eng
Выпуск #4/2017
Н.Герасименко, А.Волоховский, О.Запорожан
Учет особенностей изменения свойств материала в технологии кремниевых наноструктур
Учет особенностей изменения свойств материала в технологии кремниевых наноструктур
Просмотры: 4618
Рассматриваются особенности изменения физических свойств элементов структуры при их уменьшении до наноразмеров и перспективы использования этих эффектов в технологиях микроэлектроники.
УДК 54-1
ВАК 05.27.01
DOI: 10.22184/1993-8578.2017.75.4.84.103
УДК 54-1
ВАК 05.27.01
DOI: 10.22184/1993-8578.2017.75.4.84.103
Теги: nanosize effect nanostructure nanotechnology наноразмерный эффект наноструктура нанотехнология
Ставшая модной приставка "нано" нередко имеет неоднозначный смысл в статьях, диссертациях и другой научной литературе. До сих пор многие специалисты полагают, что ее следует употреблять, когда речь идет об установленном размерном параметре 100 нм и менее. На наш взгляд, это определение можно считать чисто историческим, а его научный смысл определяется существованием размерного порога, связанного с определенными физическими, химическими и другими параметрами. Например, при обсуждении электрофизических и оптических характеристик полупроводниковых материалов порог перехода к "нано" справедливо связывать с достижением, по крайней мере, одним из размерных параметров длины волны электрона (длины волны де Бройля). Для механических характеристик в качестве размерного порога используют эмпирический параметр, который для металлов и полупроводников составляет около 30 нм. Этот параметр можно связать также с изменением определенных физических величин, обусловленных близостью поверхности и т.д.
Определение явления наноразмерности затруднено появлением специфических свойств материалов, что представляет большую проблему как в изготовлении, так и в экспериментальном исследовании их свойств. Например, применяемый в твердотельной электронике монокристаллический кремний трудно получить в порошкообразном состоянии, когда можно говорить о его наносвойствах, поскольку после прохождения размерного порога нанозерна слипаются и интенсивно окисляются. В комнатных условиях последнее может приводить к взрыву.
Информация о фундаментальных свойствах новых действительно наноразмерных материалов в ряде случаев до сих пор является фрагментарной и противоречивой, затрудняя развитие реальной технологии, в частности, твердотельной наноэлектроники.
Развитие нового научного направления связано с появлением новых областей в научно-технической терминологии. Например, для термина "наноиндустрия" потребовалось специальное разъяснение в литературе [1]. С другой стороны, употребляемые, казалось бы, понятные термины иногда могут вводить в заблуждение. Например, часто путаются и неправильно употребляются термины "нанопровода" и "нанопроволоки".
Разумеется, новое направление требует подготовки специалистов для исследований, образования и технологий с учетом сверхбыстрого развития научных основ лабораторных и технологических подходов [2].
Особую важность новое научно-техническое направление приобретает, на наш взгляд, при переходе к промышленному освоению научных результатов, представлений, новых возможностей и технологий. Возникающие при этом трудности заставляют искать принципиально новые подходы к исследованиям, созданию технологических основ, конструированию и производству новых материалов, технологических сред и оборудования. При этом существующие технологические возможности требуют либо чрезмерных затрат, либо новых путей, а иногда и кардинальных изменений. И даже известные и достаточно хорошо освоенные промышленностью технологические средства при создании наноразмерных объектов в электронике проявляют как новые возможности, так и обуславливают новые трудности, требуя постоянного внимания со стороны исследователей и выдвигая новые принципы взаимодействия ученых и инженеров, которые можно объединить понятием "научное сопровождение технологии". Имеется ввиду постоянный процесс, а не фрагментарные контакты.
В связи с представленными выше соображениями обратим внимание на две характерные ситуации. Первая связана с проблемами применения фотолитографии в области сверхмалых размеров, где оптические приборы обретают новые конструктивные особенности в связи с продвижением в дальнюю часть УФ-диапазона, что приводит к резкому удорожанию оборудования. В последующих материалах мы расскажем о разработанных в нашей стране и предложенных для освоения промышленностью подходах, основанных на использовании фокусированных рентгеновских пучков. Эта возможность уже обсуждалась на предприятии ПАО "Микрон" и может стать весьма перспективной.
Другой пример касается применения в промышленности метода и оборудования для ионной имплантации, и синтеза. Эта широко распространенная технология практически не используется для создания наноразмерных (квантово-размерных) структур для получения принципиально новых приборов и ИС, сочетающих возможности интегральной электроники и фотоники. В международной литературе можно встретить достаточно много материалов по этому направлению, однако квантово-размерные излучающие структуры на основе системы "германий – кремний" в подавляющем большинстве случаев изготавливаются с помощью молекулярно-лучевой эпитаксии. Первые и пока единственные работы по использованию в этих целях ионной имплантации [3, 4] показали, что подготовка ионного синтеза Si–Ge наноструктур требует достаточно длительного времени, но в настоящее время процесс готов к использованию в промышленности. Выявлен ряд новых особенностей, присущих только ионному пучку, которые при правильном учете позволяют получить рекордные результаты. Однако незнание этих особенностей может приводить ко многим практическим трудностям [5].
Современная технология производства изделий микроэлектроники в своем развитии движется по путям уменьшения топологических размеров и увеличения степени интеграции, внедрения новых материалов, перехода к трехмерной интеграции, а также появления гибридных устройств и приборов, работающих на новых физических принципах [6]. Развитие микроэлектроники происходит путем ее эволюции в наноэлектронику, то есть с переходом через размерные пороги, при которых резко изменяются электрофизические, структурные, механические, оптические и другие свойства материалов и структур, что необходимо учитывать как при формировании и реализации технологического цикла их изготовления, так и при построении системы контроля параметров.
Электрофизические и оптические свойства объектов в состоянии размерного квантования, а также магнитные свойства в данной работе практически не рассматриваются, поскольку их учет и обсуждение проводятся на стадии реализации принципов функционирования прибора и его конструирования. Не рассматриваются также такие характерные для наноструктур эффекты, как туннелирование, баллистические эффекты и т.д. Предметом же обсуждения являются особенности изменения структуры и механических свойств, которые рассматриваются с точки зрения их влияния на результат контрольно-измерительных операций, сопровождающих процессы формирования.
Выбор в пользу исследования именно этих групп параметров обусловлен тем обстоятельством, что большая часть измерений в технологическом цикле производства ИС касаются геометрических и структурных параметров получаемых приборных элементов. Предлагаемые подходы позволяют приблизиться к реализации процессов наноэлектроники, когда проектные нормы переходят через либо эмпирические, либо теоретические размерные пороги, причем учет таких изменений необходим для получения достоверных результатов контроля геометрических параметров структур.
ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ОБЪЕКТОВ В НАНОДИАПАЗОНЕ
Рассмотрим некоторые изменения, которые происходят при развитии технологии микроэлектроники в область наноразмеров и которые в последнее время достоверно установлены, однако не всегда учитываются при формировании технологических циклов изготовления малоразмерных структур и еще реже принимаются во внимание при разработке методологии их контроля.
Особенности структуры, связанные с изменением фундаментальных параметров объектов, такие как энергия связи атомов с узлом кристаллический решетки (или узлом упорядоченного квазижидкого состояния), концентрация равновесных для данной температуры дефектов структуры (подвижных вакансий и междоузельных атомов, либо их комбинаций), а также роль поверхности при формировании структурных свойств будет рассматриваться либо с точки зрения известных к настоящему времени фактов и представлений, либо с позиций гипотетического описания возможных эффектов, которые нуждаются в экспериментальной проверке. Структурные параметры нанообъекта определяют многие его свойства, включая температуру плавления, радиационную стойкость, фазовые переходы монокристалл-аморфное состояние, диффузионные процессы и т.д. Следует отметить, что определенную информацию об упомянутых выше параметрах наноструктур можно получить из анализа приповерхностных свойств монокристаллов, обнаруженных и описанных ранее.
По мнению авторов, пока не существует методов детального численного рассмотрения параметров элементарной ячейки в пределах нанообъекта. Заметим однако, что ряд наблюдавшихся эффектов могут быть напрямую связаны с другими экспериментально наблюдаемыми и описанными ранее явлениями. Например, резкое уменьшение температуры плавления нанообъекта может быть сопоставлено с наблюдавшимся ранее эффектом "локального анизотропного плавления" [7] в приповерхностных слоях монокристаллического кремния, что объяснялось наличием в них структурных дефектов, уменьшением энергии связи атома с узлом кристаллической решетки и, соответственно, увеличением концентрации равновесных структурных дефектов в этих слоях, а также поведением структурных дефектов внутри нанообъекта, включая их зарождение и аннигиляцию. Особо следует рассмотреть изменения равновесной концентрации дефектов при данной температуре. С учетом этого параметра необходимо изучать и эффекты, связанные с радиационным воздействием на нанообъекты, включая повышение радиационной стойкости [8], а также радиационно-стимулированную аморфизацию монокристаллов [9]. Здесь же необходимо учитывать роль ближних пар Френкеля и состояние поверхности нанообъекта.
Сначала остановимся подробнее на поликристаллических материалах, играющих важную роль в тонкопленочной полупроводниковой технологии. В настоящее время установлено, что изменение механических характеристик обусловлено в значительной степени характером микроструктуры наноматериала [10, 11]. Например, значение микротвердости и пластичности зависят от размера зерна и плотности дислокаций в поликристаллическом материале. В классическом представлении данные закономерности явным образом не учитывались, однако эксперименты, проведенные в последнее десятилетие, убедительно показали, что механические и пластические свойства наноматериалов существенно зависят от размера наночастиц [12]. Определение механизмов выявленных закономерностей является предметом для научных исследований. Оба фактора – микроструктура наноразмерного материала и размер исследуемого объекта – играют важную роль в изменении механических характеристик.
