разную кристаллографическую ориентацию, имеют разную скорость распыления. То, какая ориентация распыляется быстрее, зависит от энергии ионов: при энергиях ионов менее ~ 1 кэВ быстрее распыляются атомные плоскости с меньшей энергией связи, при энергиях ионов более

~ 1 кэВ быстрее распыляются атомные плоскости, каналирование через которые затруднено. Также наблюдалось преимущественное распыление дефектных областей, в частности, мест выхода на поверхность межзеренных границ. В нескольких работах были представлены результаты по формированию кристаллитов в приповерхностной области монокристаллов Ag в результате их бомбардировки ионами Ar с энергией десятки эВ. В силу тонкости модифицированного ионной бомбардировкой слоя изменения электросопротивления, очевидно, не могли быть зарегистрированы, поэтому не проводились.

Влияние ионной бомбардировки на структуру пленок исследовалось как в плазме, при этом энергия бомбардирующих ионов не превышает 1 кэВ, так и с использованием разнообразных ионных источников, при этом энергия ионов, как правило, превышает 1 кэВ. Большинство экспериментов до настоящего момента проведено при энергии ионов более 1 кэВ, эксперименты в плазме немногочисленны и не носят систематический характер. В ряде экспериментов были получены следующие общие результаты. Для пленок ГЦК металлов в результате бомбардировки ионами с энергиями единицы-десятки кэВ исходная текстура (111) меняется на текстуру (110). Данный результат был объяснен каналированием ионов в зернах с ориентацией (110), в результате чего такие зерна имели минимальное количество радиационных повреждений и являлись зародышами роста за счет соседних зерен, имевших другие ориентации и потерявших свою кристаллическую структуру в результате бомбардировки. Известно очень мало работ, посвященных влиянию ионной бомбардировки на изменения остроты текстуры, при этом неизвестно об исследованиях в этой области, посвященных низкоэнергетической ионной бомбардировке.

Был опубликован ряд исследований влияния ионной бомбардировки с энергиями ионов единицы - сотни кэВ на распределение размеров зерен. Общим результатом здесь является нетермический рост зерен, который объясняется повышением подвижности атомов в области межзеренных границ и обусловлен минимизацией энергии этих границ. Однако в ряде

экспериментов при сходных условиях получено, что размер зерен может уменьшаться в результате образования радиационных дефектов.

Известно лишь несколько ранних исследований влияния ионной бомбардировки, проводимой после осаждения пленок, на их удельное сопротивление. Однако было проведено много исследований влияния ионной бомбардировки на удельное сопротивление пленок, проводимой во время их осаждения. В рамках данных работ были, как правило, получены предсказуемые корреляции между удельным сопротивлением с одной стороны и размером зерна, шероховатостью поверхности и концентрацией радиационных дефектов с другой стороны.

Таким образом, до сих пор существует большое количество пробелов в исследованиях ионной бомбардировки, проводимой после осаждения пленок, на их структуру и удельное сопротивление. Большинство работ ограничено исследованием изменения типа текстуры, направления осей текстуры, а также изменением размеров зерен. В области энергий ионов менее 100 - 200 эВ изменения микроструктуры, текстуры и удельного сопротивления пленок систематически не исследованы. Вместе с тем, для пленок металлов, применяемых в электронике, актуальными задачами являются нахождение методов управления типом и остротой их текстуры, а также удельным сопротивлением. Актуальность обусловлена использованием в электронике пленок Р1 и Т1 в качестве тыльного электрода и адгезионного подслоя соответственно, таким образом, текстура пленок Pt и Т неизбежно оказывает влияние на текстуру, а, следовательно, свойства пленок, осаждаемых на них.

Целью настоящей работы было определение влияния обработки в индуктивно-связанной плазме Аг со средней энергией ионов ниже порога распыления на напряжения, микроструктуру, кристаллической текстуру, удельное сопротивление пленок Pt и Т^ а также удельное сопротивление пленок Со. Для достижения поставленных целей требовалось решить следующие задачи:

1. Разработать методику исследования воздействия ионной бомбардировки на кристаллическую структуру пленок в условиях распыления пленки при ионной бомбардировке и неоднородного распределения параметров кристаллической структуры по глубине пленки.

2. Разработать методику количественной оценки относительной доли кристаллической фазы в однофазной текстурированной пленке с помощью данных рентгеновской дифракции.

3. Исследовать влияние ионной бомбардировки, проводимой в реакторе индуктивно-связанной плазмы Ar при 300 K и разных энергиях ионов на кристаллическую текстуру, микроструктуру, напряжения и удельное сопротивление пленок Pt и

4. Исследовать влияние ионной бомбардировки, проводимой в реакторе индуктивно-связанной плазмы Ar, при разных температурах на удельное сопротивление пленки

5. Проанализировать и объяснить полученные результаты.

Научная новизна работы заключается в следующем:

1. Впервые установлено, что бомбардировка ионами со средней энергией ниже порога распыления в индуктивно-связанной плазме Ar при Т = 300 K пленок ^ толщиной до 30 нм с исходной текстурой (100) + (001) приводит к формированию в них текстуры (100) на всю толщину. Чем меньше толщина пленки и чем больше средняя энергия ионов, тем меньше времени обработки требуется для смены текстуры.

2. Впервые показано, что в результате бомбардировки ионами с подпороговой энергией в индуктивно-связанной плазме Ar при Т = 300 K пленок ^ толщиной 10 - 20 нм кроме формирования текстуры (100) межплоскостное расстояние ^100 в направлении нормали к подложке увеличивается на 3%. Пленки с такой структурой имеют удельное сопротивление на 14 - 20% меньше, чем исходные пленки такой же толщины.

3. Впервые наблюдались немонотонные, осциллирующие изменения удельного сопротивления пленок Со толщиной 10-50 нм в процессе повторяющихся

обработок в индуктивно-связанной плазме Аг при 500 К и подпороговой энергии ионов. Такие же обработки при 300 К приводят к монотонному увеличению удельного сопротивления пленок Со. 4. Установлено, что ионная бомбардировка пленок Pt толщиной до 80 нм в индуктивно-связанной плазме Аг при Т = 300 К и подпороговой энергии ионов не приводит к изменениям текстуры, микроструктуры и удельного сопротивления пленок. Обработка пленок Pt в индуктивно-связанной плазме Аг при средней энергии ионов 45-125 эВ, приводящая к их распылению, по сравнению с исходными пленками такой же толщины меняет остроту текстуры пленки не более чем на 7%, размер областей когерентного рассеяния не более, чем на 25%, удельное сопротивление не более, чем на 12%. Обработки без распыления и с распылением приводят к частичной релаксации сжимающих напряжений в пленке.

Практическая значимость работы

Показана возможность с помощью обработки в индуктивно-связанной плазме Аг с подпороговой энергией ионов формировать текстуру (100) в тонких пленках а-Л, а также изменять их электросопротивление. Такая обработка может быть использована для модификации адгезионных слоев Т при изготовлении электронных приборов, в том числе, с пленками АШ. Показана устойчивость текстуры, микроструктуры и удельного сопротивления тонких пленок Pt при обработке с подпороговыми энергиями, а также при низкоэнергетическом ионном распылении в плазме Аг одновременно с релаксацией напряжений. Такие обработки пленок Pt могут быть испольлзованы для снижения остаточных напряжений без модификации их кристаллической структуры при изготовлении приборов с подслоями Р^ в том числе, с пленками пьезо- и сегнетокерамики. Показана возможность изменять электросопротивление тонких пленок Со с помощью высокотемпературной плазменной обработки. Полученные результаты необходимо учитывать при использовании перспективных процессов плазменной обработки тонких пленок металлов, в том числе, при изготовлении металлизации.

Положения, выносимые на защиту

1. Бомбардировка ионами со средней энергией ниже порога распыления в индуктивно-связанной плазме Аг пленок Ti толщиной не более 30 нм меняет их кристаллическую текстуру на всю толщину, намного превосходящую область непосредственного ионного воздействия. Данное изменение обусловлено внесением сжимающих напряжений при бомбардировке и минимизацией энергии упругой деформации.

2. Бомбардировка ионами с энергией ниже порога распыления в индуктивно-связанной плазме Аг пленок Ti толщиной не более 20 нм уменьшает их удельное сопротивление на 14-20%, что происходит одновременно с увеличением межплоскостного расстояния ^100 в направлении нормали к подложке на 3% и обусловлено внесением сжимающих напряжений при бомбардировке.

3. Повторяющиеся ионные бомбардировки тонких пленок Co в индуктивно-связанной плазме Аг при T = 500 K приводят к немонотонным изменениям их удельного сопротивления от обработки к обработке. Такие же обработки при T = 300 K приводят только к монотонному увеличению удельного сопротивления пленок Co.

4. Ионная бомбардировка в индуктивно-связанной плазме Аг тонких пленок Pt при энергии ионов ниже порога распыления не оказывает воздействия на их текстуру, микроструктуру и удельное сопротивление. Обработка пленок Pt в индуктивно-связанной плазме Аг при энергии ионов 45-125 эВ по сравнению с исходными пленками такой же толщины меняет остроту текстуры пленки не более чем на 7%, удельное сопротивление не более чем на 12%. Слабое воздействие ионной бомбардировки на текстуру пленки Pt обусловлено релаксацией сжимающих напряжений.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние ионной бомбардировки на структуру и электрические свойства тонких плёнок металлов»

Апробация работы

По результатам исследований сделаны доклады на международной

конференции "Modern problems in physics of surfaces and nanostructures" в

Ярославле в 2017 и 2019 гг, на международной конференции "Взаимодействие

ионов с поверхностью" в Москве в 2019 г и в Ярославле в 2021 г и в 2023г, на международной конференции "Микро- и наноэлектроника" в Звенигороде в 2018 и 2021 гг.

