Влияние импульсной фотонной обработки на процессы рекристаллизации пленок Au, Pt, Pd и оксидирования пленок Ti

Синельников, Александр Алексеевич

Влияние импульсной фотонной обработки на процессы рекристаллизации пленок Au, Pt, Pd и оксидирования пленок Ti тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Синельников, Александр Алексеевич АВТОР

кандидата физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Воронеж МЕСТО ЗАЩИТЫ

2011 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Влияние импульсной фотонной обработки на процессы рекристаллизации пленок Au, Pt, Pd и оксидирования пленок Ti»

Автореферат диссертации на тему "Влияние импульсной фотонной обработки на процессы рекристаллизации пленок Au, Pt, Pd и оксидирования пленок Ti"

На правах рукописи

СИНЕЛЬНИКОВ Александр Алексеевич

ВЛИЯНИЕ ИМПУЛЬСНОЙ ФОТОННОЙ ОБРАБОТКИ НА ПРОЦЕССЫ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ ПЛЕНОК Аи, РЬ, Рс1 И ОКСИДИРОВАНИЯ ПЛЕНОК Т1

Специальность: 01.04.07 - Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

1 О НОЯ 2011

Воронеж-2011

4859223

Работа выполнена в ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный технический университет» и ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный университет»

Научный руководитель академик РАН,

доктор физико-математических наук, профессор

Иевлев Валентин Михайлович

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор

Чапланов Аркадий Михайлович;

Защита состоится «29» ноября 2011 года в 1400 часов в конференц-зале на заседании диссертационного совета Д 212.037.06 ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный технический университет» по адресу: 394026, г. Воронеж, Московский просп., 14.

С диссертацией можно ознакомиться в научно-библиотеке ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный технический университет».

Автореферат разослан «27» октября 2011 г.

доктор физико-математических наук, профессор

Терехов Владимир Андреевич

Ведущая организация Институт металлургии и материалове-

дения им. A.A. Байкова РАН, г. Москва

Ученый секретарь диссертационного совета

Горлов М.И.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы.

Метод импульсной фотонной обработки излучением газоразрядных ламп (ИФО) - один из способов, позволяющих локализовать энергию в приповерхностной области и уменьшить время термической нагрузки, широкий спектр излучения газоразрядных ламп обеспечивает возможность отклика для большого числа облучаемых систем. Уже накоплен значительный экспериментальный материал по исследованию структурных превращений, изменению механических свойств и синтезу соединений, обсуждаются механизмы воздействия света на вещество, зависимость эффекта обработки от длины волны излучения, длительности и мощности импульса.

На сегодняшний день технологическая реализация метода ИФО во многих случаях опередила раскрытие механизма влияния света на ускорение твердофазных процессов. В практическом аспекте исследования были направлены на обеспечение латеральной равномерности нагрева подложки, на оценку градиента температуры по толщине облучаемых пластин кремния. В тоже время практически отсутствуют количественные оценки эффекта фотонной активации твердофазных процессов.

Работа выполнена в «Региональной научно-исследовательской лаборатории электронной микроскопии и электронографии» ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный технический университет» и на кафедре «Материаловедения и индустрии наносистем» ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный университет».

Проведенные в рамках работы исследования поддержаны грантами: «Интеграция науки и высшего образования России на 2002-2006 гг.»; программой «Фундаментальные исследования высшей школы в области естественных и гуманитарных наук «Университеты России» (фанты № УР.Об.01.002, УР.06.01.009); РФФИ (грант № 06-03-96503-р_центр_офи); Президента РФ «Поддержка ведущих научных школ» (№ НШ-4828.2010.3); ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» 2009-2013 годы (госконтракт № 02.740.11.0126).

Цель работы. Выявление эффекта ИФО по сравнению с термической обработкой (ТО) в активации процессов рекристаллизации тонких металлических пленок (на примере Аи, Р1 и Р<1) и синтеза однофазных ориентированных и неориентированных пленок ТЮ2 (рутил).

Для этого решали следующие задачи:

1. Провести сравнительные исследования методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) изменений зеренной структуры пленок Аи Р1 и Рё при ИФО и ТО.

2. Методами ПЭМ исследовать фазовый состав, структуру и субструктуру пленок диоксида титана, образующегося при термическом оксидировании монокристаллических и поликристаллических пленок Т1 в атмосфере воздуха. Проверить применимость известных кристаллогеометри-ческих критериев к прогнозированию ориентационных соотношений в системе И - ТЮ2.

3. Методами ПЭМ, рентгеновской дифрактометрии, растровой электронной микроскопии (РЭМ), лазерной эллипсометрии исследовать фазовый состав, структуру и оценить скорость оксидирования поликристаллических пленок титана при ИФО.

4. Исследовать оптические свойства пленок диоксида титана в зависимости от дисперсности их зеренной структуры.

Объекты исследования.

Исследование эффекта ИФО в рекристаллизации выполняли на конденсированных пленках Аи, Р1 и Рс1, в оксидировании - на поликристаллических и эпитаксиальных пленках титана.

Научная новизна исследований.

В работе впервые:

- сделана количественная оценка эффекта ИФО в рекристаллизации пленок металлов;

- установлены ориентационные соотношения между пленками ТЮ2 (рутил) и пленками ТС разных ориентации;

- выявлена дислокационная субструктура большеугловых границ зерен в хемоэпитаксиальных пленках ТЮ2 (рутил) и определен тип зернограничных дислокаций;

- обнаружен размерный эффект фотолюминесценции.

Практическая значимость работы. Метод ИФО может быть

использован для ускорения процессов рекристаллизации и оксидирования пленок металлов.

Гетероструктуры, сочетающие в себе оптически прозрачную подложку и пленку оксида титана, могут быть использованы для создания элементов фотокатализаторов и оптических фильтров.

Основные положения и результаты, выносимые на защиту.

1. Фотонная активация ускоряет процесс собирательной рекристаллизации высокодисперсных конденсированных пленок металлов.

2. При оксидировании многоориентационных эпитаксиальных и монокристаллических пленок ТС реализуется многоориентационная хемоэпитаксия рутила вследствие большого структурного несоответствия кристаллических решеток оксида и металла.

3. Компенсация размерного и ориентационного несоответствия большеугловых границ зерен в многоориентационных эпитаксиальных пленках рутила осуществляется решеточными дислокациями.

4. Эффект фотонной активации процесса оксидирования проявляется в нелинейной зависимости толщины оксида от дозы энергии, поступающей на образец, в увеличении дисперсности пленок оксида.

5. При изменении дисперсности зеренной структуры пленок рутила от субмикрокристаллической до нанокристаллической происходит 30-кратное изменение фотолюминесценции в ближней ИК-области.

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях и семинарах: VI Международной конференции «Взаимодействие излучений с твердым телом» (ВИТТ-2005) (Минск, 2005); V Школа-семинар «Актуальные проблемы современной неорганической химии и материаловедения» (Москва, 2005); IV Международной научной конференции «Кинетика и механизм кристаллизации. Нанокристаллизация. Биокристаллизация» (Иваново, 2006); XVIII Менделеевском съезде по общей и прикладной химии (Москва, 2007); XXI Всероссийском совещании по темпера-туроустойчивым функциональным покрытиям (Санкт-Петербург, 2010); III Международной конференции с элементами научной школы для молодежи «Функциональные наноматериалы и высокочистые вещества» (Суздаль, 2010); XXIII Российской конференции по электронной микроскопии (Черноголовка'

2010); V Всероссийской конференции «Физико-химические процессы в конденсированных средах и на межфазных границах (ФАГРАН)» (Воронеж, 2010); IV Всероссиской конференции по наноматериалам «Нано 2011» (Москва,

2011); The Int. Conf. on Luminescence & Optical Spectroscopy of Condensed Matter 2011 (ICL-11) (Ann Arbor, Michigan, USA, 2011).

Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано 15 научных работ, в том числе 4 - в изданиях, рекомендованных ВАК РФ.

В работах, опубликованных в соавторстве и приведенных в конце автореферата, лично соискателем выполнены в [1-15]: получение исходных пленок, термическая и импульсная фотонная обработка гетероструктур, электронно-микроскопические исследования, интерпретация электронограмм, расчет энергии активации при рекристаллизации.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, выводов и списка литературы, включающего 150 наименований. Основная часть работы изложена на 101 странице, содержит 27 рисунков и 2 таблицы.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цели и задачи исследования, перечислены основные положения, выносимые на защиту, показана научная новизна полученных результатов и их практическая значимость, приведены сведения об апробации результатов работы, публикациях, структуре и объеме работы.

В первой главе сделан краткий литературный обзор по теме диссертации: приведены данные по направлениям применения метода ИФО, показаны его преимущества по сравнению с другими методами отжига, описаны основные проблемы, связанные с его использованием, и сделан обзор механизмов атермического воздействия.

Во второй главе описаны способы создания гетероструктур для исследования рекристаллизации тонких пленок Au, Pt и Pd, методика ИФО и ТО, получения и оксидирования поликристаллических и эпитаксиальных пленок Ti, методы исследования структуры, ориентации, фазового состава, морфологии поверхности и оптических свойств.

Исходные пленки Au, Pt и Pd наносили методом термического испарения и конденсации в вакууме 10"4 Па на обе поверхности ненагреггых монокристаллических кремниевых пластин, оксидированных с обеих сторон. Изготовлены гете-роструетуры: Me (50 HM)-Si02 (0,5 мкм)—Si (111) (380 мкм) -Si02 (0,5 мкм)-Ме (50 нм) (Me: Au, Pt, Pd; Pt наносили только с одной стороны).

Исходные поликристаллические пленки Ti наносили на поверхности термически оксидированных монокристаллических пластин кремния при температура подложки (Тп) ~ 250 °С методом магнетронного распыления в установке с безмасляными средствами откачки (исходный вакуум не хуже 10' Па). Таким образом была подготовлена гетероструктура Ti (0,54 мкм>-Si02 (0,5 мкм)—Si (111) (380 MKM)-Si02 (0,5 мкм)—Ti (0,54 мкм).

Исходные тонкие эпитаксиальные пленки Ti толщиной 40-50 нм получали методом электронно-лучевого испарения и конденсации в вакууме не хуже 10"4 Па в установке с безмасляными средствами откачки: на поверхности (001) монокристаллов KCl при температуре около 400 °С и на фторфло-гопите (ФФ) в аналогичных условиях при Тп ~ 650 °С.

Эффект фотонной активации процессов выявляли сопоставлением структуры пленок на облучаемой (собственно ИФО) и обратной (быстрый

термический отжиг (БТО)) сторонах гетероструктуры (рис. 1), исходя из того факта, что в условиях режима теплового баланса, реализуемого при длительностях импульса света более 0,01 си используемых временах обработки (2 с), температура пленок на обеих сторонах должна различаться на ~ 2,5 "С1. Поступающая на образцы энергия (Еи): Au - 80, 120, 145, 165 и 175 Дж-см"2; Pt и Pd- 120, 145, 175 и 230 Дж-см"2. При исследовании рекристаллизации проводили также кратковременную ТО в вакууме опусканием образца в аксиальную печь при температуре, соответствующей достигаемой при БТО (Тд).

Оксидирование пленок Ti в гетероструктуре Ti-Si02-Si-Si02-Ti проводили ИФО в атмосфере воздуха при величинах Еи 115, 145, 170 и 230 Дж-см"2 (соответственно время облучения 0,8 - 1,8 с).

Оксидирование свободных от подложки эпитаксиальных пленок Ti, предварительно отделенных от подложки KCl, проводили изотермическим отжигом в атмосфере воздуха в течение 5 или 30 мин. при температуре 100, 200, 300,400, 500, 600, 700 и 800 °С.

Оксидирование монокристаллических пленок Ti на фторфлогопите проводили изотермическим отжигом (10 мин.) в атмосфере воздуха при 400, 600, 800 и 1000 °С; ИФО проводили в атмосфере воздуха при Еи 95, 110 и 160 Дж-см'2 (соответственно 1,2, 1,4 и 2,0 с).