Для поликристаллических материалов в случае последовательного уменьшения размера кристаллитов особый интерес традиционно представлял вопрос взаимодействия структурных дефектов с границами зерен. Согласно классического закона Холла – Петча, границы зерен выступают в качестве ограничивающего фактора для движения дислокаций, что выражается в увеличении микротвердости и предела текучести поликристаллического материала при уменьшении размера зерна. Однако при рассмотрении нанокристаллических материалов с размерами зерен менее нескольких десятков нанометров описание пластической деформации требует учета широкого круга явлений, связанных со взаимодействием между структурными дефектами и границами кристаллитов [13, 14].
Особенности малоразмерных кристаллических объектов с учетом изменения прежде всего механических свойств (микротвердости, прочности, и т.д.) наиболее наглядно демонстрируются в одной из первых работ по их моделированию [15]. В работе наглядно показывается, как меняются механические свойства при прохождении через размерный порог. Результаты модельного эксперимента в дальнейшем были подтверждены экспериментально и будут обсуждены ниже.
Отметим влияние поверхности наноразмерного объекта на электрические, механические и другие его характеристики. Если в обычной технологии можно разделить свойства материала в объеме и его приповерхностных областях, то в данном случае влияние состояния поверхности резко возрастает и во многих случаях, как будет показано ниже, определяет свойства самого объекта, в том числе в ходе технологических операций.
В статье [12] с помощью просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения исследуется поведение наночастиц серебра (< 10 нм в диаметре) при деформации (рис.1). В этом исследовании наночастица помещалась на острие вольфрамовой иглы, давление создавалось микроманипулятором, изготовленным из монокристаллического ZrO2. Поведение наночастиц авторы называют псевдоэластичным (квазижидким), подразумевая под этим, что под напряжением частицы сжимаются, а после его снятия восстанавливают свою исходную форму. При этом вещество остается кристаллическим во время всего процесса.
Память формы объясняется минимизацией капиллярной энергии, то есть остаточная форма – это энергетический компромисс между поверхностной энергией наночастицы и энергией границы раздела Ag-W. В качестве механизма, объясняющего эволюцию формы частицы, можно предложить поверхностную диффузию. Приложенное напряжение может быть уменьшено путем перемещения атомов с поверхности наночастицы к интерфейсам Ag–W или Ag–ZrO2 и роста новых атомарных плоскостей.
Авторами работы [16] зарегистрирован спонтанный фазовый переход наноразмерных частиц PdSi из кристаллического состояния в аморфное, вызванный только уменьшением формы наночастицы без приложения каких-либо внешних воздействии (рис.2). Такое поведение авторы работы объясняют с помощью классических представлений – из условия минимализации свободной энергии Гиббса, которую они представляют как суперпозицию свободной энергии поверхности (возрастающей с ростом размера наночастицы) и свободной энергии объемного материала (уменьшающейся с ростом размера наночастицы).
Переход объекта через размерный порог приводит к резкому изменению структуры и связанных с ней свойств. Прежде всего, это касается состояния упорядоченности атомов, которое в предельных случаях может быть кристаллическим либо аморфным. Однако, как показано в [16], само по себе изменение размера вблизи величины порога не влияет на структуру.
Приведенные выше экспериментальные факты о возможности перехода нанообъектов в новое фазовое состояние при изменении размера являются совершенно новыми и требуют дополнительной проверки. Однако уже сейчас появляются предложения об использовании эффекта в микроэлектронной технологии, в частности, о применении квантово-размерных жидких кристаллов [17].
Другие особенности материала связаны с размером кристаллита. Достаточно широко обсуждалась возможность снижения температуры плавления при уменьшении размера кристаллита [18]. Характерный пример рассмотрен в [19]. Здесь уместно упомянуть, что изменение свойств с уменьшением размера объекта после порогового значения можно связать с экспериментами по наблюдению "локального анизотропного травления" [7]. Сам по себе эффект связывается с повышенным числом дефектов структуры вблизи поверхности и уменьшением энергии связи атома в узле кристаллической решетки. Уместно напомнить также, что исследования радиационных эффектов в кристаллической решетке кремния показали зависимость энергии радиационного дефектоообразования от температуры (уменьшается с нагревом кристалла и становится равной нулю при температуре плавления) [20]. Для нанокристаллов эксперименты по уменьшению энергии дефектообразования при нагреве пока не проведены. Другим важным эффектом, связанным с параметрами кристаллической решетки, является изменение радиационной стойкости и радиационного порога фазового перехода "монокристалл – аморфное состояние" при уменьшении объекта ниже размерного порога.
Одним из показательных эффектов, связанных с изменением структуры при уменьшении размеров объекта, является радиационная стойкость. Это явление было впервые зафиксировано при изучении свойств нанообъектов (углеродных нанотрубок) на космических кораблях, где существенным является эффект радиационных повреждений [21].
В дальнейшем эффект был обнаружен и подробно исследован на кремниевых наноразмерных структурах (порошки, пористый кремний) [22], а также на многослойных металлических объектах [23]. В последнем исследовании авторы облучали ряд многослойных тонкопленочных структур Nb–Cu с различной толщиной слоев (2,5, 5, 40 и 100 нм) ионами гелия с энергией 33 и 150 кэВ, дозой 6 · 1016–1,5 · 1017 см–2 при комнатной температуре. При толщинах слоев менее 20 нм не был выявлен "блистеринг" после облучения. Исследование проводилось с помощью ПЭМ высокого разрешения. Эффект объясняется тем, что энергия формирования точечных дефектов (вакансий) на границе раздела нанокомпозита Cu–Nb намного меньше, чем в монокристаллическом материале. Интерфейс является эффективной областью стока подвижных радиационных дефектов.
Также было исследовано влияние поверхности на радиационную стойкость. Сам эффект связан с прохождением компонентов пары Френкеля через границу раздела, и ее влияние на радиационное накопление дефектов можно также связывать с опубликованными результатами для монокристаллов [9], где было показано, что поля упругих напряжений, определяемые присутствием на поверхности кремния диэлектрических пленок SiO2 либо Si3N4, в силу противоположных воздействий (растяжение, сжатие) могут управлять разделением дефектов, рождающихся при радиационном облучении, в частности, при ионной имплантации [24].
Отметим также, что при рассмотрении радиационных повреждений нанокристаллов следует учитывать и роль компонентов ближних пар Френкеля, которой при описании радиационных эффектов в объемных монокристаллах считается целесообразным пренебрегать [25].
Эффект повышения радиационной стойкости связан с уменьшением размеров объекта ниже порогового уровня. Однако само по себе такое увеличение стойкости должно быть увязано с фазовым переходом "монокристалл – аморфное состояние" при облучении частицами, в частности при ионной бомбардировке. Этот фазовый переход подробно рассмотрен в работе [26], где экспериментально показано, что доза аморфизации для ионов в зависимости от их массы существенно меньше, чем для таких же ионов, использованных для аморфизации монокристаллов. Этот результат казалось бы противоречит гипотезе о радиационном накоплении дефектов в нанокристаллах, поскольку существующие модели аморфизации связывались с накоплением точечных дефектов, в частности вакансионных комплексов порядка 1020 см–3. Модель, использованная в этой работе, предполагает существование вблизи поверхности предаморфизированных областей, что вполне подтверждено последующими исследованиями, так как в приповерхностных областях повышена концентрация равновесных дефектов. Отметим, что изучались нанокристаллы кремния, сформированные в диэлектрической матрице SiO2, что само по себе может стимулировать фазовый переход. Уменьшение размеров объектов с образованием нанокристаллов, как уже отмечалось, может приводить к аморфизации и без радиационных воздействий, что, по нашему мнению, связывается с повышенной концентрацией равновесных дефектов в таких объектах.
Рассмотрим теперь радиационную аморфизацию при ионной бомбардировке. В последние годы было опубликовано несколько работ, в которых исследовались электрофизические свойства ионно-имплантированных нанопроволок [27, 28], однако эффекты ионного облучения, связанные с введением дефектов кристаллической структуры, которые могли бы ограничить электрофизические характеристики имплантированных ионов примеси, до сих пор остаются практически не изученными. Недавно было обнаружено изгибание нанопроволок арсенида галлия под воздействием ионного облучения. Предположительно, главным механизмом этого изгибания является пространственное разделение междоузельных и вакансионных дефектов [29]. В этой связи следует обратить внимание на результаты наблюдения аморфизации в работе [30], где экспериментально исследовалась деформация кремниевых нанопроволок при облучении ионами. Механизм изгибания не был полностью изучен, однако было показано, что причиной деформации проволок служили механические напряжения, возникающие на границе раздела аморфной, полученной при облучении, и кристаллической фаз (рис.3). В работе показано, что уменьшение размера (диаметра вискерса) приводит к уменьшению дозы аморфизации.
В настоящее время основным методом механической обработки образцов на наноуровне является воздействие фокусированным ионным пучком (ФИП). Сфокусированные пучки ионов, обычно галлия (Ga+), позволяют локально травить и осаждать материал в наноразмерных областях. ФИП применяется, например, для прототипирования ИС [31], трехмерного анализа материалов и структур [32, 33], экстракции и подготовки образцов к электронной микроскопии [34, 35], исследования пороговых размерных свойств материалов и структур в нанотехнологиях [36, 37], а также во многих других областях. Однако ФИП-обработка не только удаляет приповерхностные атомы, но и смещает атомы нижележащих слоев от их состояния равновесия, вызывая каскады соударений и структурные повреждения [36]. Эти эффекты, типичные для процессов ионного излучения, вызваны бомбардировкой поверхности потоком тяжелых высокоэнергетических ионов, однако тот факт, что применяемые пучки плотно сфокусированы, вносит свои особенности в процесс расчета траекторий ионов и вызванных ими структурных повреждений [38, 39]. Эффекты, связанные с обработкой ФИП, также могут быть причиной наблюдаемых изменений механических свойств нанообъектов [36, 40–42].
Повреждения, которые вносятся ФИП-обработкой, включают аморфизацию поверхности [43], генерацию дефектов кристаллической решетки [44] и формирование интерсоединений между материалом образца и ионами пучка [45]. Эти данные необходимо учитывать при подготовке образцов к исследованию методами ФИП, особенно если речь идет о структурном или фазовом анализе. Как будет показано ниже, сама по себе обработка ФИП может вносить искажения в наблюдаемый результат, причем эти искажения могут наблюдаться на достаточно большом удалении от подвергшегося обработке участка.