Публикации по теме работы

Материалы диссертации опубликованы в 15 печатных работах (6 статьях, 1 работе в сборнике "Труды ФТИАН" и 8 тезисах конференций), из них 6 статей в рецензируемых журналах, входящих в Перечень ВАК. Список публикаций приведен в конце диссертации.

Личный вклад автора

Постановка задач и планирование эксперимента выполнены автором совместно с В.В. Наумовым и И.И. Амировым. Лично автором выполнены электрофизические, большая часть рентгеноструктурных измерений, их количественный анализ, а также анализ СЭМ и энергодисперсионных измерений. Автором самостоятельно выполнены исследования и анализ влияния параметров ионно-плазменной обработки на параметры кристаллической текстуры, микроструктуру, морфологию поверхности, удельное сопротивление пленок И, Т и Со.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, списка сокращений и условных обозначений и библиографии. Общий объем диссертации - 154 страницы, включая 3 таблицы и 56 рисунков. Библиография включает 172 наименования на 17 страницах.

Работа выполнена в рамках следующих программ и грантов

Грант РФФИ № 18-29-27017. Государственное задание ФТИАН им. К.А. Валиева РАН Минобрнауки РФ по темам № 0066-2019-0002 и FFNN-2022-0017.

1. Обзор литературы

1.1. Влияние текстуры и микроструктуры поликристаллических пленок Pt и Ti на свойства электронных приборов

Тонкие поликристаллические пленки Pt широко применяются в приборах с пьезо- и сегнетокерамикой [1-5], а также с некоторыми бинарными полупроводниками [6] в качестве тыльного электрода, в пленочных сенсорах различных газов в качестве катализаторов [7, 8], в качестве покрытий с низкой поглощательной способностью в ИК-диапазоне [9, 10]. Во всех этих случаях морфология поверхности Pt пленки, ее кристалличская текстура [1-6] и размеры зерен D [7-10] оказывают влияние на характеристики приборов и структур. В частности, усиление текстуры Pt электрода позволяет усилить текстуру, а, следовательно, пьезоэлектрические свойства пленок сегнетокерамики. В [1] на 150 нм пленку Pt с текстурой (111) при 120-800°C методом магнетронного распыления осаждали Ba0.5Sr0.5TiO3. Осаждение при высокой температуре T дает возможность получить кристаллический сегнетоэлектрик, который из-за ориентирующего влияния Pt также приобретал текстуру (111). В [2] было показано, что острота текстуры (111) 50 нм подслоя Pt коррелирует с таковой для осажденного на него тетрагонального Pb(Zr, Ti)O3. В [3] такой же результат был получен при осаждении Pb(Zr, Ti)O3 в на 50-250 нм пленку Pt. В [4] также была выявлена корреляция между остротой текстуры (111) 85 нм Pt подслоя и 500 нм пленки Pb(Zr, Ti)O3, осажденной на него. В [6] на 100 нм подслой Pt, имеющий текстуру (111), осаждалась пленка ZnO, имеющего гексагональную плотноупакованную (ГПУ) решетку. Было найдено, что сильная текстура Pt способствует образованию на ней зародышей ZnO, имеющих кристаллографическую ориентацию (001), что приводит к формированию текстурированной пленки ZnO. В [7] 2 - 150 нм каталитическая пленка Pt осаждалась на толстую пленку NiO, полученная структура являлась прототипом термоэлектрического сенсора водорода. Было показано, что чувствительность сенсора определяется микроструктурой и площадью поверхности пленки Pt. В [8] 40 нм пленка Pt осаждалась на 3 мкм пленку GaN

для формирования детектора водорода на основе полученного таким образом диода Шоттки. Было показано, что детектор становится более чувствительным в случае пленки Pt с меньшим В. В [9, 10] исследовалась излучательная способность 500 нм пленки Pt с разными В в диапазоне длин волн 3 - 14 мкм. Было показано, что излучательная способность уменьшается с уменьшением удельного сопротивления пленки Pt. Последнее было объяснено увеличением В. Низкая излучательная способность является важным свойством покрытий для материалов, работающих при высоких температурах.

Поликристаллические пленки Т^ как правило, используются в электронике в качестве адгезионных подслоев для ферромагнитных пленок [11], пленок ™ [12], Al [13 - 18], AlN [19 - 21]. В большинстве случаев используется Т в низкотемпературной а-фазе, имеющей ГПУ решетку. Как правило, используются пленки ^ толщиной И менее 100 нм. Усиление текстуры подслоя ^ (001) приводит к усилению текстуры Al (111), что в свою очередь, усиливает устойчивость пленок А1 к электромиграции в металлизации ИМС и приборах на поверхностных акустических волнах. Усиление текстуры пленок AlN (001) приводит к улучшению их пьезоэлектрических свойств. В [11] ферромагнитные пленки FeTaN осаждались на подслой ^ с И = 60 нм, имеющий текстуру (001). FeTaN имел ОЦК решетку, пленка имела текстуру (110). Использование подслоя Т благодаря ориентационному отношению Т^001) и FeTaN(110) позволило уменьшить угол рассеяния текстуры для пленки FeTaN с 32 до 10°. В [12] 75 и 150 нм пленки Т с разной остротой текстуры (001) использовались в качестве подслоя для осаждения Осажденная пленка TiN находилась в ГЦК фазе. Было найдено, что усиление текстуры Т приводит к усилению текстуры TiN (111). В [13] 400 нм пленка А1 осаждалась на подслои Т с И = 1 и 20 нм. Было найдено, что текстура пленки Al существенно улучшается при использовании ультратонкого подслоя Т^ в этом случае угол рассеяния текстуры Al составляет 1.7°. В случаях же 20 нм подслоя, а также без подслоя острота текстуры Al значительно хуже, так как соответствующий угол равен 10 - 12°. Полученный результат объяснен

изменением поверхностной энергии подложки БЮ2 при осаждении на нее островкового Т^ В [14] 500 нм пленка А1 была осаждена на подслой Т1 с И = 50 нм, было показано, что текстура подслоя (001) оказывает ориентирующее влияние на текстуру (111) пленки А1, в результате чего усиление текстуры подслоя приводит к усилению текстуры пленки А1. В [15] для осаждения А1 использовались подслои Т^ V, Сг, Со, N1, Си, У. Исследовались как ультратонкие островковые пленки Т^ так и сравнительно толстые подслои с И до 50 нм. Было показано, что сильная текстура пленки А1 достигается либо ультратонким несплошным подслоем за счет изменения механизма роста А1, либо толстым текстурированным подслоем за счет хорошего соответствия параметров решетки А1 и Т1. В [17] 300 нм пленка А1 осаждалась на подслой Т1 с И = 50 нм, имеющий текстуру (001). При осаждении Л проводилась бомбардировка ионами Аг с энергиями Е1оп = 0.5 - 8 кэВ, в результате чего менялась острота текстуры подслоя. Пленка А1 имела текстуру (111), было показано, что острота текстуры А1 усиливается при усилении текстуры Т^ Также в этом случае уменьшаются размеры зерен А1. В [18] 30 нм подслои Т^ имевшие текстуру (001) разной остроты, использовался для осаждения 500 нм А1 или А1(500 нм)/ТШ(20 нм). Было показано, что острота текстуры пленки А1 (111) усиливается при усилении остроты текстуры подслоя. В [19] 1 мкм пленка АШ была осаждена на 100 нм подслои А1, Т1, Мо, Аи/Т1, Р/Т1. Было показано, что текстура Т (001) способствует формированию текстурированной пленки АШ (001), а также что низкая шероховатость подслоя способствует получению сильной текстуры АШ. В [20] 600 нм пленка АШ осаждалась на 350 нм подслой Т^ было показано, что на формирование сильной текстуры АШ (001) существенно влияет низкая шероховатость подслоя. 1.2. Влияние кристаллической структуры металлов на процессы их ионного распыления

Морфология поверхности и скорость распыления поликристаллических материалов существенно зависят от их кристаллической структуры: кристаллографической ориентации зерен, Д структуры межзеренных границ. В

частности, при послойном анализе (вторичная ионная масс-спектроскопия -ВИМС, Оже-электронная спектроскопия - ОЭС) существует проблема ухудшения разрешающей способности по глубине со временем распыления. Данная проблема наиболее сильно проявляется в случае поликристаллических материалов, в особенности, тонких пленок. Это в большинстве случаев связано с увеличением шероховатости поверхности со временем, обусловленным разной скоростью распыления зерен, имеющих разную кристаллографическую ориентацию. С другой стороны, указанный выше эффект является одним из механизмов воздействия ионной бомбардировки на кристаллическую текстуру пленок и приповерхностных областей объемных материалов.

В работах [22 - 26] исследовалось развитие шероховатости поверхности поликристаллических материалов в системах послойного анализа. (ВИМС, ОЭС). В данных системах используются ионы с Еоп = 0.5 - 5 кэВ, поэтому анизотропия скорости распыления обусловлена разной вероятностью каналирования ионов в зернах с разной кристаллографической ориентацией. В [22] наблюдался рост шероховатости поликристаллической фольги Си со временем при распылении 2 - 4 кэВ ионами Аг+, 02+, В [23] такой же эффект наблюдался при распылении 600-800 нм пленок Ag, Аи, Та, двухслойных систем Ag/Au, АиМ^ 3 кэВ ионами Ar. В том числе, в [23] было найдено, что шероховатость зависит от глубины распыления по степенному закону с показателем степени, равным 0.5. В [24] пленки Au распылялись 0.52 кэВ ионами Аг. Было найдено, что шероховатость увеличивается с ростом Е^п и со временем распыления. Зависимость шероховатости от Е^п также имеет вид степенной зависимости с показателем 0.5. В [25] 100 нм пленка А1 с текстурой (111) распылялась 1.5 - 5 кэВ ионами №, Аг, Хе при разных углах падения пучка. Было найдено, что разрешающая способность по глубине существенно ухудшается при углах падения пучка ионов, при которых происходит каналирование ионов. Также шероховатость увеличивается с ростом Е^п. В [26] 100 нм пленки А1 подвергались распылению ионами №, Аг, Хе с Е^п = 1.5 - 4.5 кэВ при разных углах падения пучка. В данной работе, как и в

[25] было получено, что шероховатость существенно увеличивается при углах падения пучка, для которых в существенной части зерен происходит каналирование. В [25, 26] минимальная шероховатость достигалась в случае нормального и скользящего падения пучка.