Исследование фазового состава, структуры и субструктуры пленок толщиной до 100 нм выполнено методами ПЭМ (ЭМВ-ЮОБР, ПРЭМ-200, Philips ЕМ-430 ST2, Tecnai G2 20F S TWINJ )с использованием различных методик: дифракция быстрых электронов, получение светлопольных (СП) и темнопольных (ТП) изображений. Измерение толщины исходных пол и кристаллических толстых пленок Ti проводили на микроинтерферометре (МИИ-4), а также на автоматическом профилометре (Alpha Step-200). Фазовые превращения при ИФО и ТО пленок Ti толщиной более 0,3 мкм исследовали методом рентгеновской дифрактометрии (ДРОН-4 и ARL X'TRA). Морфологию поверхности пленок и поперечных сколов гетероструктуры исследовали методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) (JEOL JSM-6380) и атомно-силовой микроскопии (ACM) (Solver Р47). Толщину образующихся оксидных слоев определяли методом лазерной эллипсометрии (ЛЭФ-ЗМ-1). Спектры пропускания тонких пленок оксидов титана исследовали на спектрофотометре (Shimadzu UV-mini-1240). Измерение спектров фотолюминесценции в области 400-860 нм проводили на автоматическом комплексе, созданном на базе монохроматора (МДР-4) с дифракционной решеткой 1200 штрихов/мм и источника непрерывного УФ излучения (азотный лазер).

В третьей главе представлены результаты исследования эффекта ИФО в процессе рекристаллизации тонких металлических пленок.

Рис. 1 характеризует изменения зеренной структуры пленок Au в результате ИФО, БТО и эквивалентной кратковременной ТО. Исходные

Пространственное распределение температуры в пластине кремния при импульсном отжиге излучением ксеноновых ламп / В.А. Лабунов, Н.И. Стержанов, В.А. Пилипен-ко и др. // Электронная техника. Сер. 6. - 1982. - Вып. 8. - С. 17.

2 Исследование выполнено в ООО «Системы для микроскопии и анализа», Москва.

3 Исследование выполнено в Белгородском государственном университете.

структуры нанодисперсные со слабовыраженной аксиальной текстурой, средний размер зерен Аи (рис. 1а) составляет около 20, Р1 - 10 и Р<1 -20 нм.

ав«И! 1 б ЛвЯЗсмлЯк, впПШ г

Рис. 1. ПЭМ-изображения, характеризующие субструктуру исходной пленки Аи (а), после ИФО с Еи = 120 Дж-см"2 на облучаемой стороне гетероструктуры (б), на обратной (в) и отжига в печи (г) в эквивалентном температурном режиме (740 °С)

Анализ изображений зеренной структуры отожженых пленок показал, что во всех случах реализуется собирательная рекристаллизация с увеличением доли зерен в ориентации (111), при этом процесс рекристаллизации активнее проходит на облучаемой стороне.

Для всех исследованных образцов характерна существенная разница средних латеральных размеров зерен в образцах после ИФО, БТО или эквивалентной ТО (рис. 16,в,г), указывающая на то, что при ИФО рекристаллизация пленок идет активнее. Сопоставление субструктуры пленок Аи после БТО (рис. 1в) и ТО погружением в печь (рис. 1г) указывает на идентичность структурных изменений, происходящих при обоих способах нагрева.

На рис. 2. приведены графики зависимости средней скорости роста зерен от температуры при ИФО и ТО, а также приведены рассчитанные величины энергии активации.

V [м/с] -16

1Л\> 1/Ь, И/Гм ьтг

го.гбзв ; д(ьт), : i*- | мщ .

ч 0.78 эВ К * 0.42 эВ "Ч.............

f~.J>.2 эВ К. ^Ч---.. \ X 2' 0.73 эВ\. 1'

0.58 3 Nj'

lOVr [1/К]

Рис. 2. Звисимости In V от 1/Т при рекристаллизации пленок:

1, 1' - Аи для ИФО и ТО соответственно;

2, 2' - Pt;

3, З'-Pd

Для случая ТО они соответствуют известным величинам для процесса, контролирующего миграции границ зерен. Существенно меньшие величины энергии активации при ИФО свидетельствуют о дополнительном механизме элементарных процессов, контролирующих рекристаллизацию.

Проходя по кристаллу, гиперзвуковые волны способны произвести перестройку структуры кристалла, создать новые дефекты, что в условиях обычной ТО возможно лишь при очень высоких температурах. Такое воздействие можно описать эффективной температурой Тэ, при которой возможны такие же амплитуды колебаний. Тэ значительно выше Тд, причем с увеличением потока поступающей на образец энергии разность между ними АТ = Тэ - Тд уменьшается. На рис. 2 показаны величины 1/Тэ и 1/Тд, характерные для пленок Аи при воздействии на них световых потоков с Еи = 120 Дж-см"2 (ТЭ1 = 895 °С, ТД1 = 740 °С, ДТ, = 155 °С) и Еи = 80 Дж-см"2 (ТЭ2 = 680 °С, ТД2 = 500 °С, ДТ2 = 180 °С).

В условиях распространения гиперзвуковой волны в кристалле весьма эффективным в диссипации неравновесного состояния оказывается формирование большого количества точечных дефектов - вакансий и межузельных атомов, которые могут самоорганизовываться и создавать скопления или пары Френкеля, т.е. при облучении происходит изменение структуры в наноразмерных областях. Образующиеся в кристалле группы атомов - краудионы - имеют невысокую энергию активации миграции (несколько десятых долей эВ в расчете на 1 атом), что сопоставимо с полученными результатами (энергия активации роста зерен при ИФО в пленке Аи в расчете на 1 атом составляет 0,42 эВ, в Pt-0,26 3B, в Pd-0,2 эВ). Таким образом, в процессе ИФО становится возможно ускорение самодиффузии, контролирующей миграцию межзеренных границ.

В рамках предложенного механизма можно объяснить и более значительное уменьшение энергии активации роста зерен в пленках Pt и Pd при ИФО по сравнению с ТО, чем в Аи. При приблизительно равных условиях поглощения световой энергии в металлах бо'лыпая теплопроводность Аи, чем Pt и Pd, приводит к более быстрому переходу

энергии в тепловые колебания решетки в то время как меньшая теплопроводность Pt и Pd обусловливает бо льшую перекачку поглощенной энергии в энергию гиперзвуковых волн.

В четвертой главе приведены результаты исследования фазового состава, ориентации, субструктуры и оптических свойств пленок ТЮ2 , образующихся при ИФО и ТО эпитаксиальных и поликристаллических пленок Ti в атмосфере воздуха.

Ориентация и субструктура исходных эпитаксиальных пленок Ti. Исходные пленки титана, выращенные на (001) KCl, имеют нанокристалличе-скую субструктуру, образованную нанозернами более чем одной эпитакси-альной ориентации. Средний размер зерен и субзерен около 30 нм. Из элек-тронограммы (рис. За) следует, что основная ориентация (двухосная текстура) представлена двумя азимутальными позициями (1, 2), разориентированы-ми на 90°:

(1102), [11 20] Ti || (001), [110] и [1 ТО] KCl. (1)

В меньшей доле представлены двухосные текстуры 3 и 4 с соответствующими им двойниковыми позициями 3' и 4 (рис. 36):

f45 13>, (1 T03)Ti || <001 >, (110) и (11 0)КС1, (2)

<45 1 3>,(1103)Ti||<001>,(110)H (1 10)КС1. (3)

Рис. 3. Электронограмма (а) отделенной от подложки КС1 исходной пленки И и схема интерпретации электронограммы (б): 1-основная ориентация; 2- 90-градусная к основной; 3- дополнительная ориентация; 4- 90-градусная к дополнительной; 3-двойниковая к 3; 4 - двойниковая к 4

При эпитаксиальном росте на поверхности ФФ (Тп ~ 650 °С) впервые получены монокристаллические пленки Т\ (рис. 4) в ориентационном соотношении:

(0001), [11 20] Т\ || (001), [010] ФФ. (4)

Для субструктуры пленки характерны одиночные дислокации, дислокационные скопления и малоугловые дислокационные субграницы, свойственные эпитаксиальным одноориетационным пленкам металлов.

Оксидирование свободных от подложки многоориентационных эпи-таксиальных пленок титана. Отжиг образцов в атмосфере воздуха при 300 °С в течение 5 мин. не приводил к заметным изменениям фазового состава и субструктуры пленки. Отжиг при 400 °С в течение 30 мин. увеличивает долю

оксидной фазы до 80-85 %. Отсутствие двойной дифракции уже на ранней стадии формирования гете-роструктуры металл-

кристаллический оксид позволяет сделать вывод об объемном оксидировании Ti. Этому способствует нанокристаллическая субструктура пленки Ti, обеспечивающая быструю диффузию кислорода по границам нанозерен. В итоге увеличивается фронт реакции и обеспечивается внутреннее оксидирование (с границ зерен).

При 500 °С в течение 5 мин. происходит полное оксидирование Ti. В результате образуется сплошная пленка оксида ТЮ2 , состоящая из блоков нанокристаллов размером до 25 нм. Внутренняя нанопористость пленки, вероятно, является следствием эффекта Френкеля-Киркендалла в процессе двухстороннего оксидирования пленки Ti.

Анализ электронограммы показал, что кристаллы рутила образуют четыре двухосные текстуры, наследуемые от текстуры (1) пленки Ti по ОС:

<110>,(001)ТЮ21| <11 01>, (11 20)ТС, (5)

<111>, (1 1 0)ТЮ21| <1 Т01>, (1 ТО 2)ТС, (6)

<120>, (001)ТЮ21| <1101>, (11 20)ТС, (7)

<113>,(03 l)Ti02||<lT01>,(1120)Ti. (8)

Текстуры (5), (6) и (7) имеют по две эквивалентные азимутальные позиции (см. рис. 56), текстура (8) - четыре с учетом двойниковых позиций. Их явно выраженная зависимость от ориентации ТС свидетельствует о хемоэпи-таксиальном росте ТС02.

Дальнейшее повышение температуры и времени отжига пленки ТС приводит к совершенствованию субструктуры, понижению пористости пленки, дисперсности нанозерен ТС02, уменьшению доли текстур (6), (7), (8) и уменьшению диапазона азимутальной разориентации нанозерен в пределах двуосных текстур (рис. 5).

Отжиг при 800 °С в течение 30 мин. приводит к формированию субмикрокристаллической структуры: размер зерен и субзерен находится в пределах от 100 до 300 нм. Существенное увеличение размера зерен и субзерен оксида - результат собирательной рекристаллизации оксида, активируемой при данной температуре (0,5ТПЛ).

а б

Рис. 4. Электронограмма (а) и ПЭМ-изображение (б) исходной гетерострук-туры Ti-фторфлогопит

Зеренная субструктура оксида организована чередованием блоков двух азимутальных ориентаций: основной двуосной текстуры (5) и в незначительном количестве двух дополнительных (6) и (7), доля последних не превышает 10 %. Текстура (8) при 800 °С не образуется. Анализ сопряжения кристаллических решеток рутила и титана показал (см. табл. 1), что соотношению (5) соответствует трехмерная решетка совпадающих узлов (РСУ по атомам Т1), обеспечивающая низкоэнергетичную межфазную границу (МГ) ТЮ2 -Тл при сопряжении плоскостями малых индексов: {100}-{1 ТОО}, {010}-(0001), (001)-(1120), {110}-{1 102} и т.д.

Рис. 5. Электронограмма (а) пленки, прошедшей изотермический отжиг при 800 °С в течение 30 мин. и ПЭМ-изображение высокого разрешения (в) высокоугловой 90-градусной границы между зернами двух позиций ориентации (5) и схема интерпретации электронограммы (б): 1 - первая позиция для <110>; Г - 90-градусная позиция для 1; 2 - первая позиция для <111>; 2' - 90-градусная позиция для 2; 3 - первая позиция <120>; 3' - 90-градусная позиция для 3

С позиций кристаллографических критериев отбора оптимальных ОС (параллельность плотноупакованных направлений, высокая плотность совпадающих узлов, хорошее согласование плотноупакованных плоскостей через МГ) соотношение (5) должно быть основным. Две 90-градусные позиции текстуры (5) обусловливают особенности поликристаллической структуры пленки ТЮ2 и дислокационной субструктуры границ зерен. В частности, для пленок с такой структурой возможны только малоугловые и высокоугловые 90-градусные границы с небольшими азимутальными отклонениями. Соответст-

венно возможен только один тип тройного стыка, включающий две близкие к УО-градуснои и одну малоугловую границы.