Изменение свойств материала при воздействии ФИП было недавно описано в работе [49] на примере нанокристаллов золота. Сделано заключение, что такой технологический процесс приводит к существенным изменениям структуры монокристалла и должен всерьез обсуждаться с позиций применения в нанотехнологии электроники. Обнаруженные в [49] структурные изменения обсуждались на конференции ConFab 2017 [46]. Описанные в работе [47] результаты одного из обсужденных на данной конференции докладов, подробно представленные в статье [49], являются наиболее важными, судя по публикации в одном из последних номеров журнала Solid State Technology. Однако отметим, что подобное явление было детально описано нами в работе, проведенной на кремнии [50], и подтверждается результатами, которые будут подробно описаны ниже. Возможно, что ссылка на эти результаты отсутствует из-за того, что они получены для реально используемой технологии кремниевой электроники.
ИССЛЕДОВАНИЯ ФИЗИЧЕСКИХ СВОЙСТВ КРЕМНИЕВЫХ НАНОСТРУКТУР
В [50] на установке FEI Quanta 200 3D с помощью ФИП в монокристаллическом кремнии была вытравлена одномерная протяженная структура. Энергия ионов составляла 5 КэВ, ток пучка – 1 нА. Травление образца проводилось в режиме сканирования с заданным временем 20 мкс в каждой точке траектории. Диаметр зонда составлял около 2,75 мкм. В работе использовались пластины монокристаллического кремния с ориентацией (100). Травление образца проводилось по параллельным траекториям таким образом, чтобы между двумя канавками оставался наноразмерный зазор (рис.4), величиной которого можно было управлять путем переноса координаты начальной точки одной из траекторий сканирования в направлении, перпендикулярном направлению сканирования. Управление велось таким образом, чтобы этот зазор уменьшался от канавки к канавке.
Полученная рельефная структура имела трапециевидное сечение (рис.4b). Когда размер рельефа приблизился к 40 нм (в верхней части), произошло его самопроизвольное изгибание (рис.4а). Таким образом, в данном эксперименте материал проявил пластические свойства, которые не характерны для монокристаллического кремния, обладающего высокой твердостью. Под воздействием ФИП в материале одновременно происходят два процесса: распыление атомов приповерхностного слоя и пластическое течение, связанное с введением избыточной концентрации радиационных подвижных дефектов. Приповерхностный слой, образующийся в том числе на стенках кратера травления ФИП, имеет свойства, отличные от свойств основного материала.
Рассмотрим случай, когда два кратера травления расположены в непосредственной близости друг от друга. На стенках каждого из них имеются области с повышенной концентрацией неравновесных радиационных дефектов. При сближении этих областей, начинается их взаимное влияние друг на друга, и, в конце концов, они полностью перекрываются. Общая концентрация дефектов возрастает, что сопровождается ростом механических напряжений в этом слое и, как следствие, пластическим течением материала. При преодолении пороговой концентрации дефектов может происходить также полная аморфизация материала в рассматриваемой области.
Причины этого явления, на первый взгляд, связаны с внедрением избыточной концентрации дефектов при обработке ФИП. Однако, отметим, что нижняя часть полученной структуры на рис.4, а также часть, имеющая большие поперечные размеры, не проявили пластических свойств, хотя также подвергались воздействию ФИП. Следы трещин в нижней части рис.4 свидетельствуют о том, что структура проявила свойства твердого вещества. Отсюда можно сделать вывод, что определяющее значение для проявления пластических свойств в данной структуре имел именно размерный параметр. Часть структуры, перешедшая через размерный порог, проявила пластические свойства, в то время как не перешедшая часть проявила повышенную твердость в соответствии с классическими представлениями, изложенными в законе Холла – Петча [11].
В работе [50] коллективом лаборатории РМТиА МИЭТ были исследованы особенности формирования наноразмерного рельефа на стенках кратера при травлении кремния фокусированным ионным пучком. Обнаружено, что в зависимости от условий эксперимента, образовавшиеся поверхности цилиндров отличаются от идеально гладких, так как формируются кольцеобразные наплывы, расположенные друг от друга на одинаковых расстояниях (рис.5). В этой работе для травления использовались ионы Ga+ c варьированием энергии от 5 до 30 КэВ и тока пучка от 1 до 20 нА. Травление образца проводилось при неподвижном положении пучка перпендикулярно поверхности образца. Время травления варьировалось от 1 до 50 мкс. В работе исследовалась зависимость наблюдаемых пластических явлений от ориентации монокристаллического кремния. Для пластин с ориентацией (111) и (100) зависимость наблюдаемых явлений от кристаллографической ориентации не наблюдалась. При плотности тока ионого пучка 2,16 мкА/см2 отмечены ярко выраженные наплывы на стенках цилиндра (рис.5), а при снижении плотности тока до 1,07 мкА/см2 образование наплывов отсутствовало.
Для изучения структурных свойств рассматриваемых образцов было выполнено исследование структуры образовавшихся наплывов. Из представленных на рис.6 изображений следует, что линии Кикучи слабо видны в области облучения ионами (рис.6а), в отличие от области без облучения (рис.6b). Остаточная видимость в необлученной области обусловлена тем, что дифракция происходит в поверхностном слое кремния с большей толщиной, чем у аморфизированного слоя. Исследование дифракции быстрых электронов проводилось при ускоряющем напряжении 30 кВ, токе 9,7 нА, угле наклона исследуемой поверхности 70°. При данных условиях электроны по большей части отражаются от поверхности, и лишь небольшая их часть с высокой энергией проникает на глубину около 150–200 нм.
Таким образом, экспериментально показано, что поверхность кратера является аморфизованной. Из того следует, что преобладающим механизмом в формировании стенок цилиндров является не перераспыление, а пластическое течение, связанное с введением избыточной концентрации подвижных радиационных дефектов. Можно сделать вывод, что в описанном эксперименте, выполненном в рамках исследования [50], зафиксирована зависимость процесса формирования периодических структур при ионном травлении от плотности тока ионного пучка и независимость от времени травления. Полученные результаты находятся в противоречии с классическими представлениями о формировании рельефа при ионном травлении за счет перераспыления материала, что заставило обсуждать альтернативные точки зрения на данный процесс. Альтернативный механизм, связанный с пластическим течением [48], обсуждался в мировой научной литературе совсем недавно. Также, отметим, что аналогичный эффект наблюдался для металлов в недавней статье [49], однако нашим коллективом этот эффект был открыт на несколько лет раньше [50].
Согласно современным представлениям, при облучении монокристаллической подложки ионным пучком, направленным к ее поверхности под некоторым углом θ, меньшим критического, возникают каскады радиационных смещений, приводящие к направленному движению существенных потоков междоузельных и вакансионных дефектов вблизи поверхности и сопровождающиеся пластическим течением материала [48]. Плотность дефектов в возникающих радиационных каскадах значительна, что приводит к полной аморфизации приповерхностного слоя.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Приведенные результаты показывают, что уменьшение элементов структуры вплоть до наноразмеров может приводить к кардинальным изменениям ее механических свойств, в связи с чем стоит обратить внимание на результаты по формированию наноструктуры рекордно малых размеров, продемонстрированной недавно фирмой IBM (транзисторная структура FinFet, выполненная по проектным нормам 7 нм) [51].
Особое внимание состоянию структуры в наноразмерных объектах необходимо уделять при рассмотрении результатов радиационных воздействий на нанообъекты. Резкое увеличение радиационной стойкости в нанообъектах [8], которое фиксируется по изменению функциональных свойств приборов, противоречит фактам уменьшения дозы аморфизации нанообъектов [26]. Эти вопросы отдельно обсуждались в работах [52], а также в ряде работ, выполненных в нашей лаборатории [7, 54]. Отметим, что фазовый переход при меньших (по сравнению с монокристаллом) дозах облучения связан, по нашему мнению, с накоплением критической дозы дефектов, в частности, вакансионных V-V центров [53], которая складывается из равновесной концентрации и неравновесной радиационной составляющей. В этом случае ожидается, что равновесная концентрация при данной температуре повышена [54].
В рамках предлагаемого единого подхода к рассмотрению свойств наноразмерных объектов, учитывающего взаимодействие подвижных дефектов с границами наноразмерных объектов, влияние поверхностей и границ раздела, можно развивать описание различных физических явлений, таких как аморфизация и пластическое течение твердых материалов. Переход объекта через размерный порог приводит к резкому изменению структуры и связанных с ней свойств. Прежде всего, это касается состояния упорядоченности атомов, которое в предельных случаях может быть кристаллическим либо аморфным. В опубликованной нами работе [50] показано, что радиационные процессы могут приводить к настолько существенным изменениям структуры, что на границах травления могут наблюдаться наплывы, связанные с формированием областей, обладающих пластическим течением. Этот же эффект подробно обсуждался на недавней конференции ConFab [47], а в работе [49] он был рассмотрен более подробно, однако ее результаты практически совпадают с результатами ранее опубликованной работы [50].
Рассмотренные размерные эффекты изменения механических свойств и структуры наноразмерных объектов необходимо учитывать при изготовлении образцов, пробоподготовке, а также при проведении исследований, так как они могут вносить искажения в наблюдаемый результат. Проявления квазижидких (аморфных) свойств возможны как при изготовлении, так и при исследовании образцов. Это касается не только процессов обработки и проведения контроля в лаборатории, но и технологического контроля in-situ.
Работа поддержана грантом Российского научного фонда, проект № 15-19-10054.
ЛИТЕРАТУРА
1. Герасименко Н.Н. Как готовить кадры для нанотехнологии // НАНОИНДУСТРИЯ. 2011. № 1. C. 50.
2. Гаврилов С.А., Герасименко Н.Н., Рыгалин Б.Н., Тимошенков С.П. Наноинженерия – воплощение нанотехнологии в реальной продукции // Нано- и микросистемная техника. 2009. №12. С. 3.
3. Gerasimenko N.N. et al. Quantum-dimensional structures produced by ion-implantation // Nuclear instruments and methods in physics research B. 2003. Vol. 206. P. 644.