В работах [27 - 35] при распылении поверхности поликристаллических материалов также наблюдалось развитие рельефа, связанное с разной скоростью распыления зерен с разной кристаллографической ориентацией, а при распылении поверхности монокристаллов наблюдалась анизотропия скорости распыления. В данных работах использовались ионы инертных газов с низкими Е1оп, как правило, менее 1 - 2 кэВ. В данном случае с уменьшением Е1оп каналирование оказывает меньшее влияние на анизотропию скорости распыления, однако сама анизотропия сохраняется, будучи обусловлена уже другими причинами, например, разной энергией связи атомов на поверхности для разных атомных плоскостей. В [27] полированные зеркала Си подвергались распылению в плазме Н2, исследовалось воздействие ионов как с широким распределением по Е1оп = 0.1 - 1.5 кэВ, а также моноэнергетические ионы с Е1оп = 0.65 и 1.5 кэВ. Наблюдался рост шероховатости, обусловленный разным коэффициентом распыления зерен с разной ориентацией, также шероховатость росла быстрее для больших Е1оп. В [28] образцы нержавеющей стали с текстурой (111) подвергались ионной бомбардировке в плазме дейтерия как с широким распределением по Е1оп в диапазоне 0.1 - 1.5 кэВ, так и моноэнергетическимим ионами с Е1оп = 0.65 и 1.43 кэВ. Было найдено, что шероховатость сублинейно увеличивается с дозой Q. В [29] образцы нержавеющей стали были подвергнуты бомбардировкам ионами Н3 с Е1оп = 300 - 1500 эВ, в результате которой наблюдалась разная скорость распыления зерен с разной ориентацией, причем, зерна с ориентацией (111) имели наименьшую скорость распыления. В [30] при распылении графита ионами Не, N0, Аг, Хе с Е1оп = 100 эВ - 10 кэВ наблюдалась большая скорость распыления в направлении [001], чем в перпендикулярном ему направлении. В [31] 40 - 120 нм пленки Аи с разными текстурами, осажденные на №С1 при

300°С и отожженные, подвергались ионной бомбардировке в плазме дугового разряда Не, №, Ar и Хе, при этом Eion не превышали 110 эВ. Было найдено, что для Ешп Ar ионов менее 100 эВ скорость распыления пленки с текстурой (100) выше, чем пленки с текстурой (111). Также было найдено, что при ионной бомбардировке с Е^п ниже определенного порога не происходит образования радиационных дефектов. Для разных инертных газов эти энергии составляют 20 - 64 эВ, в частности, для Аг - 44 эВ. В [32] поверхности (100) и (111) монокристаллов Си, а также поверхности (111) монокристаллов Al подвергались распылению 20 - 600 эВ ионами Ar. Было найдено, что порог распыления обоих материалов ионами Аг находится ниже 20 эВ, а также что скорость распыления Си с ориентацией (100) выше, чем скорость распыления Си с ориентацией (111). Указывается, что при больших Е^п наблюдается обратное отношение. В исследованном диапазоне Е^п каналирование не происходит, поэтому наблюдаемые результаты были объяснены различием энергии связи атомов на поверхности для разных кристаллографических ориентаций. В [33] выполнялось распыление поверхностей кристаллов Ag с разной кристаллографической ориентацией ионами Ar с Е^п = 20 - 4000 эВ. Было найдено, что при Е^п = 1 - 3 кэВ скорость распыления в направлении [111] - наибольшая, наименьшая - в направлении [110], скорость распыления в направлении [100] имеет промежуточное значение. В [34, 35] полированные поликристаллические образцы Си подвергались Ar ионной бомбардировке с Еюп = 10 кэВ под разными углами падения пучка. В результате из-за разной скорости распыления зерен с разной ориентацией формировался разновысотный рельеф, при этом на границах зерен наблюдалось образование локальных гребней или канавок.

В работах [36 - 43] наблюдалось преимущественное распыление межзеренных границ поликристаллических материалов при бомбардировке их поверхности ионами инертных газов, а также Н§ и дейтерия с Е^п не более 1 кэВ, в [42] использовалась Е^п = 10 кэВ. В [36] указывается, что в результате травления поликристаллического Si и монокристаллического Ge 150 эВ ионами

Н§ границы зерен в случае Si и границы блоков в случае Ge травятся быстрее, чем остальная поверхность. В [37] при распылении поверхности поликристаллического отожженного Sn ионами Аг с Е1оп = 500 эВ при давлении 0.1 Торр наблюдалось преимущественное распыление границ зерен (см. рис. 1).

Было найдено, что чем больше угол разориентации между соседними зернами, тем выше скорость распыления соответствующей границы. В предположении, что границы в исследуемом материале являются малоугловыми, наблюдаемый результат был объяснен большей концентрацией дислокаций в границах с большей скоростью распыления. В [39] при травлении легированной стали в плазме Аг с добавкой воздуха (1%) и подаче смещения 400 В на образцы наблюдалось преимущественное распыление границ зерен. В [40] распыление границ зерен пленок TiN наблюдалось при бомбардировке ионами Аг с Е1оп = 3 кэВ. В [41] образцы сплава А1 А16061-Т4 подвергались ионной бомбардировке в плазме N при подаче на образцы импульсов напряжения 10 - 30 кВ. В [42] полированные поликристаллические образцы Бе и Си подвергались бомбардировке 10 кэВ ионами Аг при разных углах наклона. В [43] образцы легированной стали подвергались обработке в плазме дейтерия со средней Е1оп = 300 - 600 эВ.

Таким образом, микроструктура и кристаллическая текстура металлов существенно влияет на развитие шероховатости поверхности при ионном распылении. Этот результат объясняется в литературе разной скоростью распыления зерен с разной кристаллографической ориентацией, а также преимущественным распылением межзеренных границ. При Е1оп более ~ 1 кэВ анизотропия скорости распыления объясняется различной вероятностью каналирования для разных кристаллографических направлений, а при Е1оп менее 1 кэВ - разной энергией связи атомов на поверхности. Этой же причиной объясняется и селективное распыление межзеренных границ. Таким образом, цитируемые работы показывают существенное влияние кристаллической структуры поликристаллических образцов, в том числе пленок, на процессы ионного распыления, в том числе, в системах послойного анализа. С другой

стороны, известно, что само ионное распыление, в том числе, за счет рассмотренного выше механизма, оказывает существенное воздействие на текстуру и микроструктуру металлов, что, во-первых, можно использовать для управления свойствами описанных выше электронных приборов, а во-вторых, необходимо учитывать данное влияние в процессах ионного распыления.

Рис. 1. Изображение тройного стыка на поверхности Sn после ионного распыления [37]. Глубина распыления каждой границы увеличивается с углом разориентации соседних зерен.

1.3. Кристаллическая текстура металлических пленок

Объектом исследования, представленного к защите, являются тонкие пленки металлов с ГЦК и ГПУ кристаллической решеткой, осажденные на неориентирующие подложки, такие, как стекло, с^ или пленки БЮ2, осажденные тем или иным способом на Si или полученные окислением кремния. Такие подложки являются аморфными или кристаллическими с параметрами решетки, существенно отличными от таковых для осаждаемых пленок. Эпитаксиального роста пленок металлов на таких подложках не происходит, однако, часто в таких пленках существует кристаллическая текстура - преимущественная ориентация тех или иных атомных плоскостей. Направления, нормально которым ориентированы такие плоскости, называются осями текстуры. Текстуры в зависимости от условий осаждения могут быть

разнообразными, многообразие текстур можно классифицировать по семействам ориентированных атомных плоскостей, количеству осей, ориентации этих осей относительно подложки, остроте текстуры. Как правило, в пленках присутствует одна ось текстуры, перпендикулярно этой оси кристаллографические направления зерен ориентированы случайным образом. В этом случае говорят об аксиальной текстуре, такая текстура возникает при осаждении пленок разнообразными методами, если не созданы дополнительные условия для возникновения двухосевой текстуры. Если пленка осаждается, например, с наклонной ионной бомбардировкой, в пленках присутствует две оси текстуры. Поликристаллические пленки с двухосевой текстурой отличаются от эпитаксиальных пленок, как правило, большими углами разориентации зерен и субзерен. В отсутствие специальных условий ось текстуры, как правило, направлена нормально подложке. Часто создают наклон оси текстуры, например, с помощью проводимой одновременно с осаждением ионной бомбардировкой или при наклонном падении на подложку осаждаемых частиц. То, какие плоскости имеют преимущественную ориентацию, зависит от свойств материала пленки и условий осаждения. Например, осаждение при высоких T способствует преимущественной ориентации плоскостей с плотной упаковкой параллельно подложке. Для ГЦК металлов это плоскости (111), для ГПУ металлов это плоскости (001), для ОЦК металлов это плоскости (110). Если в процессе осаждения созданы условия, приводящие к генерации сильных напряжений, текстура будет обусловлена условием минимизации энергии упругой деформации, например, для ГПУ металлов это плоскости (100). Остроту текстуры характеризует средний угол разориентировки между атомными плоскостями. Как правило, уменьшение скорости осаждения, повышение T, уменьшение шероховатости подложки способствуют усилению остроты текстуры в случае преимущественной ориентации плотноупакованных плоскостей. Количественной мерой остроты текстуры может быть полуширина соответствующей кривой качания в случае сильной текстуры или вычисляемые

с помощью дифрактограммы относительные интенсивности соответствующих пиков в случае слабой текстуры.