На рис. 5в приведено ПЭМ-изображение высокого разрешения участка содержащего 90-градусную высокоугловую границу с азимутальным отклонением от 90° на Д9 = 1,7°.

п „ Таблица 1

Плоскости МГ и параметры РСУ между решетками ТЮ2 и П

ОС Межфазная граница Базис РСУ Р0 Е,/12

(Ь) (100}ТЮ2-{1 1 00}Т1, {010}ТЮ2-(0001)Т1 (001)ТЮ2-(11 20)Т1 {110}ТЮ,-ПТ02ГП А=[100]ТЮ2 ([1100] Т1) В=[010]ТЮ2 ([0001]Т0 С=[010]ТЮ2 ([0001]Т0 -0,05 -0,05 0,0 4/2*

(6) (111) ТЮ2|| (2 1 10) И А=[2 1 1]ТЮ2([01 12]Т0 в=3[01 11ТЮ2([03 3 11Т0 -0,03 0,02 14/6

V) (ЗЮ)ТЮ211(1 1 00) Т! А=[001]ТЮ2 ([112 0]ТО в=[1 301ТЮ, (ЗГ0001Ш) 0,0 0,0 3/2

(«) (111)ТЮ211(1 102)Т1 А=[1 1 0]ТЮ2([П01]ТО В= [И 2 1ТЮ, (Г112 0ГП) -0,07 -0,01 3/2

Р„ - размерное несоответствие длин базисных векторов РСУ; 11/22 - соотношение величин обратной доли совпадающих узлов на МГ в решетке Т! и 1102 соответственно;

* - £,/ 12 приведено для трехмерной РСУ.

Граница частично-когерентная содержит ряд дислокаций с периодом около 3 нм. С учетом величины размерного = 0,09) и ориентационного несоответствия (А0 = 1,7 ) этот период соответствует ожидаемому, определяе-

ГМтттРд1Ь1'М2 + ^" 2 ЬгЬ2-со5 ДО)"1'2 для вектора Бюргерса ги - п (01-0,324 нм) в решетке первого зерна или Ь2 = [001]

(Ь2 - 0,296 нм) в решетке второго. Таким образом, размерное и ориентацион-ное несоответствие на болыиеугловой фанице этого вида компенсируется зернограничными дислокациями решеточного типа.

Оксидирование монокристаллических пленок Т|" на фторфлогопите Из представленных на рис. 6 электронограммы (а) и схемы ее индици-рования (б) для гетеросистемы монокристаллическая пленка (111) "Л-оксид следует, что в том же температурном диапазоне пленки рутила образуются на свободной поверхности титана в ОС:

(010), [100]ТЮ21| (0001), [1 ТОО], [1010] и [01 Т0]Ть (9)

На рис. 6в приведена схема сопряжения кристаллических решеток оксида и металла для всех ориентации (9), включая двойниковые позиции.

а б

За время оксидирования при 400 °С средний размер зерен оксида достигает 25 нм. На СП-изображении (рис. 6г) в пределах зерен рутила в результате двойной дифракции электронов на плоскостях {11 20}Т1 и {002}ТЮ2 формируется муар с периодом от 88 нм и менее в зависимости от угла азимутальной разориентации и действующих отражений (1 ТОО и 101, 1 ТОО и 200), что свидетельствует о двухслойной гетероструктуре. Таким образом, в данном случае фронт роста оксида параллелен поверхности пленки Тк

(слон А) (слой Б)

решетки рутила

Рис. 6. Электронограмма (а) и схема ее интерпретации (б) гетероструктуры 'П-ТЮ2, сформированной в результате ТО при 400 °С; схема сопряжения решеток оксида и металла для трех эквивалентных азимутальных ориентации 1, 2 и 3 (Г - двойник по плоскости (101), 1" - двойник по плоскости (101)) (в); ПЭМ-изображение гетероструктуры (г)

2200. ,202, 202з

• -Т1

-тю2(1)

л - ТЮт (2) .-ТЮ2(3)

Дальнейшее повышение температуры процесса не изменяет ОС (9), а приводит только к увеличению размера зерен. Для пленок рутила, полученных при 1000 °С, характерны та же ориентация и блочная поликристаллическая субструктура с размером зерен и субзерен от 50 до 500 нм.

Собирательная рекристаллизация в процессе оксидирования приводит к увеличению размера зерен, но не устраняет азимутальную разориентацию от соотношения (9).

Эффект фотонной активизации в структуре и субструктуре пленок.

Поликристаллические пленки. Для исходных пленок Ti характерна на-нокристаллическая субструктура со средним размером зерен около 30 нм. По изменению параметров кристаллической решетки регистрировалось содержание в пленке Ti до 16% кислорода.

В табл. 2 приведены результаты измерения толщины (t) образующейся пленки оксида в зависимости от Еи.

Процесс оксидирования полностью заканчивается при Еи = 230 Дж-см"2 с образованием ТЮ2. Это подтверждается результатами рентгеновской дифрактометрии: при Еи = 170 Дж •см ~ образуется смесь оксидов Ti203 и ТЮ2, при Еи = 230 Дж-см"2 - ТЮ2. Сопоставление РЭМ-изображений поверхностей поперечного скола исходной и образовавшейся в результате оксидирования гетероструктур показывает, что соотношение толщин соответствует ожидаемому при образовании пленки ТЮ2.

На рис. 7 приведено ПЭМ-изображение «cross-section» образца гетеро-структуры (в), картины микродифракции для оксида (а) и области, включающей межфазную границу (б). Из них следует, что оксид - однофазный, все дифракционные точки микроэлектронограммы (а) соответствуют рутилу, на электронограмме (б) есть слабые отражения, соответствующие силициду'ти-тана. Дифракционный контраст показывает, что при заметной неоднородности зеренной субструктуры по толщине пленки верхняя половина слоя оксида имеет более совершенную субструктуру, а в приграничной к SiO, области лежит сплошная прослойка второй фазы толщиной 20-30 нм.

Таблица 2

Еи, Дж-см"2 115 145 170 230

t, нм 141 162 305 1012

" ——— В х шжшшв К ==Л г1. I |-<П6 1

Рис. 7. Микроэлектронограммы (а,б), ПЭМ-изображение поперечного среза (в) и элементный состав (г) по толщине гетроструктуры 81-810,-Т.. прошедшей ИФО при Еи = 230 Дж-см

По результатам микроанализа (рис. 7г) видно резкое увеличение содержания "П и 81 и уменьшение О в пределах приграничного слоя. Соответствие приграничной фазы силициду титана Т131 подтверждается анализом изображения высокого разрешения: выявляются плоскости (001), (02 1) и (022) ТОк

Данные о латеральном размере рельефа поверхности, выявляемого методами РЭМ и АСМ, коррелируют между собой и соответствуют по порядку величины размеру зерен оксида, выявляемых по дифракционному контрасту ПЭМ-изображений. При шероховатости поверхности исходных пленок И ~ 20 нм шероховатость для пленок ТЮ2 составляет ~ 50 нм.

Полное оксидирование пленки ТЮ2 толщиной ~ 0,5 мкм при длительности обработки 1,5 с свидетельствует о высокой интегральной скорости процесса, достигающей 0,7 мкм-сЛ На начальном этапе процесса этому способствуют высокая дисперсность исходной зеренной субструктуры пленки И, обеспечивающая перенос атомов реагентов по границам зерен в зону реакции. Высокую скорость процесса можно объяснить эффектом фотонного облучения, проявляющимся в увеличении вероятности образования межузель-ных атомов и вакансий, контролирующих обеспечение диффузионного притока атомов в зону реакции.

Эпитаксиальные пленки. Пороговое значение Ь^, при котором монокристаллическая пленка Т1 (0001) оксидировалась до рутила, составляет 95 Дж-см'2 (время облучения 1,2 с). В результате ИФО в течение 1,4 с монокристаллическая пленка И полностью оксидируется с образованием рутила. По ориентации и субструктуре она подобна пленке, полученной термическим оксидированием при 600 °С. В тоже время для нее характерна большая дисперсность зеренной субструктуры и более узкие двойники. Увеличение Ей до 160 Дж-см"2 и времени экспозиции до 2,0 с не приводит к каким-либо существенным структурно-фазовым превращениям, что связано с оптической прозрачностью сформировавшегося рутила и подложки; эффективный нагрев гете-роструктуры продолжается до тех пор, пока не истощится пленка металла.

Оптические свойства пленок ТЮ7. Ширина запрещенной зоны, определенная по краю спектра пропускания для непрямых разрешенных переходов, для всех образцов составляет ЕЁ = 3,1 ± 0,2 эВ, ее значение близко Е8 монокристаллического рутила.

На спектрах люминесценции пленок ТЮ2, синтезированных методами ТО и ИФО, в ближней ИК-области наблюдается свойственная рутилу полоса с А.тах около 820 нм, интенсивность которой увеличивается с увеличением температуры синтеза примерно в 30 раз (рис. 8а).

Принято считать, что происхождение ИК-полосы в монокристалле рутила связано с центрами люминесценции на объемных дефектах кристаллической решетки. Низкая интенсивность люминесценции в образцах ТО ниже 600 °С и ИФО соответствует высокой дисперсности зе-ренной субструктуры. Поэтому размерный эффект может быть связан с тем, что в высокодисперсных пленках вероятность существования дефектов в объеме нанозерен мала вследствие действия сил изображения, следовательно, мала вероятность излучатель-ной рекомбинации. Сброс возбужденного состояния в высокодисперсных пленках осуществляется по безызлу-чательному механизму на границах зерен и микродвойников.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Проведено сравнительное электронно-микроскопическое исследование рекристаллизации тонких конденсированных пленок Аи, Р1 и Рс1, активируемой термической обработкой (ТО) и фотонной обработкой излучением импульсных ламп (ИФО) (спектр излучения 0,2-1,2 мкм). Установлено, что эффект ИФО по сравнению с ТО проявляется в ускорении роста зерен. Рассчитанные из экспериментальных данных величины энергии активации роста зерен при ИФО в 1,8-3,0 раза ниже, чем при ТО, что свидетельствует об изменении механизма процесса, контролирующего миграцию границ зерен.

2. Впервые исследованы структура и ориентация пленок диоксида титана, образующегося при термическом оксидировании монокристаллических пленок Л в атмосфере воздуха. Показано, что вследствие структурного несоответствия кристаллических решеток металла и оксида реализуется многоориентационная хемоэпитаксия. Установлен набор ориентационных соотношений между кристаллическими решетками титана и рутила. Методом ПЭМ высокого разрешения выявлена дислокационная субструктура большеугловых 90-градусных границ в пленках рутила. Установлено, что размерное и ориентационное несоответствие на таких границах компенсируется зернограничными дислокациями решеточного типа.

1600

«Т 1400

= 1200

о .о 101X1

s 800

s С Ml

£ 400

200

"Г"

]

т о îood »с

ТО 80(1 °С

ТО ООО °С........

ТО 40(1 °С

400 450 500 550 600 650 70(1 750 800 850

600 5ПО 400 300 200 100 а

-1-1-г

Ti метя-'! МФО 1.2 с МФО 1.4 с ИФО16с ИФО 1.8 с

ШшЛЛвЫбт ¡ f ,rifi-mif,

400 450 500 550 600 650 700 750 800 850 Длима волны, им

Рис. 8. Спектры люминесценции при -196 °С пленок ТЮ2 на ФФ полученных: а - методом ТО; б - ИФО

3. Показана возможность и определены режимы формирования однофазных ориентированных пленок ТЮ2 (рутил) при ИФО монокристаллических пленок Ti в атмосфере воздуха. Эффект ИФО проявляется в повышении дискретности зерен рутила. Установлена нелинейная зависимость скорости оксидирования Ti от дозы энергии поступающего на образец излучения. При оксидировании поликристаллических пленок Ti достигнута скорость роста оксида ~ 0,7 мкм-с"1. Увеличение дозы облучения приводит к развитию рельефа поверхности пленок оксида.