4. Parkhomenko Yu.N., Belogorokhov A.I., Gerasimenko N.N. Properties of self-organized SiGe Nanostructures formed by ion implantation // Semiconductors. 2004. Vol. 38. No. 5. P. 572.
5. Balakleyskiy N.S., Gerasimenko N.N., Zaporozhan O.A. Room temperature near-IR photoluminescence and lasing from self-organized Ge QDs formed by ion implantation in silicon // Proc. Of Advanced Solid State Lasers conf., Japan. 2017.
6. The International Technology Roadmap for Semiconductors; URL: http://www.itrs2.net/itrs-news.html.
7. Герасименко Н.Н., Гудаев Г.А., Двуреченский А.В. и др. Процесс аморфизации кремния при облучении тяжелыми ионами // Физика и техника полупроводников. 1986. Т. 10. В. 7. С.1237.
8. Герасименко Н.Н., Смирнов Д.И. Радиационная стойкость наноструктур // Нано- и микросистемная техника – М.: Новые технологии. 2008. № 9. С. 2.
9. Смирнов Л.С. Физические процессы в облученных полупроводниках. Монография, главы 5, 6. Новосибирск: Наука, 1977. 256 c.
10. Jang D. and Greer J.R. Plasticity in small-sized metallic systems: Intrinsic versus extrinsic size effect // Progress in Materials Science. 2011. Vol. 56(6). P. 654–724.
11. Greer J.R., Nix W.D. Size dependence of mechanical properties of gold at the sub-micron scale // Applied Physics. 2005. Vol. 80. Iss. 8. P. 1625–1629.
12. Sun J., He L. et al. Liquid-like pseudoelasticity of sub-10-nm crystalline silver particles // Nature Materials. 2014. Vol. 4105. P. 1.
13. Ashkenazy Y., Averback R.S. Irradiation Induced Grain Boundary Flow: A New Creep Mechanism at the Nanoscale // Nano Letters. 2012. Vol. 12(8). P. 4084.
14. Mayr G., Ashkenazy Y., Albe K. et al. Mechanisms of Radiation-Induced Viscous Flow: Role of Point Defects // Physics Review Letters. 2003. Vol. 90. No 5. P. 055505.
15. Hawa T., Henz B., Zachariah M. Computer Simulation of Nanoparticle Aggregate Fracture // Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 2008. Vol. 1056.
16. Sun Y.T., Cao C.R. Real-space imaging of nucleation and size indused amorphization in PdSi nanoparticles // Intermetallics. 2016. Vol. 74. P. 31.
17. Harter J.W., Zhao Z.Y., Yan J. et al. A parity-breaking electronic nematic phase transition in the spin-orbit coupled metal Cd_2Re_2O_7 // Science. 2017. Vol. 356. № 6335. P. 295.
18. Taton T.A. Nanoscale Materials in Chemistry Edited by Kenneth J. NY: Wiley-Interscience, 2001. 292 p.
19. Djurabekova F., Backman M., Pakarinen O.H. et al. Amorphization of Ge nanocrystals embedded in amorphous silica under ion irradiation // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research Section B: Beam Interactions with Materials and Atoms. 2009. Vol. 267. № 8. С. 1235.
20. Смирнов Л.С. Физические процессы в облученных полупроводниках. – Новосибирск: Наука, 1977. C. 21.
21. Shaw H.C., Liu D., Jacobs B.W. et al. 12th NASA Symposium on VLSI Design, Coeur d’Alene, Idaho, USA, Oct. 4–5, 2005.
22. Герасименко Н.Н., Смирнов Д.И., Медетов Н.А. и др. Влияние размерных эффектов на радиационную стойкость нанокристаллических материалов // Известия вузов. Электроника. 2013. № 6(104). C. 24–31.
23. Misra A., Demcowicz M.J. et al. The Radiation Damage Tolerance Of Ultra-High Strength Nanolayered Composites // JOM, 2007. No 9. P. 62–65.
24. Romanov S.I., Smirnov L.S. Interaction of point-defects with SiO2–Si interface // Soviet physics semiconductors-USSR. 1976. Vol. 10. № 5. P. 519.
25. Емцев В.В., Машовец Т.В. Примеси и точечные дефекты в полупроводниках. – М.: Радио и связь, 1981. 248 с.
26. Djurabekova F., Backman M., Nordlund K. Atomistic modelling of the interface of Si nanocrystal structures in a-SiO2 before and after ion irradiation // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research B. 2008. Vol. 266. P. 2683.
27. Hoffmann S., Bauer J., Ronning C., et al. Axial p-n Junctions Realized in Silicon Nanowires by Ion Implantation // Nano Letters. 2009. Vol. 9. P. 1341.
28. Kanungo P.D., Kogler R., Nguyen-Duc K. et al. Ex situ n and p doping of vertical epitaxial short silicon nanowires by ion implantation // Nanotechnology. 2009. Vol. 20. P. 165706.
29. Borschel C., Niepelt R., Geburt S. et al. Alignment of Semiconductor Nanowires Using Ion Beams // Small. 2009. Vol. 5. P. 2576.
30. Pecora E.F., Irrera A., Boninelli S. et al. Nanoscale amorphization, bending and recrystallization in silicon nanowires // Applied Physics A. 2011. Vol. 102. P. 13.
31. Brousseau E.B., Dimov S.S. & Pham D.T. Some recent advances in multi-material micro- and nano-manufacturing // The International Journal of Advanced Manufacturing Technology 47. 2009. P. 161–180. DOI: 10.1007/s00170-009-2214-5.
32. Inkson B.J., Mulvihill M. & Mцbus G. 3D determination of grain shape in a FeAl-based nanocomposite by 3D FIB tomography // Scripta Materialia 45. P 753–758. 2001. DOI: 10.1016/S1359-6462(01)01090-9.
33. Lasagni F. et al. Three-dimensional characterization of ‘as-cast’ and solution-treated AlSi12(Sr) alloys by high-resolution FIB tomography // Acta Materialia 55. P 3875–3882. 2007. DOI: 10.1016/j.actamat.2007.03.004.
34. Mayer J., Giannuzzi L.A., Kamino T. & Michael J. TEM Sample Preparation and FIB-Induced Damage // MRS Bulletin 32. P. 400–407. 2007. DOI: 10.1557/mrs2007.63.
35. Giannuzzi L.A. & Stevie F.A. A review of focused ion beam milling techniques for TEM specimen preparation // Micron 30. P. 197–204. 1999. DOI: 10.1016/S0968-4328(99)00005-0.
36. Mayr G., Ashkenazy Y., Albe K. et al. Mechanisms of Radiation-Induced Viscous Flow: Role of Point Defects // Physics Review Letters. 2003. Vol. 90. No. 5. P. 055505.
37. Uchic M.D., Dimiduk D.M., Florando J.N. & Nix W.D. Sample Dimensions Influence Strength and Crystal Plasticity // Science 305. P. 986–989. 2004. DOI: 10.1126/science.1098993.
38. Robinson M.T. & Torrens I.M. Computer simulation of atomic-displacement cascades in solids in the binary-collision approximation // Physical Review B 9. 1974. P. 5008–5024.
39. Yi X. et al. Direct observation of size scaling and elastic interaction between nano-scale defects in collision cascades // Europhysics Letters 110. 36001. 2015.
40. Giannuzzi L.A. & Stevie F.A. A review of focused ion beam milling techniques for TEM specimen preparation // Micron 30. P. 197–204. 1999. DOI: 10.1016/S0968-4328(99)00005-0.
41. Hofmann, F. et al. Lattice swelling and modulus change in a helium-implanted tungsten alloy: X-ray micro-diffraction, surface acoustic wave measurements, and multiscale modelling // Acta Materialia. 2015. Vol. 89. P. 352.
42. Shim S., Bei H., Miller M.K., Pharr G.M. & George E.P. Effects of focused ion beam milling on the compressive behavior of directionally solidified micropillars and the nanoindentation response of an electropolished surface // Acta Materialia. 2009. Vol. 57. P. 503.
43. Kiener D., Motz C., Rester M., Jenko M. and Dehm G. FIB damage of C and possible consequences for miniaturized mechanical tests // Materials Science and Engineering: A. 2007. Vol. 459. P. 262.
44. Giannuzzi L. A., Geurts R. and Ringnalda J. 2 keV Ga+ FIB Milling for Reducing Amorphous Damage in Silicon // Microscopy and Microanalysis. 2005. Vol. 11. P. 828.
45. Yu J., Liu J., Zhang J. & Wu J. TEM investigation of FIB induced damages in preparation of metal material TEM specimens by FIB // Materials Letters. 2006. Vol. 60. P. 206.
46. Сборник тезисов конференции ConFab 2017, May 14–17, 2017. San Diego, CA. [URL]: http://theconfab.com/2017-conference/2017-conference-proceedings.
47. Engineering techniques is damaging material, research reveals // Solid state technology blogs [URL]: http://electroiq.com/blog/2017/04/engineering-technique-is-damaging-materials-research-reveals.
48. Castro M., Gago R., Vazquez L. et al. Stress-induced solid flow drives surface nanopatterning of silicon by ion-beam irradiation // Physics Review B. 2012. Vol. 86. P. 214107.
49. Hofmann F., Tarleton E., Harder R.J. et al. 3D lattice distortions and defect structures in ion-implanted nanocrystals // Science Reports. 2017. Vol. 7. P. 45993.
50. Gerasimenko N.N., Chamov A.A., Medetov N.A. et al. Specific Features of Relief Formation on Silicon Etched by a Focused Ion Beam // Technical Physics Letters. 2010. Vol. 36. № 11. P. 991.
51. Antony S. Beyond silicon: IBM unveils world’s first 7nm chip [URL]: https://arstechnica.co.uk/gadgets/2015/07/ibm-unveils-industrys-first-7nm-chip-moving-beyond-silicon.
52. Герасименко Н.Н., Смирнов Д.И., Запорожан О.А. Радиационная стойкость полупроводниковых наноструктур // В кн.: Физические и физико-химические основы ионной имплантации: Тезисы докладов V Всероссийской конференции и школы молодых ученых и специалистов. – Н. Новгород. 2014. C. 32.