Известно, что при осаждении на неориентирующие подложки при T ниже точки рекристаллизации микроструктура пленок, а также характеристики текстуры, как правило, неоднородны по толщине (см. рис. 2) [44-46]. Эту неоднородность необходимо учитывать при анализе остаточных напряжений в пленках [44], их ионном распылении. Неоднородность микроструктуры пленки по глубине обусловлена тем, что на начальных стадиях роста зародыши не имеют текстуры, однако в процессе осаждения латеральные размеры зерен с различной кристаллографической ориентацией растут с разной скоростью. Например, при доминировании движущей силы, обусловленной минимизацией поверхностной энергии, наибольшая скорость роста будет у зерен с плотноупакованными плоскостями, расположенными параллельно подложке. При сильных напряжениях наибольшая скорость роста будет у зерен, чья ориентировка обеспечивает минимальную энергию упругой деформации.

Ионная бомбардировка широко используется для изменения текстуры пленок. Влияние ионной бомбардировки на текстуру пленок проявляется по-разному.

Может меняться тип текстуры, например, типичная для пленок ГЦК металлов аксиальная текстура (111) может поменяться на аксиальную (110) текстуру, при этом ось текстуры может остаться нормальной подложке, а может изменить свое направление. Может измениться острота текстуры. Однако в подавляющем большинстве работ исследовано применение ионной бомбардировки во время осаждения пленок. Работ, посвященных влиянию на кристаллическую текстуру пленок бомбардировки ионами инертных газов, проводимой после осаждения, опубликовано мало. В большинстве известных автору работ исследовано воздействие ионов с Eion существенно выше 1 кэВ. Из-за того, что в последнем случае величина пробега иона, равная единицам-десяткам нм, существенно больше, чем в случае ионов с Eion менее 1 кэВ, механизмы изменения текстуры для разных Eion оказываются существенно

разными. Вместе с тем известно большое количество работ, посвященных

исследованию низкоэнергетической, с Еюп менее 1 кэВ, ионной бомбардировки поверхности объемных материалов. Главным образом, такие обработки поверхности проводились с целью очистки поверхности в экспериментах по изучению каталитических свойств материалов, структуры поверхности. Есть небольшое количество работ, где обсуждаются изменения текстуры приповерхностных областей в результате низкоэнергетической ионной бомбардировки.

Рис. 2. ПЭМ изображение поперечного скола 400 нм пленки Pt, полученной методом электрнно-лучевого испарения при комнатной температуре [45].

Кроме этого, есть несколько практических применений ионной бомбардировки пленок. Кроме рассмотренных выше методов послойного анализа ионная бомбардировка может быть применена для разнообразных модификаций поверхности пленки. В [47] 5 - 100 нм пленки Т после осаждения подвергались распылению ионами Л в плазме ВЧ разряда со скоростью 36 нм/мин, что в том числе, привело к увеличению шероховатости и латеральных размеров объектов на поверхности Ть После такой обработки на

пленки ^ осаждали 10 - 500 нм Л1. Было найдено, что пленка Л1, осажденная на обработанный Ti, имеет столбчатые зерна, осажденная на необработанный имеет мелкие равноосные зерна (см. рис. 3).

Наблюдаемое различие авторы связали с изменением поверхностной энергии ^ в результате распыления, что привело к изменению условий осаждения Л1. Пленка Л1 со столбчатыми зернами показала большую устойчивость к электромиграции из-за более слабой зернограничной диффузии.

00 (Ь)

200 nm

Рис. 3. ПЭМ изображение поперечного среза системы Al/Ti для необработанного (a) и обработанного ионами (b) подслоя Ti [47].

В [48] при изготовлении многослойных систем ультратонких пленок Au/Cu/Co/Au перед осаждением Cu поверхность пленки Co обрабатывалась

л

бомбардировкой ионами Ar с плотностью ионного тока j = 0.2 мА/см , при этом 80% ионов Ar имели Eion менее 30 эВ. Авторы утверждают, что такая бомбардировка привела к разупорядочению поверхностного монослоя Co, что позволило получить меньшую шероховатость осажденной на Co пленки Cu. В [49] 26 нм пленка Co после осаждения подвергалась бомбардировке ионами Ar с Eion ~ 70 эВ с добавкой 0 - 41% ионов O2. Такая бомбардировка привела к изменению приповерхностной области Co, что в свою очередь привело к изменению магнитных свойств Co.

1.4. Ионная бомбардировка пленок металлов, проводимая после их осаждения. Влияние на микроструктуру и кристаллическую текстуру

Известен ряд экспериментов по изменению текстуры поликристаллических пленок с помощью ионной бомбардировки. Менялся как тип текстуры, так и направление оси текстуры, в части работ формировалась двухосевая текстура. Во всех, известных автору работах, использовались энергии ионов более 1 кэВ, поэтому причиной изменения текстуры называется разная вероятность каналирования в зернах с разной ориентацией. Также при ионной бомбардировке с энергиями ионов более 1 кэВ часто наблюдается нетермический рост зерен, который авторы объясняют повышением подвижности атомов в области межзеренных границ.

В работах [50 - 54] пленки Си с Л = 1 и 3 мкм, осажденные методом термовакуумного напыления и электронно-лучевого испарения на подложки А1, подвергались бомбардировке ионами Си [50 - 53], а также №, N1, Кг, Хе [54] с

1С лп Л

Е1оп = 40 кэВ и Q = 440 - 5-10 см- при плотности ионного тока

Л

У = 16 - 50 мкА/см . Угол падения ионов на пленку был равен 0° в [50, 52 - 54], в [51] исследовалось также воздействие при углах падения 7, 20, 45, 60°. Ионная бомбардировка проходила при комнатной температуре, а в [52] и при 76 К. Проводилась съемка дифрактограмм исследуемых образцов, также в [53]

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Селюков Роман Вячеславович, 2024 год

- снч

2

сн-

2.282 2.280 2.278 ^ 2.276 2.274

(в)

сн

>ч>1

' 2

"сн--.

сн

20 40 60 к, нм

20 40 60 к, нм

20 40 60 к, нм

Рис. 22. Зависимость межплоскостного расстояния ^111 в направлении нормали к поверхности для исходных пленок Pt (1) и для пленки Pt исходной толщиной 80 нм, подвергнутой серии ИПО (2) при отрицательном напряжении на образце 45 В (а), 75 В (б), 125 В (в).

2

Таким образом, представленные на рис. 22 результаты можно интерпретировать следующим образом. ИПО в режимах 45 - 125 В приводит к существенной релаксации сжимающих напряжений с ~ 1.3 - 1.5 ГПа до ~ 0.8 - 0.9 ГПа по сравнению с исходными пленками равной толщины. Наиболее значительная релаксация наблюдается в режиме 45 В, в режиме 125 В для к ~ 20 нм напряжения исходной и обработанной пленки близки. Релаксация напряжений в пленке металла в результате ионной бомбардировки, проводимой

в сходных условиях наблюдалась и ранее [152]. Наблюдаемый результат не может быть объяснен релаксацией сжимающих напряжений в течение длительного времени хранения пленки, так как такая релаксация для исследованных пленок не наблюдалась.

На рис. 23 представлены зависимости О от И для исходных пленок Pt с И = 20 - 80 нм, а также для пленки Р1 с исходной И = 80 нм, подвергнутой серии ИПО при 45, 75 и 125 В. Серии ИПО 75 и 125 В были проведены дважды на пленках, осажденных в одном процессе, результаты повторных экспериментов приведены на рис. 23г и 23д соответственно. Для исходных пленок характерен сублинейный рост О с И. Данный результат согласуется с зависимостями размера зерна от И для тонких пленок Р^ найденными в [153]. Для всех режимов ИПО значения О образца, подвергнутого ИПО (ОИПО) превышают таковые для исходной пленки равной толщины (ОИсх) при И > 30 - 40 нм, разница составляет 10 - 20%. При И < 30 - 40 нм для режимов 75 и 125 В наблюдается ОИПО < ОИсх, различие при этом также составляет до 25%. В режиме 45 В ОИПО > ОИсх во всем диапазоне И. Если придерживаться допущения о неподвижности межзеренных границ при осаждении, то результат ОИПО > ОИсх для распыления приповерхностных областей пленки 80 нм может быть объяснен увеличением размеров ОКР под действием ионной бомбардировки. Автором не найдено данных об аналогичных экспериментах в литературе, однако известно, что осаждение, сопровождающееся ионной бомбардировкой растущей пленки, при энергии ионов не более определенного значения улучшает микроструктуру последней [154], что объясняется повышением подвижности адатомов. Результат ОИПО < ОИсх, полученный в серии ИПО 75 и 125 В для И < 30 - 40 нм, может быть объяснен образованием радиационных дефектов, как это было сделано в [85, 86] для объяснения появления 10 нм зерен в результате низкоэнергетической Аг ИБ кристалла Ag. Похожий эффект наблюдался и при ионно-ассистированном осаждении пленки М, когда приложение к подложке смещения более 50 В привело к уменьшению О [154]. Также в [89] было найдено, что пленка И, осажденная с использованием Аг ИБ

с энергией ионов 150 эВ, имела на ~ 15% меньшие значения О по сравнению с пленкой, полученной без ИБ. Переход от увеличения О к дроблению ОКР под действием ИБ в режимах 75 - 125 В при И ~ 30 - 40 нм происходит, вероятно, из-за накопления радиационных дефектов. Последнее может быть объяснено, в том числе, близостью подложки, выполняющей функцию диффузионного барьера. Результат ОИПО < ОИсх не наблюдается в режиме 45 В, вероятно, из-за более низкой скорости дефектообразования.