4. Установлена размерная зависимость фотолюминесценции тонких ориентированных пленок рутила, проявляющаяся в 30-кратном снижении интенсивности характерной для рутила полосы в ближней ИК-области (^max ~ 820 нм) при изменении дисперсности зеренной субструктуры от субмикрокристаллической до нанокристаллической.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

Публикации в изданиях, рекомендованных ВАК РФ:

1. Тураева Т.Д. Эффект фотонного облучения в рекристаллизации тонких пленок Pd / Т.Д. Тураева, A.A. Синельников // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение. - 2005. - Вып. 1.17. - С. 45-48.

2. Влияние фотонного облучения на процесс рекристаллизации тонких металлических пленок / В.М. Иевлев, Т.Д. Тураева, А.Н. Латышев, A.A. Синельников, ВН. Селиванов // ФММ. - 2007. - Т. 103.-№ 1.-С. 61-66.

3. Ориентация и субструктура хемоэпитаксиальных пленок рутила / В.М. Иевлев, К.А. Солнцев, A.A. Синельников, С.А. Солдатенко // Материаловедение. - 2010. - № 7. - С. 2-7.

4. Синтез пленок рутила, активируемый фотонной обработкой / В.М. Иевлев, C.B. Канныкин, С.Б. Кущев, A.A. Синельников, С.А. Солдатенко//ФХОМ.-2011.-№ 4.-С. 18-25.

Статьи и материалы конференций:

5. Фотонная активация твердофазных процессов / В.М. Иевлев, С.Б. Кущев, А.Н. Латышев, Т.Д. Тураева, A.A. Синельников и др. // Взаимодействие излучений с твердым телом (ВИТТ-2005): труды VI Междунар. конф. -Минск, 2005. С. 229-231.

6. Синельников A.A. Влияние нетепловых эффектов фотонного облучения на процесс рекристаллизации тонких плёнок Pd / A.A. Синельников // Актуальные проблемы современной неорганической химии и материаловедения: тез. докл. V Школы-семинара. М.: Изд-во МГУ, 2005. - С. 76.

7. Фотонная активация процесса рекристаллизации тонких металлических пленок / В.М. Иевлев, Т.Д. Тураева, А.Н. Латышев, A.A. Синельников // Кинетика и механизм кристаллизации. Нанокристаллизация. Биокристаллизация: материалы IV Междунар. науч. конф. Иваново, 2006. - С. 200.

8. Эффект фотонной обработки в синтезе тонких нанокристаллических пленок и нанокристаллизации аморфных сплавов / В.М. Иевлев, Ю.В. Горожанин, C.B. Канныкин, С.Б. Кущев, A.A. Синельников и др. '// Тез. докл. XVIII Менделеевского съезда по общей и прикладной химии. М • Граница 2007.-Т. 2.-С. 34.

9. Ориентация и субструктура хемоэпитаксиальных пленок ТЮ2 и Zr02 / В.М. Иевлев, A.A. Синельников, С.А. Солдатенко, A.M. Возгорьков // XXI Всерос. совещание по температуроустойчивым функциональным покрытиям СПб, 2010.-С. 27-28.

10. Синтез оксидов тугоплавких металлов, активируемый импульсной фотонной обработкой излучением ксеноновых ламп / В.М. Иевлев, С.В. Канныкин, С.Б. Кущев, Е.К. Белоногов, A.A. Синельников // Материалы XXI Всерос. совещания по температуроустойчивым функциональным покрытиям СПб, 2010.-С. 90-91.

11. Субструктура и оптические свойства тонких ориентированных пленок рутила / В.М. Иевлев, A.A. Синельников, С.А. Солдатенко, A.M. Возгорьков, П.В. Новиков // Функциональные наноматериалы и высокочистые вещества: материалы III Междунар. конф. с элементами науч. школы для молодежи. Суздаль, 2010. - http://fhm2010.ruconf.ru.

12. Иевлев В.М. Ориентация и субструктура эпитаксиальных пленок рутила / В.М. Иевлев, С.А. Солдатенко, A.A. Синельников // Тез. докл. XXIII Рос. конф. по электронной микроскопии. Черноголовка, 2010. - С. 213-214.

13. Образование рутила при фотонной активации процесса оксидирования пленок титана / С.А. Солдатенко, A.A. Синельников // Исследования и разработки в области химии и технологии функциональных материалов: материалы VII Всерос. конф. с междунар. участием. Апатиты, 2010. - С. 109-110.

14. Luminescent Properties of Titanium Dioxide Thin Films / V.M. Ievlev, L.Yu. Leonova, a.N. Latyshev, O.V. Ovchinnikov, M.S. Smirnov, Yu.a! Vasilchenko, S.A. Soldatenko, A.A. Sinelnikov, A.M. Vozgorkov, and P.V. Novikov// The Int. Conf. on Luminescence & Optical Spectroscopy of Condensed Matter 2011 (ICL-11). Ann Arbor, Michigan, USA, 2011. -http://sitemaker.umich.edu/icl2011/home.

15. Солдатенко С.А. Синтез ориентированных пленочных наноструктур ТЮ2 и Zr02 / С.А. Солдатенко, A.A. Синельников, A.M. Возгорьков // На-но 2011: IV Всерос. конф. по наноматериалам. Москва, 2011. - С. 246.

Подписано в печать 26.10.2011. Формат 60x84/16. Бумага для множительных аппаратов. Усл. печ. л. 1,0. Тираж 90 экз. Заказ №_

ВПО «Воронежский государственный технический университет» 394026 Воронеж, Московский просп., 14

Содержание диссертации автор исследовательской работы: кандидата физико-математических наук, Синельников, Александр Алексеевич

ВВЕДЕНИЕ.

1. АКТИВАЦИЯ ТВЕРДОФАЗНЫХ ПРОЦЕССОВ ИЗЛУЧЕНИЕМ ГАЗОРАЗРЯДНЫХ ЛАМП.

1.1. Применение импульсной фотонной обработки.

1.1.1. Фотонная обработка для микроэлектроники.

1.1.2. Основные преимущества метода.

1.1.3. Перспективные возможности применения метода.

1.2. Основные проблемы, связанные с его использованием.

1.3. Механизмы активации процессов фотонной обработкой.

Введение диссертация по физике, на тему "Влияние импульсной фотонной обработки на процессы рекристаллизации пленок Au, Pt, Pd и оксидирования пленок Ti"

Актуальность темы диссертации.

УР.06.01.002, УР.06.01.009); РФФИ (грант № 06-03-96503-рцентрофи); Президента РФ «Поддержка ведущих научных школ» (№ НШ-4828.2010.3); ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» 2009-2013 годы (госконтракт № 02.740.11.0126).

Цель работы. Выявление эффекта ИФО по сравнению с термической обработкой (ТО) в активации процессов рекристаллизации тонких металлических пленок (на примере Аи, Р1 и Рс1) и синтеза однофазных ориентированных и неориентированных пленок ТЮ2 (рутил).

Для этого решали следующие задачи:

1. Провести сравнительные исследования методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) изменений зеренной структуры пленок Аи, Р1 и Рс1 при ИФО и ТО.

2. Методами ПЭМ исследовать фазовый состав, структуру и субструктуру пленок диоксида титана, образующегося при термическом оксидировании монокристаллических и поликристаллических пленок Т1 в атмосфере воздуха. Проверить применимость известных кристаллогеометрических критериев к прогнозированию ориентационных соотношений в системе Т1 - ТЮ2.

Объекты исследования.

Научная новизна исследований. В работе впервые:

- сделана количественная оценка эффекта ИФО в рекристаллизации пленок металлов;

- установлены ориентационные соотношения между пленками ТЮ2 (рутил) и пленками Тл разных ориентаций;

- выявлена дислокационная субструктура болыпеугловых границ зерен в хемоэпитаксиальных пленках ТЮ2 (рутил) и определен тип зернограничных дислокаций;

- обнаружен размерный эффект фотолюминесценции.

Практическая значимость работы. Метод ИФО может быть использован для ускоренного синтеза пленок рутила заданной ориентации и зеренной структуры.

Гетероструктуры сочетающие в себе оптически прозрачную подложку и пленку рутила могут быть использованы для создания элементов фотокатализаторов и оптических фильтров.

Основные положения и результаты, выносимые на защиту:

2. При оксидировании многоориентационных эпитаксиальных и монокристаллических пленок Т\ реализуется многоориентационная хемоэпитаксия рутила вследствие большого структурного несоответствия кристаллических решеток оксида и металла.

3. Компенсация размерного и ориентационного несоответствия болыпеугловых границ зерен в многоориентационных эпитаксиальных пленках рутила осуществляется решеточными дислокациями.

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях и семинарах: VI Международная конференция «Взаимодействие излучений с твердым телом» (ВИТТ-2005) (Минск - 2005); V Школа-семинар «Актуальные проблемы современной неорганической химии и материаловедения» (Москва - 2005); IV международная научная конференция «Кинетика и механизм кристаллизации. Нанокристаллизация. Биокристаллизация» (Иваново

2006); XVIII Менделеевский съезд по общей и прикладной химии (Москва

2007); XXI Всероссийское совещание по температуроустойчивым функциональным покрытиям (Санкт-Петербург - 2010); III Международная конференция с элементами научной школы для молодежи «Функциональные наноматериалы и высокочистые вещества» (Суздаль - 2010); XXIII Российская конференция по электронной микроскопии. (Черноголовка -2010); V Всероссийская конференция «Физико-химические процессы в конденсированных средах и на межфазных границах (ФАГРАН)» (Воронеж -2010); IV Всероссиской конференция по наноматериалам «Нано 2011» (Москва - 2011); The Int. Conf. on Luminescence & Optical Spectroscopy of Condensed Matter 2011 (ICL-11) (Ann Arbor, Michigan, USA - 2011).

Заключение диссертации по теме "Физика конденсированного состояния"

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

2. Впервые исследована структура и ориентация пленок диоксида титана, образующегося при термическом оксидировании монокристаллических пленок Т1 в атмосфере воздуха. Показано, что вследствие структурного несоответствия кристаллических решеток металла и оксида реализуется многоориентационная хемоэпитаксия. Установлен набор ориентационных соотношений (ОС) между кристаллическими решетками титана и рутила, определены ОС. Методом ПЭМ высокого разрешения выявлена дислокационная субструктура болынеугловых 90-градусных границ в пленках рутила. Установлено, что размерное и ориентационное несоответствие на таких границах компенсируется зернограничными дислокациями решеточного типа.

3. Показана возможность и определены режимы формирования однофазных ориентированных пленок ТЮ2 (рутил) при ИФО монокристаллических пленок Т1 в атмосфере воздуха. Эффект ИФО проявляется в повышении дискретности зерен рутила. Установлена нелинейная зависимость скорости оксидирования Т1 от дозы энергии поступающего на образец излучения. При оксидировании поликристаллических пленок Т1 достигнута скорость роста оксида ~ 0,7 мкм-с"1. Увеличение дозы облучения приводит к развитию рельефа поверхности пленок оксида

4. Установлена размерная зависимость фотолюминесценции тонких ориентированных пленок рутила, проявляющаяся в 30-кратном снижении интенсивности характерной для рутила полосы в ближней ИК-области (Лтах ~ 820 нм) при изменении дисперсности зеренной субструктуры от субмикрокристаллической до нанокристаллической.

1.4. Заключение

Анализируя работы по применению фотонной обработки в активации различных процессов, можно констатировать, что технологическая реализация метода во многих случаях опередил раскрытие раскрытие механизма влияния света на ускорение процессов. Ощутим недостаток данных по количественной оценке эффекта собственно фотонной обработки в твердофазных процессах: оксидирования, нитридизации, карбидизации металлов и полупроводников и т.д.