53. Gerasimenko N.N., Dvurechenskii A.V., Smirnov L.S. et al. Amorphisation of ion implanted crystals // Crystall Lattice Defects. 1971. Vol. 2. P. 125.
54. Герасименко Н.Н., Смирнов Д.И., Медетов Н.А. и др. Влияние размерных эффектов на радиационную стойкость нанокристаллических материалов // Известия вузов. Электроника. 2013. Вып. 6. № 104. С. 31.
1 Национальный исследовательский университет МИЭТ (Москва) / National Research University of Electronic Technology MIET (Moscow).
2 Институт электрофизики УрО РАН (Екатеринбург) / Institute of Electrophysics UD RAS.
3 ОАО "Ангстрем-Т" (Москва) / Angstrem-T (Moscow).
Определение явления наноразмерности затруднено появлением специфических свойств материалов, что представляет большую проблему как в изготовлении, так и в экспериментальном исследовании их свойств. Например, применяемый в твердотельной электронике монокристаллический кремний трудно получить в порошкообразном состоянии, когда можно говорить о его наносвойствах, поскольку после прохождения размерного порога нанозерна слипаются и интенсивно окисляются. В комнатных условиях последнее может приводить к взрыву.
Информация о фундаментальных свойствах новых действительно наноразмерных материалов в ряде случаев до сих пор является фрагментарной и противоречивой, затрудняя развитие реальной технологии, в частности, твердотельной наноэлектроники.
Развитие нового научного направления связано с появлением новых областей в научно-технической терминологии. Например, для термина "наноиндустрия" потребовалось специальное разъяснение в литературе [1]. С другой стороны, употребляемые, казалось бы, понятные термины иногда могут вводить в заблуждение. Например, часто путаются и неправильно употребляются термины "нанопровода" и "нанопроволоки".
Разумеется, новое направление требует подготовки специалистов для исследований, образования и технологий с учетом сверхбыстрого развития научных основ лабораторных и технологических подходов [2].
Особую важность новое научно-техническое направление приобретает, на наш взгляд, при переходе к промышленному освоению научных результатов, представлений, новых возможностей и технологий. Возникающие при этом трудности заставляют искать принципиально новые подходы к исследованиям, созданию технологических основ, конструированию и производству новых материалов, технологических сред и оборудования. При этом существующие технологические возможности требуют либо чрезмерных затрат, либо новых путей, а иногда и кардинальных изменений. И даже известные и достаточно хорошо освоенные промышленностью технологические средства при создании наноразмерных объектов в электронике проявляют как новые возможности, так и обуславливают новые трудности, требуя постоянного внимания со стороны исследователей и выдвигая новые принципы взаимодействия ученых и инженеров, которые можно объединить понятием "научное сопровождение технологии". Имеется ввиду постоянный процесс, а не фрагментарные контакты.
В связи с представленными выше соображениями обратим внимание на две характерные ситуации. Первая связана с проблемами применения фотолитографии в области сверхмалых размеров, где оптические приборы обретают новые конструктивные особенности в связи с продвижением в дальнюю часть УФ-диапазона, что приводит к резкому удорожанию оборудования. В последующих материалах мы расскажем о разработанных в нашей стране и предложенных для освоения промышленностью подходах, основанных на использовании фокусированных рентгеновских пучков. Эта возможность уже обсуждалась на предприятии ПАО "Микрон" и может стать весьма перспективной.
Другой пример касается применения в промышленности метода и оборудования для ионной имплантации, и синтеза. Эта широко распространенная технология практически не используется для создания наноразмерных (квантово-размерных) структур для получения принципиально новых приборов и ИС, сочетающих возможности интегральной электроники и фотоники. В международной литературе можно встретить достаточно много материалов по этому направлению, однако квантово-размерные излучающие структуры на основе системы "германий – кремний" в подавляющем большинстве случаев изготавливаются с помощью молекулярно-лучевой эпитаксии. Первые и пока единственные работы по использованию в этих целях ионной имплантации [3, 4] показали, что подготовка ионного синтеза Si–Ge наноструктур требует достаточно длительного времени, но в настоящее время процесс готов к использованию в промышленности. Выявлен ряд новых особенностей, присущих только ионному пучку, которые при правильном учете позволяют получить рекордные результаты. Однако незнание этих особенностей может приводить ко многим практическим трудностям [5].
Современная технология производства изделий микроэлектроники в своем развитии движется по путям уменьшения топологических размеров и увеличения степени интеграции, внедрения новых материалов, перехода к трехмерной интеграции, а также появления гибридных устройств и приборов, работающих на новых физических принципах [6]. Развитие микроэлектроники происходит путем ее эволюции в наноэлектронику, то есть с переходом через размерные пороги, при которых резко изменяются электрофизические, структурные, механические, оптические и другие свойства материалов и структур, что необходимо учитывать как при формировании и реализации технологического цикла их изготовления, так и при построении системы контроля параметров.
Электрофизические и оптические свойства объектов в состоянии размерного квантования, а также магнитные свойства в данной работе практически не рассматриваются, поскольку их учет и обсуждение проводятся на стадии реализации принципов функционирования прибора и его конструирования. Не рассматриваются также такие характерные для наноструктур эффекты, как туннелирование, баллистические эффекты и т.д. Предметом же обсуждения являются особенности изменения структуры и механических свойств, которые рассматриваются с точки зрения их влияния на результат контрольно-измерительных операций, сопровождающих процессы формирования.
Выбор в пользу исследования именно этих групп параметров обусловлен тем обстоятельством, что большая часть измерений в технологическом цикле производства ИС касаются геометрических и структурных параметров получаемых приборных элементов. Предлагаемые подходы позволяют приблизиться к реализации процессов наноэлектроники, когда проектные нормы переходят через либо эмпирические, либо теоретические размерные пороги, причем учет таких изменений необходим для получения достоверных результатов контроля геометрических параметров структур.
ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ОБЪЕКТОВ В НАНОДИАПАЗОНЕ
Рассмотрим некоторые изменения, которые происходят при развитии технологии микроэлектроники в область наноразмеров и которые в последнее время достоверно установлены, однако не всегда учитываются при формировании технологических циклов изготовления малоразмерных структур и еще реже принимаются во внимание при разработке методологии их контроля.
Особенности структуры, связанные с изменением фундаментальных параметров объектов, такие как энергия связи атомов с узлом кристаллический решетки (или узлом упорядоченного квазижидкого состояния), концентрация равновесных для данной температуры дефектов структуры (подвижных вакансий и междоузельных атомов, либо их комбинаций), а также роль поверхности при формировании структурных свойств будет рассматриваться либо с точки зрения известных к настоящему времени фактов и представлений, либо с позиций гипотетического описания возможных эффектов, которые нуждаются в экспериментальной проверке. Структурные параметры нанообъекта определяют многие его свойства, включая температуру плавления, радиационную стойкость, фазовые переходы монокристалл-аморфное состояние, диффузионные процессы и т.д. Следует отметить, что определенную информацию об упомянутых выше параметрах наноструктур можно получить из анализа приповерхностных свойств монокристаллов, обнаруженных и описанных ранее.
По мнению авторов, пока не существует методов детального численного рассмотрения параметров элементарной ячейки в пределах нанообъекта. Заметим однако, что ряд наблюдавшихся эффектов могут быть напрямую связаны с другими экспериментально наблюдаемыми и описанными ранее явлениями. Например, резкое уменьшение температуры плавления нанообъекта может быть сопоставлено с наблюдавшимся ранее эффектом "локального анизотропного плавления" [7] в приповерхностных слоях монокристаллического кремния, что объяснялось наличием в них структурных дефектов, уменьшением энергии связи атома с узлом кристаллической решетки и, соответственно, увеличением концентрации равновесных структурных дефектов в этих слоях, а также поведением структурных дефектов внутри нанообъекта, включая их зарождение и аннигиляцию. Особо следует рассмотреть изменения равновесной концентрации дефектов при данной температуре. С учетом этого параметра необходимо изучать и эффекты, связанные с радиационным воздействием на нанообъекты, включая повышение радиационной стойкости [8], а также радиационно-стимулированную аморфизацию монокристаллов [9]. Здесь же необходимо учитывать роль ближних пар Френкеля и состояние поверхности нанообъекта.
Сначала остановимся подробнее на поликристаллических материалах, играющих важную роль в тонкопленочной полупроводниковой технологии. В настоящее время установлено, что изменение механических характеристик обусловлено в значительной степени характером микроструктуры наноматериала [10, 11]. Например, значение микротвердости и пластичности зависят от размера зерна и плотности дислокаций в поликристаллическом материале. В классическом представлении данные закономерности явным образом не учитывались, однако эксперименты, проведенные в последнее десятилетие, убедительно показали, что механические и пластические свойства наноматериалов существенно зависят от размера наночастиц [12]. Определение механизмов выявленных закономерностей является предметом для научных исследований. Оба фактора – микроструктура наноразмерного материала и размер исследуемого объекта – играют важную роль в изменении механических характеристик.
Для поликристаллических материалов в случае последовательного уменьшения размера кристаллитов особый интерес традиционно представлял вопрос взаимодействия структурных дефектов с границами зерен. Согласно классического закона Холла – Петча, границы зерен выступают в качестве ограничивающего фактора для движения дислокаций, что выражается в увеличении микротвердости и предела текучести поликристаллического материала при уменьшении размера зерна. Однако при рассмотрении нанокристаллических материалов с размерами зерен менее нескольких десятков нанометров описание пластической деформации требует учета широкого круга явлений, связанных со взаимодействием между структурными дефектами и границами кристаллитов [13, 14].
Особенности малоразмерных кристаллических объектов с учетом изменения прежде всего механических свойств (микротвердости, прочности, и т.д.) наиболее наглядно демонстрируются в одной из первых работ по их моделированию [15]. В работе наглядно показывается, как меняются механические свойства при прохождении через размерный порог. Результаты модельного эксперимента в дальнейшем были подтверждены экспериментально и будут обсуждены ниже.