18 16 § 14 ^ 12 10 8

■(а)

я; А

--□-- 2

18 16 § 14 ^ 12 10

8 -

20

40 60 к, нм

80

22

20

3 18 К

- 16 16

14 12 10

20

40 60 к, нм

80

20

40 60 к, нм

80

Рис. 23. Зависимость среднего размера ОКР О(И) для исходных пленок Р (1) и для пленки Р исходной толщиной 80 нм, подвергнутой серии ИПО (2) при отрицательном напряжении на образце 45 В (а), 75 В (б, г), 125 В (в, д).

На рис. 24 и 25 приведены зависимости Дюед(И) и 8ед(И) для исходных пленок, а также для обработанных в разных режимах ИПО пленок 80 нм. На рис. 24 видно, что при И > 30-40 нм зависимости Дюей(И) для исходной и подвергнутой распылению пленки в пределах погрешности совпадают. Однако при И < 30 нм для пленки, подвергнутой ИПО, наблюдается некоторое уменьшение (~ 1°) Дюед- по сравнению с Дюед- исходных пленок. Такой же

результат наблюдается и в повторных экспериментах для режимов 75 и 125 В (на рис. 24 не показаны), его можно объяснить следующим образом. Из приведенных выше зависимостей О(И) был сделан вывод о росте ОКР в результате ИПО при И > 30 - 40 нм. Рост зерен принято разделять на нормальный, обусловленный минимизацией энергии межзеренных границ и аномальный, обусловленный минимизацией поверхностной энергии [46].

03

и

3 <

16

14

12

16

14

12

10 —i

16

14

12

101—i

(в)

■ 1

■а-2

10 >-

20 40 60 80 h, нм

20 40 60 80 h, нм

20 40 60 80 h, нм

Рис. 24. Зависимость полуширины кривой качания Pt (111) A®eff(h) для исходных пленок Pt (1) и для пленки Pt исходной толщиной 80 нм, подвергнутой серии ИПО (2) при отрицательном напряжении на образце 45 В (а), 75 В (б), 125 В (в). Линия - аппроксимация зависимости A®eff (h) для исходных пленок экспонентой.

Известно также, что текстура пленок, осаждаемых на неориентирующие подложки, обычно также определяется минимизацией поверхностной энергии. В результате пленки, например, ГЦК металлов приобретают текстуру (111). Таким образом, аномальный рост приводит к улучшению такой текстуры. Аномальный рост наблюдался в пленках Pt при их отжиге [155], поэтому можно объяснить наблюдаемое отклонение кривой A®eff(h), полученной при распылении 80 нм пленок от таковой для исходных пленок данным ростом, произошедшим в результате ИПО. При h < 30 нм данный результат согласуется с зависимостью D(h) для режима 45 В, когда распыление приводит к увеличению ОКР. Однако A®eff (h) и D(h) находятся в противоречии h < 30 нм для режимов 75 и 125 В, так как, уменьшение размеров ОКР подразумевает

образование новых межзеренных границ, что означает усиление разориентации. Наблюдаемое противоречие пока не находит объяснения.

На рис. 25 видно, что значения 5ед- для пленки, подвергнутой распылению (§еяиш) и для исходных пленок (5^£исх) различаются для всех режимов не более, чем на 15%, кроме режима 125 В, где различие при малых И достигает 25%. Для режима 45 эВ во всем диапазоне толщин 5едтО > 5^£исх, что коррелирует с зависимостью О(И) для данного режима. Для двух серий распылений, проведенных в режимах 75 и 125 эВ (рис. 25в и 25д) также наблюдается корреляция с О(И), а именно, при И ~ 30 нм размер ОКР и 5е££ИПО для пленки, подвергнутой распылению, становятся меньше, чем О и 5^щсх для исходной пленки такой же толщины. Этот результат объясняется тем, что при уменьшении О из-за увеличения суммарного объема границ зерен уменьшается и 5ед-. Таким образом, полученные для зависимостей 5ед(И) результаты могут быть объяснены аналогично результатам, полученным для О(И).

Ю

1.0 0.9 0.8 0.7 0.6 0.5

2 «и*-*?'

СО

(а)

20 40 60 80 к, нм

1.0 0.9 0.8 0.7 0.6 0.5

►Оч

2

1

(б)

СО

20

40 60 к, нм

80

СО

1.0 - 1 / /

0.9 -

0.8 " / / / *

0.7 -я ьйн 2

0.6

0.5 ,

СО

(г)

20

40 60 к, нм

80

1.0 0.9 0.8 0.7 0.6 0.5

1.0 0.9 0.8 0.7 0.6 0.5

Л

' I

И-СН

►О*,' ' 1

ИЗн

(в)

20

40 60 к, нм

80

н>

-Си.

1

Я4

/ / . ' Я1Н

" 2

(д)

20

40 60 к, нм

80

Рис. 25. Зависимость относительной доли кристаллической фазы 5ед(И) для исходных пленок Р1 (1) и для пленки Р исходной толщиной 80 нм, подвергнутой серии ИПО (2) при отрицательном напряжении на образце 45 В (а), 75 В (б, г), 125 В (в, д).

2

1

На рис. 26-29 показана эволюция поверхности пленки Pt исходной толщиной 80 нм, подвергнутой серии ИПО в разных режимах. Изображения были получены с помощью СЭМ, было, в частности, найдено, что ИПО приводят к размытию мест выхода межзеренных границ на поверхность, которые исходно имеют вид канавок. Данный результат согласуется с полученным в [156] результатом, где он был объяснен заполнением канавок подвижными адатомами под действием силы, минимизирующей поверхностную энергию. Отсутствие четких границ между зернами затрудняет сегментацию поверхности, поэтому СЭМ изображения были проанализированы только качественно.

Сравнение СЭМ изображений, полученных для разных режимов ИПО, показывает, что для всех режимов характерно увеличение латеральных размеров объектов, составляющих поверхность на начальных этапах распыления, после которого происходит их уменьшение. Согласно сказанному выше, данное уменьшение нельзя объяснить поверхностной диффузией, однако можно сделать следующее предположение. В п.1 указывалось, что пленки И, осажденные методами магнетронного распыления или электронно-лучевого испарения, имеют столбчатую микроструктуру, при этом латеральные размеры зерен увеличиваются с ростом толщины пленки. Латеральные размеры объектов на поверхности пленки после ИПО, вероятно, пропорциональны латеральным размерам зерен, поэтому при меньших размерах зерен данные объекты будут меньше. Данный вывод нашел свое подтверждение в эксперименте по ИПО пленок с разной исходной толщиной, проведенной при смещении на подложке -15 В, когда распыления пленки не происходит (см. п.3.4). В частности, было найдено, что латеральные размеры объектов на поверхности пленки исходной толщиной 17 нм после ИПО существенно меньше, чем таковые на поверхности пленки исходной толщиной 73 нм.

На рис. 30 приведены результаты измерения р для разных режимов ИПО. Зависимости р(И) для исходных пленок были аппроксимированы согласно закону Фукса-Зондгеймера [157]:

Р0 =!_ Г/ _3 _,-5) ^Ф)-1 л, (3.2)

р 2к Г exp(kt) - р

где р - коэффициент зеркального отражения, к=И/Х, И - толщина пленки, X -длина свободного пробега электрона, р0 - удельное сопротивление пленки большой толщины. Было найдено, что во всех случаях р0 ~ 26.5 - 28.3 мкОм-см, что существенно превышает р0 для объемной И, равное ~ 10 мкОм^см. В приближении h >> X и р=0.5 для разных исходных образцов было определено значение X, которое составило 15 - 26 нм, что превышает значения О. Таким образом, можно утверждать, что наибольший вклад в р для исследованных пленок дает рассеяние носителей заряда на границах зерен. Влияние этого процесса на р описано в модели Майадаса-Шацкеса [158], которая предсказывает уменьшение р при увеличении О.

Для режима 45 В наблюдается на уменьшение р пленки в результате ИПО на ~ 12%, которое согласуется с зависимостью ОИПО(И) для данного режима (см. рис. 23а) и поэтому объясняется моделью Майадеса-Шацкеса. Для режима 75 эВ при И > 30 нм рИПО(И) ~ рИсх(И), при И < 30 нм рИПО(И) больше, чем рИсх(И) на ~ 10%, этот результат был воспроизведен при повторном эксперименте. Для режима 125 В наблюдается некоторое расхождение между первым и вторым экспериментами. При И > 30 нм для первого эксперимента рИПО(И) меньше рд8-аер(И) на ~ 7%, для второго эксперимента в этом диапазоне толщин рИПО(И) ~ рАз-¿ер(И). Для И < 30 нм для обоих экспериментов рИПО(И) превышает рАз-аер(И) на ~ 10%. Таким образом, для режимов 75 и 125 В рИПО(И) для И > 30 нм несколько больше, чем дают оценки в рамках модели Майадаса-Шацкеса с использованием зависимости ОИПО(И). Расхождение результатов р(И) и О(И) можно объяснить большей шероховатостью поверхностью пленки, подвергнутой распылению по сравнению с исходной пленкой [156].