Это обстоятельство и определило цель и задачи диссертационного исследования, сформулированных во введении.

2. МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

В этой главе описаны способы создания гетероструктур для исследования рекристаллизации тонких пленок Аи, Р1 и Рс1, методика термической и импульсной фотонной обработки. Так же описаны способы получения и оксидирования поликристаллических и эпитаксиальных пленок Ть Перечислены методы исследования структуры, ориентации, фазового состава и морфологии поверхности образцов.

2.1. Материалы и способы нанесения исходных пленок

2.1.1. Пленки Аи, Рс1

Для оценки эффекта фотонной активации процесса рекристаллизации были получены методом термического испарения и конденсации пленки Аи, Р1 и Рс1. В эксперименте необходимо было выполнение следующих условий:

- постоянство толщин исходных металлических пленок;

- толщина пленок должна удовлетворять условиям проведения фазового и структурного анализа методами ДБЭ и ПЭМ;

- эквивалентность температуры при отжигах разными методами;

- фазовый состав пленок в результате обработок не изменяется;

- возможность подготовки объектов для исследования методами ДБЭ и ПЭМ без артефактов.

Образцы готовились следующим образом. На полированных с двух сторон пластинах монокристаллического кремния КЭФ 0,2 (100) толщиной 380 мкм термическим оксидированием в диффузионных системах типа АДС-6/100 формировали слои 8Ю2 толщиной порядка 0,5-1 мкм.

Пленки металлов (чистота исходной навески 99,99 %) толщиной около 50 нм наносили методом термического испарения и конденсации в вакууме 10"4 Па на неподогреваемые кремниевые пластины, оксидированные с обеих сторон. Скорость нанесения пленок Аи - 8 нм/с, Р1 - 25 нм/с, Рс1 — 15 нм/с.

Подготовлены следующие гетероструктуры: Аи /8Ю2 /в! /8Ю2 /Аи, /$Ю2 /81 /8Ю2, Р(1 /8Ю2 /81 /8Ю2 /Рё.

Контроль скорости конденсации пленок Аи, Р1 и Рё проводили с помощью кварцевого измерителя толщины (КИТЧ). Температуру подложек контролировали хромель-алюмелевой термопарой. Во всех экспериментах давление в вакуумной камере контролировали термопарной лампой ПМТ-2 (низкий вакуум), ионизационной лампой ПМИ-2 (высокий вакуум) и вакуумметром ВИТ-2П.

2.1.2. Пленки Л

Поликристаллические пленки Т1 на оксидированном кремнии. Исходные пленки Т1 наносили на поверхность термически оксидированного кремния КДБ-10 (111) методом магнетронного распыления мишени титана марки ВТ-1-00 в атмосфере аргона (р=0,5 Па) на подогреваемые подложки (Тп~ 250 °С) на установке «Оратория-29». Рабочее давление достигали использованием безмасляных средств откачки (криогенный насос); мощность магнетрона составляла 2 кВт. Толщину пленок варьировали скоростью движения пластин по конвейеру под магнетроном. Поверхность оксидированных кремниевых пластин перед помещением в вакуумную установку очищали от загрязнений в смеси Каро (смеси серной кислоты и перекиси водорода в соотношении 7:3), затем промывали в деионизованной воде с последующей сушкой на центрифуге в атмосфере особо чистого азота.

Таким образом для оксидирования Т1 была подготовлена гетероструктура Т1 (0,54 мкм)/8Ю2 (0,5 мкм)/81 (380 мкм) (111)/ 8Ю2 (0,5 мкм)/ Т1 (0,54 мкм). Толщина оксида кремния выбрана из такого расчета, что бы при исследовании методом рентгеновской дифрактометрии не проявлялись отражения от кремния.

Эпитаксиальные пленки Т1 на подложке КС1. Тонкие ориентированные пленки Т1 получали методом электронно-лучевого испарения и конденсации в вакууме не хуже 1(Г Па в установке с безмасляными средствами откачки на базе диодных магниторазрядных систем НМД0025-1 с двухступенчатой криосорбционной системой. На рис. 2.1 представлена схема установки электронно-лучевого распыления. Испарение металла проводили с помощью острофокусной пушки с ускоряющим напряжением 3-Ю4 В.

->вода

Рис. 2.1 Схематическое изображение установки электронно-лучевого распыления: 1 - вакуумная камера; 2 - азотная ловушка; 3 - резистивная печь; 4 - заслонка; 5 - отклоняющая катушка; 6 - навеска испаряемого материала; 7 - водоохлаждаемый медный тигель; 8 - фокусирующая катушка; 9 -катодный узел; 10 - подложка

Конденсацию Тл проводили со скоростью 15 нм-с"1 на поверхность (001) монокристаллов КС1 при температуре около 400 °С. Подложку готовили сколом на воздухе. Толщину пленки 40-50 нм выбирали исходя из возможности проведения ПЭМ исследования с учетом последующего оксидирования.

Эпитаксиальные пленки Т1 на фторфлогопите. Тонкие ориентированные пленки Т1 на фторфлогопите получали в условиях аналогичных для Ti на KCl, при температуре подложки 650 °С, толщина пленки - 40-50 нм. Свежий скол поверхности фторфлогопита готовили расщеплением по плоскости 001 непосредственно перед откачкой камеры. Подложку выбирали исходя из возможности получения монокристаллических пленок [120] и существенно большей ширины запрещенной зоны [116], чем у рутила, для проведения оптических исследований.

2.2. Активация процессов рекристаллизации и оксидирования

2.2.1. Рекристаллизация пленок Au, Pt и Pd фотонной обработкой и быстрым термическим отжигом

ИФО проводили при разных энергиях излучения в вакууме (10~3 Па) на установке УОЛП - 1М пакетами импульсов длительностью 0,01 с в течение 2 с. hv —

Рис. 2.2 Схема облучаемой гетероструктуры: 1 - 81; 2 - 8Ю2; 3 - Ме

В установке УОЛП-1М нагрев образцов осуществлялся излучением трех газоразрядных ксеноновых ламп ИНП-16/250. Для обработки в вакууме реактор откачивался двухступенчатой системой откачки состоящей из

П. г пТМЯН диффузионного и механического насосов. Ксеноновые лампы размещались внутри реактора в кварцевых трубках. Спектр излучения импульсных ксеноновых ламп ИНП-16/250 охватывает диапазон длин волн 200-1200 нм, что соответствует квантам в области энергий 1-6 эВ.

В связи с известной проблемой при определении температуры в быстрых термических процессах [121-125], связанной с инерционностью термопарных измерений, была использована калориметрическая методика оценки плотности энергии поступающей на образец, приведенная в [126].

Значения потока поглощаемой образцом энергии (Еи) рассчитаны с учетом эффективных коэффициентов отражения исследуемых материалов в действующем диапазоне длин волн и составили 80- 175 Дж-см"2 для Аи и

100 - 230 Дж-см" для Р1 и Рё, что соответствует потоку фотонов порядка 20 2

10 квантов/см . Температуру для термического отжига определяли в соответствии с методикой, описанной в [70,127].

Эквивалентные по температурному режиму ИФО и ТО были реализованы в двух вариантах: 1) при двухстороннем нанесении пленки металла (гетероструктуры Аи /8Ю2 /81 /8Ю2 /Аи и Рс1 /8Ю2 /81 /8Ю2 ЛМ) -облучением образцов с одной стороны (рис. 2.2), обеспечивающим в силу малого перепада температур практически одинаковый температурный режим для обеих пленок Аи (Рё) (согласно [128] разница температур на обеих сторонах не превышает 2,5 °С и устанавливается за 1,2 с); 2) при одностороннем нанесении пленки (гетероструктура Р1 /8Ю2 /81 /8Ю2) -погружением образца в аксиальную резистивную печь на 2 с при температуре печи, обеспечивающей достигаемую при ИФО температуру образца (Тд) в вакууме при давлении 10" Па. Поскольку оптические и теплофизические характеристики металлов в зависимости от температуры изменяются в достаточно широком диапазоне, то рассчитанные значения Тд, а значит и значения температуры печи [70] лишь в некотором приближении можно считать эквивалентными истинной Тд образцов при соответствующих режимах ИФО. В связи с этим для оценки близости рассчитанных и истинных значений Тд образцы гетероструктур Au /Si02 /Si /Si02 /Au отжигали и погружением в аксиальную печь.

В аксиальной печи температура контролировалась платина-платинародиевой термопарой.

2.2.2. Оксидирование пленок Ti, активируемое термическим отжигом

Оксидирование пленок титана производили термическим отжигом на воздухе двумя способами: изотермическим отжигом (от 5 до 30 мин.) и быстрым термическим отжигом (единицы секунд).

Быстрый термический отжиг поликристаллических пленок Ti. Для выявления эффекта ИФО в процессе оксидирования пленок Ti облучение гетероструктуры Ti / Si02 / Si / Si02 / Ti проводили с одной стороны (см. рис. 2.2); при этом исходили из того, что температурное поле по глубине образца однородно, то есть температурные режимы с обеих сторон пластины практически одинаковы [129,130]. Это дает возможность оценить эффект ИФО в активации процесса оксидирования, поскольку с учетом спектра используемого излучения можно считать, что на необлученной стороне реализуется режим БТО.

Оксидирование свободных от подложки эпитаксиальных пленок Ti. Оксидирование образцов тонких эпитаксиальных пленок Ti предварительно отделенных от подложки KCl проводили изотермическим отжигом в муфельной печи резистивного нагрева СУОЛ в атмосфере воздуха в течение 5 или 30 мин. при температуре 100, 200, 300, 400, 500, 600, 700 и 800 °С.

Оксидирование эпитаксиальных пленок Ti на фторфлогопите. Оксидирование проводили изотермическим отжигом в атмосфере воздуха в печи СУОЛ при температуре 400, 600, 800 и 1000 °С. Время обработки составляло 10 мин. Температура в печи контролировалась хромель-алюмелевой термопарой.

2.2.3. Оксидирование пленок Ti, активируемое фотонной обработкой

Импульсную фотонную обработку образцов производили на установке УОЛП-1М излучением трех газоразрядных ксеноновых ламп ИНП-16/250 (см. рис. 2.1а).

Оксидирование поликристаллических пленок Ti. ИФО гетероструктуры (рис. 2.16) проводили в атмосфере воздуха в интервале величин энергии поступающего на поверхность образца излучения Еи = 110 - 230 Дж-см"2 (соответственно время облучения 0,8 - 1,8 с).

Оксидирование пленок Ti на фторфлогопите. Импульсную фотонную обработку в атмосфере воздуха проводили при Еи от 95 Дж-см" (время облучения 1,2 с) до 160 Дж-см" (2,0 с). Подложку закрепляли в камере на кварцевой оснастке пленкой титана к источнику излучения.

2.3. Методы исследования фазового, элементного состава, субструктуры и морфологии поверхности

Исследование фазового состава, структуры и субструктуры пленок толщиной до 100 нм проводили на микроскопах ЭМВ-100БР, ПРЭМ-200, Philips ЕМ-430 ST1, Tecnai G2 20F S TWIN2 (фирма FEI) с использованием различных методик: дифракция быстрых электронов, получение светлопольных и темнопольных изображений.

Расчет полученных электронограмм проводили по стандартной методике [131,132], используя международные таблицы [133].

1 Исследование выполнено в ООО «Системы для микроскопии и анализа», Москва.

2 Исследование выполнено в Белгородском государственном университете.

Среднюю величину зерна образцов определяли по методике Джеффриса [134].

Измерение толщины исходных поликристаллических толстых пленок Ti проводили на микроинтерферометре МИИ-4, а также на автоматическом профилометре Alpha Step-200.

Фазовые превращения при ИФО и ТО пленок Ti толщиной более 0,3 мкм исследовали методом рентгеновской дифрактометрии на приборах ДРОН-4 и ARL X'TRA (фирма Thermo Fisher Scientifics). Расчет рентгенограмм проводили по стандартной методике с использованием базы данных [133].