Отметим влияние поверхности наноразмерного объекта на электрические, механические и другие его характеристики. Если в обычной технологии можно разделить свойства материала в объеме и его приповерхностных областях, то в данном случае влияние состояния поверхности резко возрастает и во многих случаях, как будет показано ниже, определяет свойства самого объекта, в том числе в ходе технологических операций.
В статье [12] с помощью просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения исследуется поведение наночастиц серебра (< 10 нм в диаметре) при деформации (рис.1). В этом исследовании наночастица помещалась на острие вольфрамовой иглы, давление создавалось микроманипулятором, изготовленным из монокристаллического ZrO2. Поведение наночастиц авторы называют псевдоэластичным (квазижидким), подразумевая под этим, что под напряжением частицы сжимаются, а после его снятия восстанавливают свою исходную форму. При этом вещество остается кристаллическим во время всего процесса.
Память формы объясняется минимизацией капиллярной энергии, то есть остаточная форма – это энергетический компромисс между поверхностной энергией наночастицы и энергией границы раздела Ag-W. В качестве механизма, объясняющего эволюцию формы частицы, можно предложить поверхностную диффузию. Приложенное напряжение может быть уменьшено путем перемещения атомов с поверхности наночастицы к интерфейсам Ag–W или Ag–ZrO2 и роста новых атомарных плоскостей.
Авторами работы [16] зарегистрирован спонтанный фазовый переход наноразмерных частиц PdSi из кристаллического состояния в аморфное, вызванный только уменьшением формы наночастицы без приложения каких-либо внешних воздействии (рис.2). Такое поведение авторы работы объясняют с помощью классических представлений – из условия минимализации свободной энергии Гиббса, которую они представляют как суперпозицию свободной энергии поверхности (возрастающей с ростом размера наночастицы) и свободной энергии объемного материала (уменьшающейся с ростом размера наночастицы).
Переход объекта через размерный порог приводит к резкому изменению структуры и связанных с ней свойств. Прежде всего, это касается состояния упорядоченности атомов, которое в предельных случаях может быть кристаллическим либо аморфным. Однако, как показано в [16], само по себе изменение размера вблизи величины порога не влияет на структуру.
Приведенные выше экспериментальные факты о возможности перехода нанообъектов в новое фазовое состояние при изменении размера являются совершенно новыми и требуют дополнительной проверки. Однако уже сейчас появляются предложения об использовании эффекта в микроэлектронной технологии, в частности, о применении квантово-размерных жидких кристаллов [17].
Другие особенности материала связаны с размером кристаллита. Достаточно широко обсуждалась возможность снижения температуры плавления при уменьшении размера кристаллита [18]. Характерный пример рассмотрен в [19]. Здесь уместно упомянуть, что изменение свойств с уменьшением размера объекта после порогового значения можно связать с экспериментами по наблюдению "локального анизотропного травления" [7]. Сам по себе эффект связывается с повышенным числом дефектов структуры вблизи поверхности и уменьшением энергии связи атома в узле кристаллической решетки. Уместно напомнить также, что исследования радиационных эффектов в кристаллической решетке кремния показали зависимость энергии радиационного дефектоообразования от температуры (уменьшается с нагревом кристалла и становится равной нулю при температуре плавления) [20]. Для нанокристаллов эксперименты по уменьшению энергии дефектообразования при нагреве пока не проведены. Другим важным эффектом, связанным с параметрами кристаллической решетки, является изменение радиационной стойкости и радиационного порога фазового перехода "монокристалл – аморфное состояние" при уменьшении объекта ниже размерного порога.
Одним из показательных эффектов, связанных с изменением структуры при уменьшении размеров объекта, является радиационная стойкость. Это явление было впервые зафиксировано при изучении свойств нанообъектов (углеродных нанотрубок) на космических кораблях, где существенным является эффект радиационных повреждений [21].
В дальнейшем эффект был обнаружен и подробно исследован на кремниевых наноразмерных структурах (порошки, пористый кремний) [22], а также на многослойных металлических объектах [23]. В последнем исследовании авторы облучали ряд многослойных тонкопленочных структур Nb–Cu с различной толщиной слоев (2,5, 5, 40 и 100 нм) ионами гелия с энергией 33 и 150 кэВ, дозой 6 · 1016–1,5 · 1017 см–2 при комнатной температуре. При толщинах слоев менее 20 нм не был выявлен "блистеринг" после облучения. Исследование проводилось с помощью ПЭМ высокого разрешения. Эффект объясняется тем, что энергия формирования точечных дефектов (вакансий) на границе раздела нанокомпозита Cu–Nb намного меньше, чем в монокристаллическом материале. Интерфейс является эффективной областью стока подвижных радиационных дефектов.
Также было исследовано влияние поверхности на радиационную стойкость. Сам эффект связан с прохождением компонентов пары Френкеля через границу раздела, и ее влияние на радиационное накопление дефектов можно также связывать с опубликованными результатами для монокристаллов [9], где было показано, что поля упругих напряжений, определяемые присутствием на поверхности кремния диэлектрических пленок SiO2 либо Si3N4, в силу противоположных воздействий (растяжение, сжатие) могут управлять разделением дефектов, рождающихся при радиационном облучении, в частности, при ионной имплантации [24].
Отметим также, что при рассмотрении радиационных повреждений нанокристаллов следует учитывать и роль компонентов ближних пар Френкеля, которой при описании радиационных эффектов в объемных монокристаллах считается целесообразным пренебрегать [25].
Эффект повышения радиационной стойкости связан с уменьшением размеров объекта ниже порогового уровня. Однако само по себе такое увеличение стойкости должно быть увязано с фазовым переходом "монокристалл – аморфное состояние" при облучении частицами, в частности при ионной бомбардировке. Этот фазовый переход подробно рассмотрен в работе [26], где экспериментально показано, что доза аморфизации для ионов в зависимости от их массы существенно меньше, чем для таких же ионов, использованных для аморфизации монокристаллов. Этот результат казалось бы противоречит гипотезе о радиационном накоплении дефектов в нанокристаллах, поскольку существующие модели аморфизации связывались с накоплением точечных дефектов, в частности вакансионных комплексов порядка 1020 см–3. Модель, использованная в этой работе, предполагает существование вблизи поверхности предаморфизированных областей, что вполне подтверждено последующими исследованиями, так как в приповерхностных областях повышена концентрация равновесных дефектов. Отметим, что изучались нанокристаллы кремния, сформированные в диэлектрической матрице SiO2, что само по себе может стимулировать фазовый переход. Уменьшение размеров объектов с образованием нанокристаллов, как уже отмечалось, может приводить к аморфизации и без радиационных воздействий, что, по нашему мнению, связывается с повышенной концентрацией равновесных дефектов в таких объектах.
Рассмотрим теперь радиационную аморфизацию при ионной бомбардировке. В последние годы было опубликовано несколько работ, в которых исследовались электрофизические свойства ионно-имплантированных нанопроволок [27, 28], однако эффекты ионного облучения, связанные с введением дефектов кристаллической структуры, которые могли бы ограничить электрофизические характеристики имплантированных ионов примеси, до сих пор остаются практически не изученными. Недавно было обнаружено изгибание нанопроволок арсенида галлия под воздействием ионного облучения. Предположительно, главным механизмом этого изгибания является пространственное разделение междоузельных и вакансионных дефектов [29]. В этой связи следует обратить внимание на результаты наблюдения аморфизации в работе [30], где экспериментально исследовалась деформация кремниевых нанопроволок при облучении ионами. Механизм изгибания не был полностью изучен, однако было показано, что причиной деформации проволок служили механические напряжения, возникающие на границе раздела аморфной, полученной при облучении, и кристаллической фаз (рис.3). В работе показано, что уменьшение размера (диаметра вискерса) приводит к уменьшению дозы аморфизации.
В настоящее время основным методом механической обработки образцов на наноуровне является воздействие фокусированным ионным пучком (ФИП). Сфокусированные пучки ионов, обычно галлия (Ga+), позволяют локально травить и осаждать материал в наноразмерных областях. ФИП применяется, например, для прототипирования ИС [31], трехмерного анализа материалов и структур [32, 33], экстракции и подготовки образцов к электронной микроскопии [34, 35], исследования пороговых размерных свойств материалов и структур в нанотехнологиях [36, 37], а также во многих других областях. Однако ФИП-обработка не только удаляет приповерхностные атомы, но и смещает атомы нижележащих слоев от их состояния равновесия, вызывая каскады соударений и структурные повреждения [36]. Эти эффекты, типичные для процессов ионного излучения, вызваны бомбардировкой поверхности потоком тяжелых высокоэнергетических ионов, однако тот факт, что применяемые пучки плотно сфокусированы, вносит свои особенности в процесс расчета траекторий ионов и вызванных ими структурных повреждений [38, 39]. Эффекты, связанные с обработкой ФИП, также могут быть причиной наблюдаемых изменений механических свойств нанообъектов [36, 40–42].
Повреждения, которые вносятся ФИП-обработкой, включают аморфизацию поверхности [43], генерацию дефектов кристаллической решетки [44] и формирование интерсоединений между материалом образца и ионами пучка [45]. Эти данные необходимо учитывать при подготовке образцов к исследованию методами ФИП, особенно если речь идет о структурном или фазовом анализе. Как будет показано ниже, сама по себе обработка ФИП может вносить искажения в наблюдаемый результат, причем эти искажения могут наблюдаться на достаточно большом удалении от подвергшегося обработке участка.
Изменение свойств материала при воздействии ФИП было недавно описано в работе [49] на примере нанокристаллов золота. Сделано заключение, что такой технологический процесс приводит к существенным изменениям структуры монокристалла и должен всерьез обсуждаться с позиций применения в нанотехнологии электроники. Обнаруженные в [49] структурные изменения обсуждались на конференции ConFab 2017 [46]. Описанные в работе [47] результаты одного из обсужденных на данной конференции докладов, подробно представленные в статье [49], являются наиболее важными, судя по публикации в одном из последних номеров журнала Solid State Technology. Однако отметим, что подобное явление было детально описано нами в работе, проведенной на кремнии [50], и подтверждается результатами, которые будут подробно описаны ниже. Возможно, что ссылка на эти результаты отсутствует из-за того, что они получены для реально используемой технологии кремниевой электроники.