Рис. 26. СЭМ изображения поверхности пленки Pt исходной толщиной 80 нм до ИПО (а), после одной (б), двух (в), трех (г), четырех (д) ИПО, проведенных со смещением на подложке -75 В. Размер изображения по горизонтали - 1.17 мкм.

Рис. 27. СЭМ изображения поверхности пленки Pt исходной толщиной 80 нм до ИПО (а), после одной (б), двух (в), трех (г), четырех (д) ИПО, проведенных со смещением на подложке -45 В. Размер изображения по горизонтали - 1.17 мкм.

Рис. 28. СЭМ изображения поверхности пленки Pt исходной толщиной 80 нм до ИПО (а), после одной (б), двух (в), трех (г), четырех (д) ИПО, проведенных со смещением на подложке -125 В. Эксперимент №1. Размер изображения по горизонтали - 1.17 мкм.

Рис. 29. СЭМ изображения поверхности пленки Pt исходной толщиной 80 нм до ИПО (а), после одной (б), двух (в), трех (г), четырех (д), пяти (е), шести (ж) ИПО, проведенных со смещением на подложке -125 В. Эксперимент №2.

20 40 60 80

20 40 60 80

20 40 60 80

к, нм

к, нм

к, нм

20 40 60 80

20 40 60 80

к, нм

к, нм

Рис. 30. Зависимость удельного сопротивления пленок Р^ исходных (1) и подвергнутых серии ИПО (2) при отрицательном напряжении на образце 45 В (а), 75 В (б, в), 125 В (г, д). (3) Аппроксимация зависимости р(^) для исходных пленок формулой (3.2).

3.4. Исследование кристаллической структуры пленки Р^ подвергнутой ионно-плазменной обработке при средней энергии ионов ниже порога распыления

Режим ионно-плазменной обработки, при котором средняя энергия ионов недостаточна для распыления пленки, представляет большой практический интерес по причине того, что в результате такой обработки толщина пленки заметно не уменьшается, следовательно, в технологическом процессе не требуется учитывать утонение пленки. В частности, в [145] напряжения в пленках Сг эффективно регулировались при смещении на подложке -(15-30) В без их заметного утонения. С другой стороны, такой режим удобен для исследования влияния ионной бомбардировки на свойства металлических пленок, так как наблюдаемые в результате ее изменения средних по толщине

удельного сопротивления, размера зерна, угла рассеяния текстуры нельзя объяснить утонением, как например, в режимах ИПО 45-125 В ростом зерен при осаждении. В частности, существует возможность исследовать воздействие ионной бомбардировки на пленки легкоплавких металлов, например, Аи, Ag, Си, или пленок, подвергнутых отжигу. Недостатком такой обработки является очевидное снижение ее эффективности при снижении средней энергии ионов.

Было установлено, что при мощности на индукторе 400 Вт, расходе Аг

-5

10 нсм /мин и постоянном значении смещения -15 В скорость распыления пленки Pt исходной толщиной 73 нм составила ~0.23±0.1 нм/мин, а пленки Pt исходной толщиной 17 нм составила ~0.13±0.1 нм/мин. Таким образом, в результате ИПО суммарной длительностью 30 мин в первом случае пленка утонялась на 7 нм (10%), а во втором случае - на 4 нм (24%). При смещении -25 В скорость распыления была значительно выше, что приводило к существенному утонению пленок в результате ИПО суммарной длительностью 30 мин. В предположении, что воздействие ИПО со смещением на подложке -10 В будет слишком слабым, для исследования влияния ИПО, происходящего без распыления пленки, было выбрано смещение -15 В.

В условиях ионно-плазменной обработки и измерений, приведенных в п. 3.1, пленки Pt с исходной толщиной 17 и 73 нм были подвергнуты серии из четырех ИПО с постоянным смещением на подложке -15 В, длительность первой и второй ИПО была по 5 мин, третьей и четвертой - по 10 мин. После каждой ИПО определялись размер ОКР, угол рассеяния текстуры, доля кристаллической фазы и удельное сопротивление пленок. В результате манипуляций с пленкой толщиной 17 нм была нарушена целостность последней, что сделало невозможным достоверное определение удельного сопротивления, однако, сохранилась возможность определить ее структурные характеристики. Кроме того, с помощью СЭМ была исследована морфология поверхности пленок, с помощью ЭДС контролировалась толщина пленок, в том числе, была определена скорость распыления.

На рис. 31 представлена зависимость межплоскостного расстояния в направлении нормали к подложке от времени ИПО I. Как и в случае режимов 45 - 125 эВ, в данном режиме также наблюдается релаксация сжимающих напряжений с ~ 1.5 ГПа до ~ 1.0 ГПа.

о<

2.280 2.278 2.276 2.274 2.272 2.270

2 \\

■ : ====::Н

10 20 t, мин

30

Рис. 31. Зависимость ^111 от суммарного времени ИПО в режиме 15 эВ для пленок исходной толщиной 17 и 73 нм. 1 - пленка 17 нм, 2 - пленка 73 нм.

0

На рис. 32а приведена зависимость Дюед- от времени ИПО t для 17 и 73 нм пленок. Видно, что за все время ИПО изменения остроты текстуры не происходит, в частности, для 73 нм Дюед- находится в пределах 0,06°. Одним из результатов такого эксперимента является оценка погрешности измерения Дюеа-, которая очевидно не превышает указанной выше величины. Было получено, что в обоих случаях зависимость величины Дюед- от времени ИПО хорошо аппроксимируется горизонтальной линией. Этого результата достаточно, чтобы утверждать, что при 15 В ИПО воздействия на текстуру пленки нет ни в случае 17 нм, ни в случае 73 нм. Более того, утонение пленки в данном эксперименте также оказалось недостаточным, чтобы изменить Дюед-. На рис. 32б представлена зависимость 5ед- от t для тех же пленок. Видно, что 5ед-уменьшается для пленки исходной толщиной 73 нм на 10%, а для пленки исходной толщиной 17 нм на ~20%. Уменьшение 5ед- со временем ИПО нельзя объяснить уменьшением интенсивности падающего излучения в результате, например, изменения со временем излучающей способности трубки, т.к., на

контрольном образце никогда не регистрировалось 20% падения интенсивности, колебания всегда были в пределах ±3%.

На рис. 33а представлена зависимость О от ? для тех же пленок. Как и в случае с остротой текстуры, в данном случае О слабо меняется в результате ИПО, поэтому хорошо аппроксимируется горизонтальной линией. Таким образом, можно утверждать, что воздействия ИПО на величину ОКР нет, и этот результат справедлив для разных исходных микроструктур.

18 16

&

и

I 12 10

.......,

10 20 мин

(а) 1.1

1.0

0.9

1

^ 0.8

со

0.7

2

0.6

, 0.5

30

(б)

■.......Г

. ___□

..... 1

10 20 t, мин

30

Рис. 32. (а) Зависимость Дюед- от суммарного времени ИПО для 17 и 73 нм пленок. Штриховые линии - аппроксимация экспериментальных значений горизонтальными линиями. (б) Зависимость 5ед- от суммарного времени ИПО для 17 и 73 нм пленок. Черные маркеры - 73 нм пленка, белые маркеры - 17 нм.

На рис. 33б приведена зависимость р от времени ИПО для 73 нм пленки. Видно, что р слабо меняется за время ИПО, также не наблюдается тренда на увеличение или уменьшение р. Это результат согласуется с зависимостью О(И), но противоречит результатам для 5ед- . В п. 3.3 для смещений на подложке -(45125) В было получено, что корреляция между 5ед- и Дюед- может не наблюдаться, однако всегда есть корреляция между 5ед- , О и р. В данном эксперименте корреляция отсутствует как между 5ед- и Дюед- , так и между 5ед- , О и р. Последнее можно объяснить как возможной погрешностью определения доли кристаллической фазы с помощью данной методики, так и внесением дефектов, которые не оказывают большого влияния на остроту текстуры, удельное сопротивление, размеры ОКР, но уменьшают интенсивность дифрагированного

0

0

излучения. К таким дефектам относятся точечные дефекты, например, вакансии и междоузельные атомы. Так как на зависимости 8ей(0 прослеживается тренд на уменьшение величины 5ед- , последнее объяснение представляется более правдоподобным.

3

20 18 16 14 12 10 8

* * *.......

10 20 мин

(а)

* 32

2 о „„

2 30

О

С 1 и 1 28

1 а

26

30

2

(б) 1

10 20 мин

30

Рис. 33. (а) Зависимость В от суммарного времени ИПО для 17 и 73 нм пленок. Черные маркеры - пленка 73 нм, белые маркеры - пленка 17 нм. (б) Зависимость р от суммарного времени ИПО для 73 нм пленки.

0

0

На рис. 34 представлены СЭМ изображения поверхности пленки Р исходной толщиной 73 нм до и после ИПО, проведенных со смещением -15 В. Видно, что, как и в результате 45 - 125 В ИПО наблюдается размытие границ между зернами и укрупнение латеральных размеров объектов, составляющих поверхность. Однако в данном случае после первых трех ИПО наблюдаются и мелкие объекты, размерами и формой напоминающие исходные зерна. Данная особенность может быть объяснена более слабой поверхностной диффузией из-за меньшей средней энергии ионов, что приводит к более слабому изменению поверхности. Также в результате серии ИПО при смещении -15 В не наблюдается уменьшения латеральных размеров объектов на поверхности с ростом времени ИПО. Такой результат может быть объяснен тем, что в данном случае утонения пленки не происходит, следовательно, уменьшение латеральных размеров зерен в приповерхностной области пленки не происходит. Наоборот, при длительном воздействии форма мелких объектов на поверхности все более размывается из-за длительной поверхностной диффузии,

и поверхность становится все более похожей на полученную в результате

45 - 125 В ИПО.