Морфологию поверхности пленок, а также поверхность поперечных сколов гетероструктуры (для контроля толщины слоев Si02, Ti, ТЮ2) исследовали на растровом электронном микроскопе JEOL JSM-6380 и атомно-силовом микроскопе Solver Р47 (фирма NT-MTD).

Толщину образующихся оксидных слоев определяли методом лазерной эллипсометрии по оптическим параметрам пленок (4* и А), полученным на эллипсометре ЛЭФ-ЗМ-1 на трех углах (45°,55°,65°) [135].

Элементный состав мишени и пленок определяли методом рентгеноспектрального микроанализа на РЭМ Camscan S4 с системой рентгеновского энергодисперсионного анализа LINK AN 10/55.

2.4. Методы подготовки образцов для исследований

2.4.1. Для исследования методом ПЭМ рекристаллизации металлических пленок подготовили образцы исходных и отожженных гетероструктур. Тонкие пленки Au, Pt, Pd отделяли подтравливанием слоя Si02 гетероструктур Me /Si02 /Si /Si02 /Ме или Me /Si02 /Si /Si02 в водном растворе плавиковой кислоты 1:5 (1 часть кислоты и 5 частей дистиллированной воды) [131,136], где предварительно механически удалялась пленка металла с противоположной стороны гетероструктуры. С поверхности раствора пленку перекладывали с помощью фторфлогопита на поверхность дистиллированной воды для удаления остатков кислоты. Затем пленку подлавливали на предметную сетку, фиксировали между двумя слоями сетки и второй раз промывали погружением в дистиллированную воду.

2.4.2. Для исследования методом ПЭМ поликристаллической пленки титана оксидированного ИФО образец подготовили по методике «cross-section» [28]. Тонкий срез поперечного скола приготовили на электронно-ионном сканирующем микроскопе Quanta 200 3D.

2.4.3. Для исследования методом ПЭМ эпитаксиальных свободных от подложки пленок оксида титана образцы готовили следующим образом. Исходную пленку отделяли растворением кристаллов соли в воде, затем вылавливали на медно-никелевую предметную сетку, вырезали по размеру объектодержателя и размещали между пластинками фторфлогопита. После чего образец отжигали.

2.4.4. Для исследования методом ПЭМ оксидированные на фторфлогопите эпитаксиальные пленки Ті отделяли желатином. Методика заключается в нанесении капли жидкого желатина на поверхность пленки и, после его высыхания, отрыва участка поверхности образца. Оторванный фрагмент на желатине помещали на поверхность воды (желатином вниз) и нагревали до растворения в воде желатина. После промывки пленку вылавливали на предметную сетку.

2.5 Исследование оптических свойств тонких пленок оксида титана

Спектры пропускания тонких пленок оксидов титана на фторфлогопите в видимой и ближней УФ области исследовали на однолучевом спектрофотометре Shimadzu UV-mini-1240 в спектральной области 300-1950 нм. Ширина запрещенной зоны рассчитывалась по методике [137].

Для измерений спектров стационарной фотолюминесценции в области 400-860 нм использовался автоматический спектрально-люминесцентный комплекс [138,139] созданный на базе монохроматора МДР-4 с дифракционной решеткой 1200 штрихов/мм. Исследуемые образцы размещались в вакуумный оптический криостат, в котором достигалось давление 10"4 Па. Температура образца могла варьироваться от -196 до +25 °С (соответственно, температура кипения жидкого азота и комнатная). В качестве источника непрерывного УФ излучения применяли азотный лазер ЛГИ-21 с длиной волны 337 нм, мощностью на выходе излучателя 3 кВт, длительностью импульса 8 не и частотой импульса 100 Гц.

3. РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ ТОНКИХ ПЛЕНОК Аи, и Рсі, АКТИВИРУЕМАЯ ИМПУЛЬСНОЙ ФОТОННОЙ ОБРАБОТКОЙ 3.1. Субструктура пленок

Эффект фотонной активации в рекристаллизации тонких пленок Аи, Р1 и Рсі проиллюстрирован соответственно на рис. 3.1, 3.2 и 3.3 [1,2,6]. Исходные структуры (а) нанодисперсные: средний размер зерен Аи составляет около 20, РІ - 10 и Рсі - 20 нм.

Рис. 3.1 ПЭМ-изображения, характеризующие субструктуру исходной 2 пленки Аи (а), после ИФО с Еи = 120 Дж-см" (б) и после отжига при температуре 740 °С (в - облучением, г - в печи)

150 нм[ г мнв^шн^н д ПА, ¿ШШ Ж* Л

Рис. 3.2 ПЭМ-изображения, характеризующие субструктуру исходной пленки Р1 (а), после ИФО с Еи = 120 (б) и 200 Дж-см"2 (г); после ТО в печи при эквивалентных температурах 830 (в), 1370 °С (д) соответственно оШт штхжт л в * т ?

Рис. 3.3 ПЭМ-изображения, характеризующие субструктуру исходной л пленки Рс1 (а), после ИФО с Еи = 230 Дж-см" (б); после эквивалентной ТО с обратной стороны (в)

Из представленных изображений зеренной субструктуры видно, что во всех случах реализуется собирательная рекристаллизация с характерным двухмодальным распределением размеров зерен в ее итоге [140].

Во всех исследованных образцах обнаружена существенная разница средних линейных размеров зерен в образцах после ИФО и эквивалентной ТО, указывающая на то, что при ИФО рекристаллизация металлических пленок идет активнее, чем при ТО. Характерным для пленок всех металлов является ярко выраженная неоднородность зеренной субструктуры на всех стадиях отжига. Она указывает на то, что отдельные микроскопические участки образца рекристаллизуются с разной скоростью, что можно объяснить разной ориентацией растущих зерен. Увеличение Еи при ИФО и Тд при ТО приводит к относительному увеличению размеров областей, с крупными зернами, и уменьшению областей из мелких зерен (например, в пленках Pt это видно из сравнения рис. 3.26 и г, в и д соответственно). При воздействии достаточно больших потоков энергии при ИФО неоднородность зеренной субструктуры уменьшается вследствие уменьшения относительной доли мелких зерен (рис. 3.2г и 3.36).

Сопоставление субструктуры пленок Аи после БТО облучением1 (рис. 3.1b) и ТО погружением в печь (рис. 3.1 г) указывает на идентичность структурных изменений, происходящих при обоих способах нагрева. Обработка пленок Аи в режиме, по расчетам близком к температуре плавления (Еи = 175 Дж-см" и Тд= 1070°С), приводила к изменению рельефа поверхности, характерному для начала плавления металлической пленки, что подтверждает правильность оценок величины Тд.

3.2. Оценка эффекта фотонной активации рекристаллизации

Для количественной оценки эффекта фотонной активации были рассчитаны зависимости средней скорости роста зерен (v) пленок исследованных металлов от температуры при ИФО и ТО. Графики зависимости lnv от 1/Т представлены на рис. 3.4. Все зависимости в пределах погрешности измерений аппроксимируются прямой линией, т.е. подчиняются соотношению Аррениуса [141]. Рассчитанная энергия активации приведена на рис. 3.4.

Для всех исследованных металлов обнаружено не только увеличение скорости роста зерен для каждой заданной температуры (все графики, построенные для образцов, прошедших ИФО, расположены выше по оси

1 Пленки на необлученной стороне гетероструктуры ординат, чем соответствующие графики для образцов после ТО), но и изменение угла наклона графиков к оси абсцисс (наклон графиков, построенных для образцов, прошедших ИФО, меньше, чем наклон соответствующих графиков для образцов после ТО). Рассчитанные значения энергии активации приведены на рис. 3.4. Для случая ТО они соответствуют известным величинам для процессов, контролирующих миграцию границ зерен [142]. Существенно меньшие величины энергии активации при ИФО свидетельствуют о дополнительном механизме элементарных процессов, контролирующих рекристаллизацию.

При энергиях фотонов, соответствующих инфракрасной области спектра, электроны получают энергию за время импульса практически непрерывно, и переход в возбужденное состояние оказывается невозможным. В благородных металлах в видимой и ультрафиолетовой области начинается квантовое поглощение энергии фотонов электронами, например для Аи А, = 0,5 мкм [143]. Поэтому при облучении образцов излучением ксеноновых ламп, наряду с фононным, происходит возбуждение электронной подсистемы. Возбужденные электроны релаксируют большей частью безызлучательно [84,144]. Безызлучательный распад электронного возбуждения, локализованного в некотором малом объеме (точечные дефекты, примесь и т.п.), происходит благодаря электрон-фононному взаимодействию. Если это взаимодействие достаточно мало, то локализованное электронное возбуждение можно рассматривать как квазистационарное, резонансно взаимодействующее с кристаллическими фононами [145]. В рамках теории нестационарных возмущений вероятность распада электронного возбуждения некоторого примесного центра является функцией плотности энергетических состояний, близких по значению энергии к квазистационарному. Поскольку количество таких состояний в веществе ограничено, возбужденное электронное состояние распадается с возбуждением колебаний лишь некоторых частот (мод нормальных колебаний), находящихся в «резонансе» с первоначальным состоянием. Это обстоятельство указывает на то, что сначала возбуждаются не все нормальные колебания кристалла, а только некоторые. Таким образом, в начальные моменты распада энергия электронного возбуждения сразу не переходит в энергию тепловых колебаний, которые отличаются равномерным распределением энергии по всем степеням свободы, и ограниченному числу возбужденных колебательных мод соответствуют колебания атомов кристалла с амплитудами, значительно превышающими тепловые. Это равносильно испусканию из места локализации первоначального электронного возбуждения большого количества фононов, т.е. гиперзвука высокой интенсивности.

Проходя по кристаллу, гиперзвуковые волны способны произвести перестройку структуры кристалла, создать новые дефекты, что в условиях обычной ТО возможно лишь при очень высоких температурах. Такое воздействие можно описать эффективной температурой Тэ, при которой возможны такие же амплитуды колебаний. Тэ значительно выше Тд, причем с увеличением потока поступающей на образец энергии разность между ними ДТ = Тэ-Тд уменьшается. На рис. 3.4 показаны величины 1/Тэ и 1/Тд, характерные для пленок Аи при воздействии на них световых потоков с

Еи = 120 Дж-см-2 (Тэ, = 895 °С, ТД1 = 740 °С, АТ, = 155 °С) и Еи = 80 Дж-см"2 (ТЭ2 = 680 °С, ТД2 = 500 °С, ДТ2 = 180 °С).

В условиях распространения гиперзвуковой волны в кристалле весьма эффективным в диссипации неравновесного состояния оказывается формирование большого количества точечных дефектов - вакансий и межузельных атомов, которые могут самоорганизовываться и создавать скопления или пары Френкеля, т.е. при облучении происходит изменение структуры в наноразмерных областях. Образующиеся в кристалле группы атомов - краудионы - имеют невысокую энергию активации миграции (несколько десятых долей эВ в расчете на 1 атом), что сопоставимо с полученными результатами (энергия активации роста зерен при ИФО в пленке Аи в расчете на 1 атом составляет 0,42 эВ, в Р1; - 0,26 эВ, в Рё -0,2 эВ). Таким образом, в процессе ИФО становится возможной реализация дополнительного механизма самодиффузии, контролирующей миграцию межзеренных границ, который обусловлен высокой подвижностью образовавшихся дефектов и приводит к уменьшению энергии активации процесса рекристаллизации.

В рамках предложенного механизма можно объяснить и более значительное уменьшение энергии активации роста зерен в пленках Р1 и Рё при ИФО по сравнению с ТО, чем в Аи. При приблизительно равных условиях поглощения световой энергии в металлах большая теплопроводность Аи, чем Р1 и Рё, приводит к более быстрому переходу энергии в тепловые колебания решетки, в то время как меньшая теплопроводность Р1 и Рё обусловливает большую перекачку поглощенной энергии в энергию гиперзвуковых волн.