ИССЛЕДОВАНИЯ ФИЗИЧЕСКИХ СВОЙСТВ КРЕМНИЕВЫХ НАНОСТРУКТУР
В [50] на установке FEI Quanta 200 3D с помощью ФИП в монокристаллическом кремнии была вытравлена одномерная протяженная структура. Энергия ионов составляла 5 КэВ, ток пучка – 1 нА. Травление образца проводилось в режиме сканирования с заданным временем 20 мкс в каждой точке траектории. Диаметр зонда составлял около 2,75 мкм. В работе использовались пластины монокристаллического кремния с ориентацией (100). Травление образца проводилось по параллельным траекториям таким образом, чтобы между двумя канавками оставался наноразмерный зазор (рис.4), величиной которого можно было управлять путем переноса координаты начальной точки одной из траекторий сканирования в направлении, перпендикулярном направлению сканирования. Управление велось таким образом, чтобы этот зазор уменьшался от канавки к канавке.
Полученная рельефная структура имела трапециевидное сечение (рис.4b). Когда размер рельефа приблизился к 40 нм (в верхней части), произошло его самопроизвольное изгибание (рис.4а). Таким образом, в данном эксперименте материал проявил пластические свойства, которые не характерны для монокристаллического кремния, обладающего высокой твердостью. Под воздействием ФИП в материале одновременно происходят два процесса: распыление атомов приповерхностного слоя и пластическое течение, связанное с введением избыточной концентрации радиационных подвижных дефектов. Приповерхностный слой, образующийся в том числе на стенках кратера травления ФИП, имеет свойства, отличные от свойств основного материала.
Рассмотрим случай, когда два кратера травления расположены в непосредственной близости друг от друга. На стенках каждого из них имеются области с повышенной концентрацией неравновесных радиационных дефектов. При сближении этих областей, начинается их взаимное влияние друг на друга, и, в конце концов, они полностью перекрываются. Общая концентрация дефектов возрастает, что сопровождается ростом механических напряжений в этом слое и, как следствие, пластическим течением материала. При преодолении пороговой концентрации дефектов может происходить также полная аморфизация материала в рассматриваемой области.
Причины этого явления, на первый взгляд, связаны с внедрением избыточной концентрации дефектов при обработке ФИП. Однако, отметим, что нижняя часть полученной структуры на рис.4, а также часть, имеющая большие поперечные размеры, не проявили пластических свойств, хотя также подвергались воздействию ФИП. Следы трещин в нижней части рис.4 свидетельствуют о том, что структура проявила свойства твердого вещества. Отсюда можно сделать вывод, что определяющее значение для проявления пластических свойств в данной структуре имел именно размерный параметр. Часть структуры, перешедшая через размерный порог, проявила пластические свойства, в то время как не перешедшая часть проявила повышенную твердость в соответствии с классическими представлениями, изложенными в законе Холла – Петча [11].
В работе [50] коллективом лаборатории РМТиА МИЭТ были исследованы особенности формирования наноразмерного рельефа на стенках кратера при травлении кремния фокусированным ионным пучком. Обнаружено, что в зависимости от условий эксперимента, образовавшиеся поверхности цилиндров отличаются от идеально гладких, так как формируются кольцеобразные наплывы, расположенные друг от друга на одинаковых расстояниях (рис.5). В этой работе для травления использовались ионы Ga+ c варьированием энергии от 5 до 30 КэВ и тока пучка от 1 до 20 нА. Травление образца проводилось при неподвижном положении пучка перпендикулярно поверхности образца. Время травления варьировалось от 1 до 50 мкс. В работе исследовалась зависимость наблюдаемых пластических явлений от ориентации монокристаллического кремния. Для пластин с ориентацией (111) и (100) зависимость наблюдаемых явлений от кристаллографической ориентации не наблюдалась. При плотности тока ионого пучка 2,16 мкА/см2 отмечены ярко выраженные наплывы на стенках цилиндра (рис.5), а при снижении плотности тока до 1,07 мкА/см2 образование наплывов отсутствовало.
Для изучения структурных свойств рассматриваемых образцов было выполнено исследование структуры образовавшихся наплывов. Из представленных на рис.6 изображений следует, что линии Кикучи слабо видны в области облучения ионами (рис.6а), в отличие от области без облучения (рис.6b). Остаточная видимость в необлученной области обусловлена тем, что дифракция происходит в поверхностном слое кремния с большей толщиной, чем у аморфизированного слоя. Исследование дифракции быстрых электронов проводилось при ускоряющем напряжении 30 кВ, токе 9,7 нА, угле наклона исследуемой поверхности 70°. При данных условиях электроны по большей части отражаются от поверхности, и лишь небольшая их часть с высокой энергией проникает на глубину около 150–200 нм.
Таким образом, экспериментально показано, что поверхность кратера является аморфизованной. Из того следует, что преобладающим механизмом в формировании стенок цилиндров является не перераспыление, а пластическое течение, связанное с введением избыточной концентрации подвижных радиационных дефектов. Можно сделать вывод, что в описанном эксперименте, выполненном в рамках исследования [50], зафиксирована зависимость процесса формирования периодических структур при ионном травлении от плотности тока ионного пучка и независимость от времени травления. Полученные результаты находятся в противоречии с классическими представлениями о формировании рельефа при ионном травлении за счет перераспыления материала, что заставило обсуждать альтернативные точки зрения на данный процесс. Альтернативный механизм, связанный с пластическим течением [48], обсуждался в мировой научной литературе совсем недавно. Также, отметим, что аналогичный эффект наблюдался для металлов в недавней статье [49], однако нашим коллективом этот эффект был открыт на несколько лет раньше [50].
Согласно современным представлениям, при облучении монокристаллической подложки ионным пучком, направленным к ее поверхности под некоторым углом θ, меньшим критического, возникают каскады радиационных смещений, приводящие к направленному движению существенных потоков междоузельных и вакансионных дефектов вблизи поверхности и сопровождающиеся пластическим течением материала [48]. Плотность дефектов в возникающих радиационных каскадах значительна, что приводит к полной аморфизации приповерхностного слоя.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Приведенные результаты показывают, что уменьшение элементов структуры вплоть до наноразмеров может приводить к кардинальным изменениям ее механических свойств, в связи с чем стоит обратить внимание на результаты по формированию наноструктуры рекордно малых размеров, продемонстрированной недавно фирмой IBM (транзисторная структура FinFet, выполненная по проектным нормам 7 нм) [51].
Особое внимание состоянию структуры в наноразмерных объектах необходимо уделять при рассмотрении результатов радиационных воздействий на нанообъекты. Резкое увеличение радиационной стойкости в нанообъектах [8], которое фиксируется по изменению функциональных свойств приборов, противоречит фактам уменьшения дозы аморфизации нанообъектов [26]. Эти вопросы отдельно обсуждались в работах [52], а также в ряде работ, выполненных в нашей лаборатории [7, 54]. Отметим, что фазовый переход при меньших (по сравнению с монокристаллом) дозах облучения связан, по нашему мнению, с накоплением критической дозы дефектов, в частности, вакансионных V-V центров [53], которая складывается из равновесной концентрации и неравновесной радиационной составляющей. В этом случае ожидается, что равновесная концентрация при данной температуре повышена [54].
В рамках предлагаемого единого подхода к рассмотрению свойств наноразмерных объектов, учитывающего взаимодействие подвижных дефектов с границами наноразмерных объектов, влияние поверхностей и границ раздела, можно развивать описание различных физических явлений, таких как аморфизация и пластическое течение твердых материалов. Переход объекта через размерный порог приводит к резкому изменению структуры и связанных с ней свойств. Прежде всего, это касается состояния упорядоченности атомов, которое в предельных случаях может быть кристаллическим либо аморфным. В опубликованной нами работе [50] показано, что радиационные процессы могут приводить к настолько существенным изменениям структуры, что на границах травления могут наблюдаться наплывы, связанные с формированием областей, обладающих пластическим течением. Этот же эффект подробно обсуждался на недавней конференции ConFab [47], а в работе [49] он был рассмотрен более подробно, однако ее результаты практически совпадают с результатами ранее опубликованной работы [50].
Рассмотренные размерные эффекты изменения механических свойств и структуры наноразмерных объектов необходимо учитывать при изготовлении образцов, пробоподготовке, а также при проведении исследований, так как они могут вносить искажения в наблюдаемый результат. Проявления квазижидких (аморфных) свойств возможны как при изготовлении, так и при исследовании образцов. Это касается не только процессов обработки и проведения контроля в лаборатории, но и технологического контроля in-situ.
Работа поддержана грантом Российского научного фонда, проект № 15-19-10054.
ЛИТЕРАТУРА
1. Герасименко Н.Н. Как готовить кадры для нанотехнологии // НАНОИНДУСТРИЯ. 2011. № 1. C. 50.
2. Гаврилов С.А., Герасименко Н.Н., Рыгалин Б.Н., Тимошенков С.П. Наноинженерия – воплощение нанотехнологии в реальной продукции // Нано- и микросистемная техника. 2009. №12. С. 3.
3. Gerasimenko N.N. et al. Quantum-dimensional structures produced by ion-implantation // Nuclear instruments and methods in physics research B. 2003. Vol. 206. P. 644.
4. Parkhomenko Yu.N., Belogorokhov A.I., Gerasimenko N.N. Properties of self-organized SiGe Nanostructures formed by ion implantation // Semiconductors. 2004. Vol. 38. No. 5. P. 572.
5. Balakleyskiy N.S., Gerasimenko N.N., Zaporozhan O.A. Room temperature near-IR photoluminescence and lasing from self-organized Ge QDs formed by ion implantation in silicon // Proc. Of Advanced Solid State Lasers conf., Japan. 2017.
6. The International Technology Roadmap for Semiconductors; URL: http://www.itrs2.net/itrs-news.html.
7. Герасименко Н.Н., Гудаев Г.А., Двуреченский А.В. и др. Процесс аморфизации кремния при облучении тяжелыми ионами // Физика и техника полупроводников. 1986. Т. 10. В. 7. С.1237.