Рис. 34. СЭМ изображения поверхности пленки исходной толщиной 73 нм до ИПО (а), после одной (б), двух (в), трех (г), четырех (д) ИПО, проведенных со смещением на подложке -15 В. Размер изображения по горизонтали - 1.17 мкм.

На рис. 35 представлены СЭМ изображения пленки исходной толщиной 17 нм, исходной и подвергнутой серии из четырех ИПО. С учетом достигнутой при съемке разрешающей способности можно утверждать, что после первой

ИПО произошло увеличение латеральных размеров объектов на поверхности, при последующих ИПО поверхность не изменила своей морфологии.

Рис. 35. СЭМ изображения поверхности пленки исходной толщиной 17 нм до ИПО (а), после одной (б), двух (в), трех (г), четырех (д) ИПО, проведенных со смещением на подложке -15 В. Размер изображения по горизонтали - 0.59 мкм.

Увеличение размеров объектов в результате первой ИПО согласуется с результатами, полученными в данном режиме для 73 нм пленки, а также в

режимах 45-125 В для 80 нм пленки, следовательно, также может быть объяснено поверхностной диффузией. 3.5. Основные результаты исследований

Получено, что в режимах 45 - 125 В наблюдается частичная релаксация сжимающих напряжений с ~ 1.3 - 1.5 ГПа до ~ 0.8 - 0.9 ГПа по сравнению с исходными пленками равной толщины. Наиболее значительная релаксация наблюдается в режиме 45 В. Сравнение зависимостей размеров ОКР от толщины исходных 20 - 80 нм и подвергнутой распылению 80 нм пленок Pt показало, что на начальных этапах распыления ОКР пленки, подвергнутой ИПО, больше, чем ОКР исходных пленок такой же толщины. Распыление более 50 - 60% толщины пленки в режимах со смещением на пленке -(75 - 125) В приводит к уменьшению ОКР на 10 - 25%, а также 5ед- по сравнению с исходными пленками такой же толщины, тогда как такое же распыление в режиме 45 В приводит к увеличению ОКР на 10 - 20% по сравнению с исходными пленками равной толщины. Удельное сопротивление пленок в результате ИПО меняется незначительно по сравнению с исходными пленками равной толщины. Уменьшение ОКР и 5ед- было объяснено накоплением радиационных дефектов. При этом распыление во всех режимах не ухудшает остроту текстуры пленки.

Серия ИПО при смещении на подложке -15 В общей длительностью 30 мин в результате распыления приводит к утонению пленки исходной толщиной 73 нм на 10%, а пленки исходной толщиной 17 нм на 24%. В обоих случаях изменения угла рассеяния текстуры, среднего размера ОКР, угла рассеяния текстуры пренебрежимо малы. При этом величина 5ед- уменьшается в случае пленки 73 нм на 10%, в случае пленки 17 нм на 20%, что объяснено увеличением концентрации точечных дефектов в результате ИПО. В данном режиме ИПО также происходит частичная релаксация сжимающих напряжений с ~ 1.5 ГПа до ~ 1.0 ГПа.

4. Влияние ионно-плазменной обработки на микроструктуру, кристаллическую текстуру и удельное сопротивление тонких пленок ^

Выше указывалось, что тонкие текстурированные пленки Т используются в качестве адгезионного подслоя при осаждении на различные подложки пленок Р1 [2, 3], ферромагнитных пленок [11], покрытий TiN [12], пленок А1 [13-18], АШ [19-21]. Как правило, используется пленка а-Т с (001) текстурой, расположение атомов и межатомные расстояния в плоскостях Л (001) сходны с таковыми для плоскостей (111) А1, Р^ а также плоскостей (001) АШ. Во всех вышеперечисленных случаях усиление текстуры подслоя Л приводит к усилению текстуры, а следовательно, эксплуатационных свойств пленок и многослойных систем, осаждаемых на него.

С целью регулирования текстуры тонких пленок Т^ как правило, варьируются параметры процессов осаждения, в частности, применяется ионная бомбардировка растущей пленки [12, 17, 18, 93, 97, 98-100, 102, 159]. Как правило, такая бомбардировка происходит за счет подачи постоянного или ВЧ смещения на подложку, также используются ионные источники, ускоряющие напряжения не превышают, как правило, дестяков-сотен вольт. При этом слабо изучено влияние на текстуру пленок Л и других металлов низкоэнергетической ионной бомбардировки, проводимой после осаждения. Между тем, такая процедура успешно применяется, например, для подготовки адгезионных слоев Л [47], изменения напряжений в пленках металлов [145].

Задачей данного эксперимента было определение влияния низкоэнергетической бомбардировки ионами Аг на текстуру, микроструктуру и удельное сопротивление тонких пленок Тт Такая бомбардировка проводилась в индуктивно-связанной аргоновой плазме ВЧ разряда при подаче на исследуемые образцы ВЧ смещения. Исследовались пленки Л с толщиной 1040 нм, осажденные методом магнетронного распыления с плавающим потенциалом на подложке и подвергнутые после осаждения ионно-плазменным обработкам в режимах с разной мощностью ВЧ смещения. 4.1. Условия эксперимента

Пленки Ti толщиной 10, 20, 30 и 40 нм осаждались на пластину c-Si(100), покрытую термическим SiO2 толщиной 1 мкм, методом магнетронного распыления в установке Alcatel SCR 651 "Tetra" при комнатной температуре с плавающим потенциалом на подложке. Давление Ar во время осаждения было равно 0.2 Па, ВЧ мощность на мишени была равна 300 Вт.

После осаждения пленки подвергались серии ионно-плазменных обработок (ИПО), которые проводились в реакторе ВЧ индукционного разряда в аргоновой плазме, подробно описанном в [147]. Во время ИПО давление Ar в реакторе было 0.08 Па, ВЧ мощность, подаваемая на индуктор, была равна

-5

800 Вт, расход Ar составлял 10 ст.см /мин. Плотность ионного тока была равна

Л

7.4 мА/см . Каждый образец подвергался серии из четырех ИПО длительностью по 30 мин каждая, каждая серия проводилась при одном и том же значении ВЧ напряжения на подложке, приводившего к появлению постоянного отрицательного потенциала 20, 25 и 30 В. Диапазон используемых напряжений ограничен сверху значением ~ 30 В из-за существенного распыления пленок при больших напряжениях и снизу значением 20 В из-за ослабления наблюдаемого эффекта. Образцы соединялись вакуумной смазкой с охлаждаемым газообразным He подложкодержателем, поэтому во время ИПО их температура не превышала 300 K.

До и после ИПО текстура и микроструктура пленок исследовались с помощью рентгеновской дифракции, измерялось удельное сопротивление. Химический состав пленок исследовался с помощью энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (ЭДС) и Оже электронной спектроскопии (ОЭС). Съемка дифрактограмм проводилась на дифрактометре ДРОН-3М, оснащенном гониометрической приставкой ГП-14, с использованием трубки с медным анодом, линия Cu Kp устранялась пирографитовым кристалл-монохроматором, линия Cu Ka2 устранялась с помощью модифицированного метода Речингера [115]. Аппаратная функция была определена с помощью дифрактограммы фрагмента платиновой мишени, подвергнутой отжигу в вакууме при 780 K в течение 10 ч. Было найдено, что пик Pt 111 данного образца с хорошей

точностью аппроксимируется профилем Гаусса, таким образом, при определении размеров ОКР нет необходимости учитывать инструментальные поправки, так как вклад дисперсности в физический профиль описывается профилем Коши. Как и в эксперименте с пленкой Pt в данном эксперименте съемка дифрактограмм проводилась в геометрии Брэгга-Брентано, следовательно размер ОКР определялся в направлении нормали к подложке. Измерение удельного сопротивления р проводилось четырехзондовым методом с использованием источника тока П321 и вольтметра В7-21 при значениях тока 0.2 - 2 мА, при этом падение напряжения на образцах составляло 7 - 10 мВ. Было найдено, что исходных, а также подвергнутых ИПО пленок, не меняется в промежутках между ИПО, составлявших до нескольких суток. Таким образом, можно пренебречь влиянием на окисления пленок Ti в результате их нахождения на воздухе.

Съемка ОЭС спектров проводилась на установке PHI-660 (PerkinElmer) при энергии электронного зонда 10 кэВ в остаточном вакууме 5.3•lO-6 Па, распыление пленки Ti ионной бомбардировкой при этом не проводилось.

Толщины пленок до и после каждой ИПО измерялись с использованием ЭДС спектров по методу, описанному в п.2.4 (рис. 16а, б). ЭДС спектры были получены с помощью приставки INCAx-act (Oxford Instruments) к СЭМ Supra-40 (Carl Zeiss).

4.2. Определение химического состава приповерхностных областей и толщины пленок Ti с помощью ЭДС и ОЭС

При съемке ЭДС спектров использовалось ускоряющее напряжение 7 кВ, такое значение было выбрано, чтобы регистрировать линии TiK, находящиеся на спектре в окрестности 4.5 - 5 кэВ (см. рис. 16а). Линии TiL, находящиеся на 400 - 460 эВ, перекрываются с линией OKa, поэтому не могут быть использованы для анализа. На ЭДС спектрах всех образцов присутствует слабая линия C (Ka1 линия на 277 эВ), а также интенсивные линии Si, O, Ti. Линии Ar (Ka1 на 2958 эВ, Ka2 на 2956 эВ, дублет Kß13 на 3191 эВ) отсутствуют. Источником линий Si и O является SiO2 подложки, линия C, вероятно,

обусловлена загрязнением поверхности. Наблюдение интенсивных пиков подложки свидетельствует, что при съемке спектра глубина возбуждения атомов превышала толщину пленки.