Экспериментальные результаты, полученные в настоящей работе, и предложенный механизм, хорошо согласуются с обнаруженным авторами [146] уменьшением энергии активации диффузии в металлических образцах Си - Ag, Си - БЬ и Си - Эп в результате облучения ультрафиолетовыми и рентгеновскими лучами, а также с обнаруженной в [106] зависимостью структуры поверхности монокристалла меди от длины волны лазерного излучения: сравнение действия коротковолнового и длинноволнового импульсного лазерного излучения показало, что в первом случае образовывались дефекты приповерхностного слоя монокристалла меди в виде самоорганизованных наноразмерных скоплений адатомов и вакансий, в то время как во втором случае никаких изменений в структуре поверхности не выявлено.

Список источников диссертации и автореферата по физике, кандидата физико-математических наук, Синельников, Александр Алексеевич, Воронеж

1. Тураева Т.Д., Синельников A.A. Эффект фотонного облучения в рекристаллизации тонких пленок Pd // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение. 2005. - Вып. 1.17. - С. 45-48.

2. Иевлев В.М., Тураева Т.Д., Латышев А.Н., Синельников A.A., Селиванов В.Н. Влияние фотонного облучения на процесс рекристаллизации тонких металлических пленок // ФММ. 2007. - Том 103. - №1. - С. 61-66.

3. Иевлев В.М., Солнцев К.А., Синельников A.A., Солдатенко С.А. Ориентация и субструктура хемоэпитаксиальных пленок рутила // Материаловедение. 2010. - №7. - С. 2-7.

4. Иевлев В.М., Канныкин C.B., Кущев С.Б., Синельников A.A., Солдатенко С.А. Синтез пленок рутила, активируемый фотонной обработкой // ФХОМ. 2011. - №4. - С. 18-25.

5. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Латышев А.Н., Тураева Т.Л., Синельников A.A. и др. Фотонная активация твердофазных процессов // VI Международная конференция «Взаимодействие излучений с твердым телом» (ВИТТ-2005). Минск. - 2005. - С. 229-231.

6. Синельников A.A. Влияние нетепловых эффектов фотонного облучения на процесс рекристаллизации тонких плёнок Pd // V Школа-семинар «Актуальные проблемы современной неорганической химии и материаловедения». М.: изд-во МГУ, 2005. С.76.

7. Иевлев В.М., Горожанкин Ю.В., Канныкин C.B., Кущев С.Б., Синельников A.A. и др. Эффект фотонной обработки в синтезе тонких нанокристаллических пленок и нанокристаллизации аморфных сплавов

8. XVIII Менделеевский съезд по общей и прикладной химии. М.: Граница. - 2007. - Т. 2. - С. 34.

9. Иевлев В.М., Синельников A.A., Солдатенко С.А., Возгорьков A.M. Ориентация и субструктура хемоэпитаксиальных пленок ТЮ2 и Zr02 // XXI Всероссийское совещание по температуроустойчивым функциональным покрытиям. Санкт-Петербург. 2010. - С. 27-28.

10. Иевлев В.М., Солдатенко С.А., Синельников A.A. Ориентация и субструктура эпитаксиальных пленок рутила // XXIII Российской конференция по электронной микроскопии. Черноголовка. 2010. -С. 213-214.

11. Condensed Matter 2011 (ICL-11). Ann Arbor, Michigan, USA. 2011. -http://sitemaker.umich.edu/icl2011/home.

12. Солдатенко С.А., Синельников А.А., Возгорьков A.M. Синтез ориентированных пленочных наноструктур Ti02 и Zr02 // IV Всероссиская конференция по наноматериалам. «Нано 2011». Москва. -2011.-С. 246.

13. Wei C.S., Van der Spiegel J., Santiago J. Incoherent radiative processing of titanium silicides // Thin Solid Films. 1984. - vol. 118. - № 2. - P. 155 - 162.

14. Иевлев B.M., Кущев С.Б., Тонких H.H. и др. Применение импульсной термической обработки в технологии изготовления интегральных схем // ЭП. 1986. - №1(Т). - С.32-35.

15. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Тонких Н.Н. Применение импульсного фотонного отжига в технологии изготовления СБИС // Специальная электроника. Сер. 3. Микроэлектроника. 1987. - Вып.2 (51). - С.56-61.

16. Егоров В.В., Злобин В.П., Иевлев В.М. и др. Метод импульсного фотонного отжига в технологии изготовления интегральных схем с диэлектрической изоляцией // ЭП. 1989. - №9. - С.2-5.

17. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Злобин В.П. и др. Получение силицидов палладия с помощью импульсного фотонного отжига // ЭП. №2(Т) (33).- 1987.-С. 65-69.

18. Borisenko V.E., Gribkovskii V.V., Labunov V.A. et al. Incoherent light annealing of phosphorus-doped polycrystalline silicon // Phis.State Sol. -1983.-V. 75. №1. - P. 117.

19. Тонкие пленки. Взаимная диффузия и реакции / Под. ред. Д. Поута, К. Ту, Д. Мейера. М.: Мир. 1982. - 576 с.

20. Мьюрарка Ш. Силициды для СБИС. М.: Мир. - 1986. - 176 с.

21. Лабунов В.А., Борисенко В.Е., Заровский Д.И. и др. Формирование силицидов импульсной термообработкой пленочных структур// Зарубежн. электрон, техника. 1985. - № 8. - С. 27-53.

22. Wu I. С., Chu J. J., Chen L.J. Local epitaxy of TiSi2 on (111) Si: Effects due to rapid thermal annealing and to the annealing atmosphere // J. Appl. Phys.- 1986. V. 60. - № 9. - P. 3172 - 3175.

23. Иевлев B.M., Кущев С.Б. Формирование пленок силицидов металлов методом импульсной фотонной обработки // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение. Воронеж. 1997. - Вып. 1.2. - С. 8-13.

24. Кущев С.Б. Исследование фазового состава и субструктуры силицидов образующихся при ИФО некогерентным излучением пленок металлов на кремнии // Дис. Д-ра физ.-мат. наук. Воронеж. - 2000. - 248с.

25. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Злобин В.П. Структура и состав силицидов, образующихся при фотонном отжиге Pt на Si // ФХОМ. 1986. - № 2. -С. 128-130.

26. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Рубцов В.И. и др. Состав и структура силицидов образующихся при импульсной фотонной обработке пленок титана на монокристаллическом и аморфном кремнии // ФХОМ. 1997.- № 4. С. 62-67.

27. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Санин В.Н. Твердофазный синтез силицидов при импульсной фотонной обработке гетеросистем Si-Me (Me: Pt, Pd, Ni, Mo, Ti) // ФХОМ. 2002. - № 1. - С. 27-31.

28. Иевлев B.M., Кущев С.Б., Огнев А.С. и др. Эффект ювенильной поверхности кремния в формировании пленок дисилицида молибдена // Поверхность. Физика, химия, механика. 1990. - № 2. - С. 147-150.

29. Okamoto Т., Shimizu М., Ohasaki A. et al. Simultaneous formation of TiN and TiSi2 by lamp annealing in NH3 ambient and its application to diffusing barriers // J. Appl. Phys. 1987. - Vol. 62. - №11. - P. 4465-4470.

30. Borisenko V.E., Parkhutik V.P. RBC study of transient thermal and anodic oxidation of tantalum films // Phis. Stat. Sol. (a). 1986. - Vol. 93. - №1. -P. 123-130.

31. Хитько В.И., Лабунов B.A., Борисенко B.E. и др. Влияние термообработки на поведение вольфрама в приповерхностных слоях монокристаллического кремния // Поверхность. 1984. - №7. - С. 134-137.

32. Борисенко В.Е. Твердофазные процессы в полупроводниках при импульсном нагреве / Под ред. В.А. Лабунова. Мн.: Навука i тэхшка, 1992.-248 с.

33. Мейер Дж., Эриксон Л., Дэвис Дж. Ионное легирование полупроводников. М.: Мир. - 1973. - 296 с.

34. Фельсков М.Н. и др. Влияние импульсного отжига на свойства имплантированных поликристаллических слоев кремния // Ионная имплантация в полупроводниках и других материалах. Вильнюс. -1983.-С. 4.

35. Kadyrakunov К.В., Nidaev E.V., Plotnikov А.Е. et al. Flash lamp annealing of ionimplanted polycrystalline silicon // Phis. State Sol. 1983. - V. 75. -№2.-P. 483.

36. Borisenko V.E., Nylandsted Larsen A. Incoherent light induced diffusion of arsenic into silicon from spin-on source // Appl. Phis. Lett. 1983. - Vol. 43.-№6. -P. 582-584.

37. Kato Y., Ono Y. Phosphorus diffusion using spin-on phosphosilicateglass source and halogen lamps // J. Electrochem. Soc. 1985. - Vol. 132. - №7. -P. 1730-1732.

38. Antonova I.V., Kadyrakinov K.B., Nidaev E.V. et al. Diffusion of iron and gold in silicon annealed with millisecond pulses // Phis. Stat. Sol. (a). -1983. Vol. 76, №2. - P. K213-K215.

39. Borisenko V.E., Dorofeev A.M. Gettering of impurities by incoherent light annealed porous silicon // Laser-Solid Interactions and Transient Thermal

40. Processing of Materials / Ed. by J. Narayan, W.L. Brown, R.A. Lemons. N. Y., North-Holland. - 1983. - P. 375-379.

41. Ухов В.А., Пилипенко В.А., Лесникова В.П. и др. Твердотельная рекристаллизация аморфного кремния с помощью импульсов некогерентного светового излучения // Тонкие пленки в производстве полупроводниковых приборов и интегральных схем. Нальчик.1983.-С. 81.

42. Young R.T. Electrical and structural characteristics of laser induced epitaxial layers // Appl. Phys. Lett. 1979. V. 35. - P. 447.

43. Стержанов Н.И., Пилипенко B.A., Лесникова В.П. и др. Оптическая импульсная обработка оксидных пленок алюминия // Электронная техника. Сер. 6. 1982. - Вып. 2. - С. 72.

44. Анищик A.M., Горушко В.А., Пилипенко В.А. и др. Физические основы быстрой термообработки. Создание многоуровневой металлизации. -Минск: БГУ. 2000. - 146 с.

45. Kadyrakunov K.V., Nidaev Е.В., Smirnov L.S. Behavior of built in charge in a dielectrics at pulsed annealing of Si-Si02 structures // Phys. Stat. Sol. (a). - 1982.-V. 70. - №1. - P. K15.

46. Белоногов E.K., Бугаков A.B., Иевлев B.M. и др. Ориентационные соотношения в системе Ni-NiO: критерии для прогнозирования // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение. Воронеж. - 2003. - вып. 1.14. - С.33-39.

47. Канныкин С.В., Кущев С.Б., Юраков Ю.А. и др. Синтез пленок оксидов олова методом термической и импульсной фотонной обработки на воздухе // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение. Воронеж. - 2004. -вып. 1.16. -С.52-55.

48. Борисенко В.Е., Юдин С.Г. Легирование кремния фосфором из поверхностного источника в процессе секундной термообработки светом // Электрон, техника. Сер. 6. Материалы. 1987. - №5. - С. 32-35.

49. Богданов А.И., Валиев К.А., Беликов JI.B. и др. Роль активных кислородных частиц в процессе УФ очистки поверхности неорганической подложки // Микроэлектроника. 1989. - Т. 18. - №6. - С. 540 - 543.

50. Зандберг Э.Я., Кнатько М.В., Палеев В.И. и др. Фотостимулированная диссоциация молекул на поверхности твердого тела // Изв. АН. Сер.физическая. 1992. - Т.56. - №8. - С. 21-27.

51. Анищик В.М., Горушко В.А., Пилипенко В.А. и др. Физические основы быстрой термообработки. Отжиг поликристаллического кремния диэлектрических пленок,очистка поверхности и эпитаксия. -Минск: БГУ. 2002. - 131 с.

52. Kirkpatrick А.К., Minnucci J.A., Greenwald А.С. et al. Transient processingoTof implanted semiconductors by pulsed electron beams // Proc. 1 Conf. on Ion Beam Modification of Materials. Bp. 1980. - P. 629-652.

53. Лазеры / Под ред. M.E. Жаботинского, Т.А. Шмаонова. М.: Сов. Радио. 1978.-Т.2-400 с.