8. Герасименко Н.Н., Смирнов Д.И. Радиационная стойкость наноструктур // Нано- и микросистемная техника – М.: Новые технологии. 2008. № 9. С. 2.
9. Смирнов Л.С. Физические процессы в облученных полупроводниках. Монография, главы 5, 6. Новосибирск: Наука, 1977. 256 c.
10. Jang D. and Greer J.R. Plasticity in small-sized metallic systems: Intrinsic versus extrinsic size effect // Progress in Materials Science. 2011. Vol. 56(6). P. 654–724.
11. Greer J.R., Nix W.D. Size dependence of mechanical properties of gold at the sub-micron scale // Applied Physics. 2005. Vol. 80. Iss. 8. P. 1625–1629.
12. Sun J., He L. et al. Liquid-like pseudoelasticity of sub-10-nm crystalline silver particles // Nature Materials. 2014. Vol. 4105. P. 1.
13. Ashkenazy Y., Averback R.S. Irradiation Induced Grain Boundary Flow: A New Creep Mechanism at the Nanoscale // Nano Letters. 2012. Vol. 12(8). P. 4084.
14. Mayr G., Ashkenazy Y., Albe K. et al. Mechanisms of Radiation-Induced Viscous Flow: Role of Point Defects // Physics Review Letters. 2003. Vol. 90. No 5. P. 055505.
15. Hawa T., Henz B., Zachariah M. Computer Simulation of Nanoparticle Aggregate Fracture // Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 2008. Vol. 1056.
16. Sun Y.T., Cao C.R. Real-space imaging of nucleation and size indused amorphization in PdSi nanoparticles // Intermetallics. 2016. Vol. 74. P. 31.
17. Harter J.W., Zhao Z.Y., Yan J. et al. A parity-breaking electronic nematic phase transition in the spin-orbit coupled metal Cd_2Re_2O_7 // Science. 2017. Vol. 356. № 6335. P. 295.
18. Taton T.A. Nanoscale Materials in Chemistry Edited by Kenneth J. NY: Wiley-Interscience, 2001. 292 p.
19. Djurabekova F., Backman M., Pakarinen O.H. et al. Amorphization of Ge nanocrystals embedded in amorphous silica under ion irradiation // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research Section B: Beam Interactions with Materials and Atoms. 2009. Vol. 267. № 8. С. 1235.
20. Смирнов Л.С. Физические процессы в облученных полупроводниках. – Новосибирск: Наука, 1977. C. 21.
21. Shaw H.C., Liu D., Jacobs B.W. et al. 12th NASA Symposium on VLSI Design, Coeur d’Alene, Idaho, USA, Oct. 4–5, 2005.
22. Герасименко Н.Н., Смирнов Д.И., Медетов Н.А. и др. Влияние размерных эффектов на радиационную стойкость нанокристаллических материалов // Известия вузов. Электроника. 2013. № 6(104). C. 24–31.
23. Misra A., Demcowicz M.J. et al. The Radiation Damage Tolerance Of Ultra-High Strength Nanolayered Composites // JOM, 2007. No 9. P. 62–65.
24. Romanov S.I., Smirnov L.S. Interaction of point-defects with SiO2–Si interface // Soviet physics semiconductors-USSR. 1976. Vol. 10. № 5. P. 519.
25. Емцев В.В., Машовец Т.В. Примеси и точечные дефекты в полупроводниках. – М.: Радио и связь, 1981. 248 с.
26. Djurabekova F., Backman M., Nordlund K. Atomistic modelling of the interface of Si nanocrystal structures in a-SiO2 before and after ion irradiation // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research B. 2008. Vol. 266. P. 2683.
27. Hoffmann S., Bauer J., Ronning C., et al. Axial p-n Junctions Realized in Silicon Nanowires by Ion Implantation // Nano Letters. 2009. Vol. 9. P. 1341.
28. Kanungo P.D., Kogler R., Nguyen-Duc K. et al. Ex situ n and p doping of vertical epitaxial short silicon nanowires by ion implantation // Nanotechnology. 2009. Vol. 20. P. 165706.
29. Borschel C., Niepelt R., Geburt S. et al. Alignment of Semiconductor Nanowires Using Ion Beams // Small. 2009. Vol. 5. P. 2576.
30. Pecora E.F., Irrera A., Boninelli S. et al. Nanoscale amorphization, bending and recrystallization in silicon nanowires // Applied Physics A. 2011. Vol. 102. P. 13.
31. Brousseau E.B., Dimov S.S. & Pham D.T. Some recent advances in multi-material micro- and nano-manufacturing // The International Journal of Advanced Manufacturing Technology 47. 2009. P. 161–180. DOI: 10.1007/s00170-009-2214-5.
32. Inkson B.J., Mulvihill M. & Mцbus G. 3D determination of grain shape in a FeAl-based nanocomposite by 3D FIB tomography // Scripta Materialia 45. P 753–758. 2001. DOI: 10.1016/S1359-6462(01)01090-9.
33. Lasagni F. et al. Three-dimensional characterization of ‘as-cast’ and solution-treated AlSi12(Sr) alloys by high-resolution FIB tomography // Acta Materialia 55. P 3875–3882. 2007. DOI: 10.1016/j.actamat.2007.03.004.
34. Mayer J., Giannuzzi L.A., Kamino T. & Michael J. TEM Sample Preparation and FIB-Induced Damage // MRS Bulletin 32. P. 400–407. 2007. DOI: 10.1557/mrs2007.63.
35. Giannuzzi L.A. & Stevie F.A. A review of focused ion beam milling techniques for TEM specimen preparation // Micron 30. P. 197–204. 1999. DOI: 10.1016/S0968-4328(99)00005-0.
36. Mayr G., Ashkenazy Y., Albe K. et al. Mechanisms of Radiation-Induced Viscous Flow: Role of Point Defects // Physics Review Letters. 2003. Vol. 90. No. 5. P. 055505.
37. Uchic M.D., Dimiduk D.M., Florando J.N. & Nix W.D. Sample Dimensions Influence Strength and Crystal Plasticity // Science 305. P. 986–989. 2004. DOI: 10.1126/science.1098993.
38. Robinson M.T. & Torrens I.M. Computer simulation of atomic-displacement cascades in solids in the binary-collision approximation // Physical Review B 9. 1974. P. 5008–5024.
39. Yi X. et al. Direct observation of size scaling and elastic interaction between nano-scale defects in collision cascades // Europhysics Letters 110. 36001. 2015.
40. Giannuzzi L.A. & Stevie F.A. A review of focused ion beam milling techniques for TEM specimen preparation // Micron 30. P. 197–204. 1999. DOI: 10.1016/S0968-4328(99)00005-0.
41. Hofmann, F. et al. Lattice swelling and modulus change in a helium-implanted tungsten alloy: X-ray micro-diffraction, surface acoustic wave measurements, and multiscale modelling // Acta Materialia. 2015. Vol. 89. P. 352.
42. Shim S., Bei H., Miller M.K., Pharr G.M. & George E.P. Effects of focused ion beam milling on the compressive behavior of directionally solidified micropillars and the nanoindentation response of an electropolished surface // Acta Materialia. 2009. Vol. 57. P. 503.
43. Kiener D., Motz C., Rester M., Jenko M. and Dehm G. FIB damage of C and possible consequences for miniaturized mechanical tests // Materials Science and Engineering: A. 2007. Vol. 459. P. 262.
44. Giannuzzi L. A., Geurts R. and Ringnalda J. 2 keV Ga+ FIB Milling for Reducing Amorphous Damage in Silicon // Microscopy and Microanalysis. 2005. Vol. 11. P. 828.
45. Yu J., Liu J., Zhang J. & Wu J. TEM investigation of FIB induced damages in preparation of metal material TEM specimens by FIB // Materials Letters. 2006. Vol. 60. P. 206.
46. Сборник тезисов конференции ConFab 2017, May 14–17, 2017. San Diego, CA. [URL]: http://theconfab.com/2017-conference/2017-conference-proceedings.
47. Engineering techniques is damaging material, research reveals // Solid state technology blogs [URL]: http://electroiq.com/blog/2017/04/engineering-technique-is-damaging-materials-research-reveals.
48. Castro M., Gago R., Vazquez L. et al. Stress-induced solid flow drives surface nanopatterning of silicon by ion-beam irradiation // Physics Review B. 2012. Vol. 86. P. 214107.
49. Hofmann F., Tarleton E., Harder R.J. et al. 3D lattice distortions and defect structures in ion-implanted nanocrystals // Science Reports. 2017. Vol. 7. P. 45993.
50. Gerasimenko N.N., Chamov A.A., Medetov N.A. et al. Specific Features of Relief Formation on Silicon Etched by a Focused Ion Beam // Technical Physics Letters. 2010. Vol. 36. № 11. P. 991.
51. Antony S. Beyond silicon: IBM unveils world’s first 7nm chip [URL]: https://arstechnica.co.uk/gadgets/2015/07/ibm-unveils-industrys-first-7nm-chip-moving-beyond-silicon.
52. Герасименко Н.Н., Смирнов Д.И., Запорожан О.А. Радиационная стойкость полупроводниковых наноструктур // В кн.: Физические и физико-химические основы ионной имплантации: Тезисы докладов V Всероссийской конференции и школы молодых ученых и специалистов. – Н. Новгород. 2014. C. 32.
53. Gerasimenko N.N., Dvurechenskii A.V., Smirnov L.S. et al. Amorphisation of ion implanted crystals // Crystall Lattice Defects. 1971. Vol. 2. P. 125.
54. Герасименко Н.Н., Смирнов Д.И., Медетов Н.А. и др. Влияние размерных эффектов на радиационную стойкость нанокристаллических материалов // Известия вузов. Электроника. 2013. Вып. 6. № 104. С. 31.
1 Национальный исследовательский университет МИЭТ (Москва) / National Research University of Electronic Technology MIET (Moscow).
2 Институт электрофизики УрО РАН (Екатеринбург) / Institute of Electrophysics UD RAS.
3 ОАО "Ангстрем-Т" (Москва) / Angstrem-T (Moscow).
Отзывы читателей