Согласно методике, изложенной в п.2.4, были измерены толщины пленок Т до и после каждой серии ИПО. Было найдено, что в результате серии ИПО 30 В было суммарно удалено 4 - 5 нм Т^ после серии ИПО 20 В утонения Т не происходило, серия ИПО 25 В привела к утонению пленки Т на 1 - 2 нм.

До и после серии 30 В ИПО проводилась съемка спектров ОЭС. Так как ионное распыление в процессе измерений не проводилась, был проанализирован химический состав приповерхностной (1 - 2 нм) области пленок Т1.

Результаты ОЭС измерений представлены в таблице 2. Было найдено, что до и после ИПО на поверхности кроме Т присутствуют С и О. После ИПО в незначительном количестве появляется Состав приповерхностных областей пленок как до, так и после ИПО не зависит от толщины пленки. Присутствие О на поверхности исходной пленки объясняется окислением Т при нахождении его на воздухе. Однако до ИПО доля О равна 45 - 47 ат%, после ИПО доля О становится равной 28 - 29 ат%, что можно объяснить частичным удалением оксидной пленки в процессе распыления. Появление сигнала Si после ИПО можно объяснить возникновением пор в пленке Т в результате распыления.

Таблица 2. Химический состав приповерхностной области 10 и 20 нм пленок Т^ исходных, а также после серии из четырех ИПО в режиме 30 В.

Концентрация, ат%

С О Т1

Исходная 10 нм 35 47 - 18

Исходная 20 нм 39 45 - 16

После ИПО 10 нм 50 29 9 12

После ИПО 20 нм 50 28 9 13

Присутствие С на поверхности пленки можно объяснить адсорбцией поверхностью пленки содержащих углерод соединений при нахождении образцов на воздухе.

4.3. Исследование текстуры пленок Т1 с помощью РСА

На рис. 36 - 38 представлены дифрактограммы пленок Т^ исходных и подвергнутых ИПО в разных режимах. На данных дифрактограммах кроме пика Si 200, относящегося к подложке, присутствуют только максимумы при 20 ~ 35 и 38°, относящиеся к Т^ Пик на 20 ~ 35° является максимумом 100 фазы а-Т с ГПУ решеткой. Пик на 20 ~ 38° может быть как максимумом 002 а-Т1, так и максимумом 110 высокотемпературной фазы Р-Л, имеющей ОЦК решетку. Данные о присутствии в фазы в тонких пленках Т^ осажденных методом магнетронного распыления при температуре ниже точки фазового перехода, есть в литературе [160]. Если в пленке присутствуют зерна Р-Т с параллельными поверхности плоскостями (110), то при наклоне образца на угол у ~ 45° и положении детектора 20 ~ 55.5° должен регистрироваться максимум 200 фазы Р-Тт Однако на дифрактограммах, снятых в окрестностях углов у = 45° и 20 = 55.5°, данный пик отсутствует. Вместе с тем, для у ~ 61° и 20 ~ 40° регистрируется пик 101, соответствующий зернам а-Т с параллельными подложке плоскостями (001). Следовательно, наличие Р-Т в пленках не подтверждается, а пик на 20 ~ 38° является дифракционным максимумом 002 фазы а-Т1.

Таким образом, во всех исходных пленках присутствует сложная текстура (100) + (001). Видно, что серия из нескольких ИПО в режиме 30 В приводит к существенным изменениям текстуры, пик 002 исчезает, при этом усиливается максимум 100. Для 10 нм пленки пик 100 находится при 20 ~ 34°. В литературе не найдено данных о фазах Т^ имеющих такой дифракционный максимум. Также нельзя отнести этот пик к фазам каких-либо соединений Т^ так как на дифрактограмме 20 нм пленки он отсутствует, при этом согласно ОЭС, содержание примесей в приповерхностной области 1 0 и 20 нм пленок одинаково.

20 -

16 -

12

£ о

8 -

4 -

0 -

32 33 34 35 36 37 38 39 40 29,град

32 33 34 35 36 37 38 39 40 29, град

48 40

« 32 <и

К н о

н 24 16 8 0

48 40 32 ^ 24 16 8 0

и

X н о

32 33 34 35 36 37 38 39 40 32 33 34 35 36 37 38 39 40 29, град 29, град

Рис. 36. Дифрактограммы пленок Т до и после ионно-плазменных обработок со смещением на подложке -20 В. 1 - исходная пленка, 2 - после первой ИПО, 3 -после второй ИПО, 3 - после третьей ИПО, 4 - после четвертой ИПО. Длительность каждой ИПО - 30 мин. (а) - пленка исходной толщиной 10 нм, (б) - 20 нм, (в) - 30 нм, (г) - 40 нм.

12 -

« 8 м

н о

4 ■

40

32

а? 24 м

н о

^ 16

0 ■

32 33 34 35 36 37 38 39 40 29, град

0

32 33 34 35 36 37 38 39 40 29, град

48 40

« 32

К н о

н 24 16 8

0 ■

56 48 40

и 32

х н

24 16 8

0 ?

32 33 34 35 36 37 38 39 40 32 33 34 35 36 37 38 39 40 29, град 29, град

Рис. 37. Дифрактограммы пленок Т до и после ионно-плазменных обработок со

смещением на подложке -25 В. 1 - исходная пленка, 2 - после первой ИПО, 3 -

после второй ИПО, 3 - после третьей ИПО, 4 - после четвертой ИПО.

Длительность каждой ИПО - 30 мин. (а) - пленка исходной толщиной 10 нм, (б)

- 20 нм, (в) - 30 нм, (г) - 40 нм.

8

16 -

(и

К н о

^ 8

(а)

5

И" «1

[А^

4

3

4 ■

1

32 -

24 -

<и М

О 16

8 -

0 Е

32 33 34 35 36 37 38 39 40 29, град

32 33 34 35 36 37 38 39 40 29,град

48 40 32

<и

£ 24 о

16 8

40 -

32 -

<и

нн 24

н о

16 -

8 -

0 *

32 33 34 35 36 37 38 39 40 29,град

0 -

32 33 34 35 36 37 38 39 40 29,град

Рис. 38. Дифрактограммы пленок Т до и после ионно-плазменных обработок со смещением на подложке -30 В. 1 - исходная пленка, 2 - после первой ИПО, 3 -после второй ИПО, 3 - после третьей ИПО, 4 - после четвертой ИПО. Длительность каждой ИПО - 30 мин. (а) - пленка исходной толщиной 10 нм, (б) - 20 нм, (в) - 30 нм, (г) - 40 нм.

Межплоскостное расстояние ^100 для 10 нм пленки после серии ИПО отличается от такового для исходной пленки на 3%. Известно, что постоянная решетки нанокристаллических пленок зависит от размера зерна. Например, в [161, 162] было найдено, что для пленки ЫЪ увеличение межплоскостного расстояния при уменьшении размера зерна с 10 до 5 нм достигало 6.7%. Поэтому можно предположить, что максимум на 20~34° принадлежит фазе а-Тт Данное изменение межплоскостного расстояния нельзя объяснить имплантацией аргона в пленку, так как Аг в результате EDS и ОЭС измерений в пленках не найден.

Таким образом, низкоэнергетическая бомбардировка пленки Т ионами Аг, происходящая в процессе ИПО, приводит к изменениям текстуры. В качестве количественной характеристики текстуры удобно использовать отношение /100/(/100+/002) [93, 100]. На рис. 39 показана зависимость параметра 1100/(1100+1002) от времени ИПО ? для разных серий. Видно, что для 10 нм пленки доминирует пик от зерен с ориентацией [001], с ростом толщины пленки увеличивается доля зерен ориентацией [100]. Известно, что для ГПУ металлов зерна с плоскостями (001), расположенными параллельно подложке, обладают минимальной поверхностной энергией [103, 163, 164], для зерен, составляющих текстуру (100) минимальна энергия упругой деформации [93, 103, 163]. Таким образом, увеличение доли материала в (100) ориентированных зернах с ростом толщины пленки, вероятно, происходит из-за увеличения энергии упругой деформации, поверхностная энергия при этом не увеличивается. Было получено, что для режима 30 В уже после первой 30 мин ИПО в 10 нм пленке исчезают (001) ориентированные зерна и формируется (100) текстура. Для 20 нм пленки такой же эффект достигается в результате трех последовательных 30 мин ИПО, после такой же серии в 30 нм пленке текстура (100) становится доминирующей. При этом серия ИПО общей продолжительностью 120 мин увеличивает параметр /100/(/100+/002) для 40 нм пленки незначительно.

ИПО в режимах 20 и 25 В слабо меняют долю (100) ориентированных зерен для 20-40 нм пленок, но для 10 нм пленки увеличение этой доли происходит, причем, тем большее, чем больше смещение на подложке.

0.3

сч

^80.2

^ 0.1

0.0

0.9

+ 0.6

0.3

0.0

- Г'" / / / 1

т' /

/

* _ / / ! # 1

! ■ (а)

0 30 60 90 t, мин 120

- я---- /1 < 1 1 1 1 1 * 1 ......•---- ✓ ✓ ✓ ✓ ✓ ✓ •г /2 * / * / Л / / / * /

1 1 ( 1 1 Г * # » / / / • / / / / *

Л'' 1 * (в)

0.6

Я0.4

+

о о

^0.2 0.0

80

5 60

к н о

0

30

60 90 t, мин

120

>40 20 0

- ✓ м / ✓

- * ✓ ✓ ✓ / / у ✓ / ✓ ■ ✓

Г -л*3

* - - / .....

* 2

■ (б)

0 30 60 t, мин 90 120

-

' ч