54. Рэди Дж. Действие лазерного излучения. М.: Мир. 1974. - 465 с.

55. Пилипенко В.А., Горушко В.А., Стержанов Н.И. и др. Лазерная обработка поверхности кремниевых пластин // Поверхность. Физика, химия, механика. 1984. - Т. 7. - С. 113.

56. Пилипенко В.А., Горушко В.А., Стержанов Н.И. и др. Лазерное геттерирование дефектов в производстве полупроводниковых приборов и ИС // Электронная техника. Сер. 3. 1984. - Вып. 1. - С. 107.

57. Иевлев В.М., Белоногов Е.К., Базовой Б.П. Применение ИФО для синтеза пленок CuInSe2 // Вестник ВГТУ. 1998. - вып.1.3 - С. 56-58.

58. Иевлев В.М., Белоногов Е.К., Базовой Б.П. Применение импульсной фотонной обработки для синтеза пленок CuInSe2 // Неорганические материалы. 2000. -Т. 36. - № 9. - С. 1042-1044.

59. Н. Fujita at el. // Jpn. J. Appl. Phys. 2000. - V. 39 - P. 7035-7039.

60. В. Jaber, Е. Dogheche, D. Remiens, В. Thierry. Influence of deposition parameters on physico-chemical and optical properties of sputtered PbTi03 thin films // Integrated Ferroelectrics. 1996. - V. 13(4). - P. 225-237.

61. Lijuan Shi, Krupanidhig S. В., Haertling H. Development of ferroelectric Pb(Zr;Ti)03 thin films by metallo-organic decomposition process and rapid thermal annealing // Integrated Ferroelecirics. 1992. - V. 1. - P. 111-127.

62. Иевлев B.M., Обвинцев Ю.А., Спирин А.И. и др. Синтез пленок титаната свинца методом импульсной фотонной обработки // Вестник ВГТУ, Сер. Материаловедение. 2001. - Вып. 1.10. - С. 72-73.

63. Соболь Е.А. и др. Механизм P-WC—»a-W2C превращения при отжиге пленок карбида вольфрама, полученных магнетронным распылением // ISTFE-12. 2002. - Т.З. - С. 330-333.

64. Соболь Е.А., Соболь О.В., Пугачев А.Т. и др. Влияние условий получения карбида вольфрама на их структурные характеристики // ISTFE-12. 2002. - Т.З. - С.326-329.

65. Семенов А.П., Смирнягина Н.Н. Синтез карбидов кремния и вольфрама под воздействием мощного электронного пучка // Неорганические материалы. 1998. - Т.34. - № 8. - С. 982-985.

66. Ghaisas Smita, Vispute R. D., Ogale S. B. et al. The study of pulsed laser deposited films from a pressed, sintered, W-C mixture at two different fluencies // Journal of Materials Research. 1992. - V. 7. - № 12. -P. 3250-3254.

67. Иевлев B.M., Сербии O.B., Кущев С.Б. и др. Синтез пленок карбидов вольфрама при импульсной обработке пленочных гетероструктур W-C // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение. 2002. - Вып. 1.11. - С.87-93.

68. Сербии О.В. Синтез нанодисперсных пленок титаната свинца и карбида вольфрама методом импульсной фотонной обработки // Дис. канд. физ.-мат. наук. Воронеж. 2003. - 116 с.

69. Чапланов A.M., Шибко А.Н. Фазовые превращения в системе титан-кремний при лазерной обработке в алканах // Ж. техн. физ. 1999. - Т. 69.-№6. -С. 123-129.

70. Нуприенок И.С., Шибко А.Н. Изменение фазового состава пленок ванадия при окислении под влиянием УФ-света и отжига// неорганические материалы. 2002. - Т. 38. - № 6. - С. 695-699.

71. Иевлев В.М., Солдатенко С.А., Синельников А.А. Нитридизация ориентированных тонких пленок Ti и Zr // Современные методы и технологии создания и обработки материалов. Сб. мат. Минск. -2010.-Кн. 1.-С. 207-212.

72. Белоногов Е.К., Иевлев В.М., Канныкин С.В. и др. Синтез пленок нитридов титана методом импульсной фотонной обработки // Современные методы и технологии создания и обработки материалов. Сб. мат. Минск. - 2010. - Кн. 1. - С. 99-104.

73. Костюченко А.В. Синтез и структура пленок на основе гидроксиапатита // Дис. канд. физ.-мат. наук. Воронеж. - 2009. - 105 с.

74. Иевлев В.М., Домашевская Э.П., Терехов В.А. и др. Синтез нанокристаллических пленок гидроксиапатита // Конденсированные среды и межфазные границы. 2007. - Т. 9. - №3. - С. 209-215.

75. Иевлев В.М., Домашевская Э.П., Терехов В.А. и др. Структура, элементный состав и механические свойства пленок, полученных методом высокочастотного магнетронного распыления гидроксиапатита // Физика и химия стекла. 2008. - Т. 34. - №5. - С. 798-807.

76. Van Vechten J. A., Tsu R., Saris F. W., Hoonhout D. Reasons to believe pulsed laser annealing of Si does not involve simple thermal melting // Phys. Lett. 1979.-V. 74A.-№6.-P. 417-421.

77. Van Vechten J. A., Tsu R., Saris F. W. Nonthermal pulsed laser annealing of Si: Plasma annealing // Phys. Lett. 1979. - V. 74A. - № 6. - P. 422-426.

78. Brown W. L. Transient laser-induced processes in semiconductors // Laser and electron beam processing of materials. N. Y.: Acad. Press. 1980. - P. 20-36.

79. Van Driel H. M. Influence of hot phonons on energy relaxation of high density carriers in germanium // Phys. Rev. 1979. - V. 19B. - № 11. -P. 5928-5932.

80. Fanchet P. M. Optical probing of Auger-governed decay of laser-induced plasma in InSb // Phys. status solidi. 1980. - V. 58A. - № 2. - P. k21 l-k214.

81. Медведев Э.С., Ошеров В.И. Теория безызлучательных переходов в многоатомных молекулах. М.: Наука. - 1983. - 280 с.

82. Von Allmen М. Coupling of beam energy to solids // laser and Electron Beam Processing of Materials / Ed. by C.W. White, P.S. Peercy. N.Y.: Academic Press. 1980. - P. 6-19.

83. Sedgwick Т.О. Short time annealing // J. Electrochem. Soc. 1983. -V. 130.-№2.-P. 484-493.

84. Пилипенко В.А., Стержанов Н.И., Топчий B.H. и др. Расчет температурных полей в кремниевой пластине при оптическом импульсном отжиге // Инженерно-физический журнал. 1982 -Т. XLIII. - №3. - С. 463.

85. Лабунов В.А., Стержанов Н.И., Пилипенко В.А. и др. Пространственное распределение температуры в пластине кремния при импульсном отжиге излучением ксеноновых ламп // Электронная техника. Сер. 6. 1982. - Вып. 8. - С. 17.

86. Бахвалов Н.С., Жидков Н.П., Кобельков Г.М. Численные методы. М.: Бином. -2003. -632 с.

87. Jellison G.E., Modine F.A. Optikal absorbtion of silicon between 1,6 and 4,7 eV at elevated temperatures // Appl. Phys. Lett. 1982. V. 41. - №2. -P. 180-182.

88. Boyd I.W., Binnie T.D., Wilson J.I.B. et al. Absorbtion of infrared radiation in silicon // J. Appl. Phys. 1984. - V. 55. - №8. - P. 3061-3063.

89. Качурин Г. А., Придании И. Б., Смирнов J1. С. Отжиг радиационных дефектов импульсным лазерным облучением // ФТП. 1975. - Т. 9. -вып. 7.-С. 1428-1429.

90. Штырков Е. И., Хайбуллин И. Б., Зарипов М. М. О механизме лазерного отжига имплантационных слоев // Международное рабочее совещание по ионному легированию полупроводников. Будапешт. -1975.-С. 282-285.

91. Kimerling L. С. Electronic stimulation of defect processes in semiconductors // Defects and radiation effects in semiconductors. London: Inst. Phys. - 1979. - P. 56—73.

92. Suski J., RzewuskiH. Ionization-enhanced crystallization of phosphorus implanted silicon layers // Radiat. Eff. 1979. - V. 40. - P. 82-85.

93. Germain P., Squelard S., Bourgoin J. Ionization enhanced crystallization in amorphous germanium // J. Non-Crystal Solids. 1977. - V. 23. - № 2. -P. 159-165.

94. Heywang W., Krimmel E. F., Runge H. Annealing mechanism of radiation damage and dopants in pulsed laser light irradiated ion implanted layers // Phys. status solidi. 1979. - vol. 51 A. - № 1. - P. k79-k82.

95. Двуреченский A.B., Качурин Г.А., Нидаев E.B., Смирнов JI.С. Импульсный отжиг полупроводниковых материалов. М.: Наука. -1982.-208 с.

96. Dumke W.P. On laser annealing and lattice melting // Phys. Lett. 1980. -V. 78A. - № 5. - 6. - P. 477-480.

97. Nathan M.I., Hodgson R.T., Yoffa E.J. Time dependence of the reflectivity of Si at 633 and 488nm during pulsed laser annealing // Appl. Phys. Lett. -1980.-V. 36.-№ 7.-P. 512-513.

98. Sai-Halasz G.A., Hodgson R.T. Experimental test of the nonthermal theory of laser annealing using silicon on sapphire // Phys. Lett. 1980. - V. 77A. -№ 5.-P. 375-377.

99. Lo H.W., Compaan A. Raman measurement of lattice temperature during pulsed laser of silicon // Phys. Rev. Lett. 1980. - V. 44. - № 24. -P. 1604-1607.

100. Белявский В.И., Капустин Ю.А., Свиридов B.B. Подпороговое дефектоообразование при мощной импульсной обработки кремния // ФТП.- 1991.-Т. 25.-Вып. 7. С. 1204-1208.

101. Капустин Ю.А., Колокольников Б.М., Свешников А.А. Фотостимулированная диффузия золота при импульсной фотонной обработке // ФТП. 1990. - Т.24. - №2. - С.318-322.

102. Ernst H.-J., Charra F., Douillard L. Interband Electronic Excitation-Assisted Atomic-Scale Restructuring of Metal Surfaces by Nanosecond Pulsed Laser Light // American Association for the Advancement of Science. 1998. -V. 279(5351).-P. 679-681.

103. Глазов B.M., Вигродович B.H. Микротвердость металлов и полупроводников. М.: Металлургия. 1969. - 248 с.

104. Боярская Ю.С., Васильковская М.И. Микротвердость. Кишинев: Шниинца. 1981. -67с.

105. Кузьменко П.П., Новиков Н.Н., Гридько Н.Я. Фотомеханический эффект в Sb // ФТТ. 1962. - Т. 4. - Вып. 10. - С. 2656-2659.

106. Кузьменко П.П., Новиков Н.Н., Гридько Н.Я. Фотомеханический эффект в титане // Укр. физич. ж. 1963. - Т. VIII. - №1. - С. 116-120.

107. Ш.Герасимов А.Б., Чирадзе Г.Д., Кутивадзе Н.Г. и др. О распределении величины микротвердости по глубине образца // ФТТ. 1999. - Т. 41. -Вып. 7.-С. 1225-1227.

108. Герасимов А.Б., Чирадзе Г.Д. Влияние мелких примесей на температурную зависимость микротвердости и фотомеханическогоэффекиа в полупроводниках // ФТП. 2002. - Т. 36. - Вып. 10. - С. 1191-1193.

109. Gerasimov А.В. Electron-hole mechanism of migration of defects and interaction. Proc. 4th Int. Conf. Mater. Sci. Forum. N.Y. - 1990. -V. 65-66. - P. 47-52.

110. Трефилов В.И., Мильман Ю.В. О механизме пластической деформации кристаллов с ковалентными связями // В сб.: Вопросы металлов и металловедения. №17. Тр. Ин-та металлофизики АН УССР. 1963. — С. 32-44.

111. Харрисон У. Электронная структура и свойства твердых тел. М.: Мир. - 1983.-Т. 1.-384 с.