Структурные и физические свойства пленок SiCx и SnOx, синтезированных различными методами тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.27.01, доктор физико-математических наук Бейсенханов, Нуржан Бейсенханович

• Бейсенханов, Нуржан Бейсенханович
• доктор физико-математических наук
• 2011

Оглавление диссертации доктор физико-математических наук Бейсенханов, Нуржан Бейсенханович

СОДЕРЖАНИЕ

ОПРЕДЕЛЕНИЯ, ОБОЗНАЧЕНИЯ И СОКРАЩЕНИЯ

ВВЕДЕНИЕ

1 ПЛЕНКИ 8ЮХ И БпОх: СТРУКТУРА И ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА (ОБЗОР)

1.1 Методы синтеза пленок 81СХ, их структурные и физические свойства

1.2 Структурные свойства тонких пленок 8ЮХ, полученных методом ионной имплантации

1.3 Характеристика 8гЮ2 как сенсорного материала и методы получения пленок

1.4 Структура и физические свойства пленок 8пОх, полученных магне-тронным распылением, золь-гель технологией и другими методами

1.5 Выводы к разделу 1

2 ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

2.1 Методы получения пленок 8пОх и 8ЮХ

2.1.1 Синтез 8Ю в 81 методом ионной имплантации

2.1.2 Ионно-лучевое осаждение тонких пленок диоксида олова

2.1.3 Синтез тонких пленок 8пОх методом магнетронного распыления

)

2.1.4 Методика получения пленок 8п02 золь-гель методом

2.2 Методика обработки образцов в плазме тлеющего разряда

) 2.3 Метод рентгеновской дифракции

2.4 Метод инфракрасной спектроскопии

2.5 Метод просвечивающей электронной микроскопии

2.6 Метод Оже-электронной спектроскопии

2.7 Метод атомно-силовой микроскопии

2.8 Установка для исследования оптических параметров

2.9 Четырехзондовый метод измерения поверхностного сопротивления

(

к b

пленки

2.10 Экспериментальная установка для исследования электрических параметров и чувствительности пленок SnC>2 к газам

2.11 Характеристики образцов

3 КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ (З-SiC В ТОНКИХ ОДНОРОДНЫХ СЛОЯХ SiCx (х = 0,03*1,4), ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ МНОГОКРАТНОЙ ИОННОЙ ИМПЛАНТАЦИИ

3.1 Исследование состава слоев методом Оже-электронной спектроскпии

3.2 Исследование структуры методом электронной микроскопии

3.3 Исследование структуры методом рентгеновской дифракции

3.4 Исследования методом инфракрасной спектроскопии

3.5 Исследования методом атомно-силовой микроскопии

3.6 Выводы к разделу 3

4 ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРЫ ПЛЕНОК SnOx НА ИХ ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА

I

4.1 Структурные и электрические свойства пленок (—200 нм) SnOx на стеклянной подложке, полученных методом ионно-лучевого осаждения

4.1.1 Структура пленок SnOx, полученных при высокой концентрации кислорода (100%) в камере

5 4.1.2 Влияние структуры на электрические свойства пленок SnOx, полученных при низкой концентрации кислорода (10%) в камере

4.2 Влияние обработки водородной плазмой на структуру и оптические свойства тонких пленок оксида олова, полученных методом магнетронного распыления

4.2.1 Оптические свойства пленок оксида олова

4.2.2 Структурные исследования пленок оксида олова

4.3 Влияние отжига в различных атмосферах на свойства пленок SnOx

4.3.1 Оптические свойства пленок оксида олова

4.3.2 Структурные свойства пленок оксида олова

4.4 Рентгеновское исследование структуры тонких пленок 8пОх, осажденных на подложку из поликристаллического корунда

4.5 Выводы к разделу 4

5 ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТОНКИХ ПЛЕНОК ОКСИДА ОЛОВА, ПОЛУЧЕННЫХ МАГНЕТРОННЫМ РАСПЫЛЕНИЕМ И ЗОЛЬ-ГЕЛЬ МЕТОДОМ

5.1 Физические свойства тонких пленок оксида олова, полученных золь-гель методом (способ растекания)

5.1.1 Исследование оптических спектров пропускания и структуры 1 тонких пленок 8пОх, полученных с использованием золь-гель технологии

5.1.2 Исследование газочувствительности пленок 8п02, синтезированных

золь-гель методом (способ растекания)

5.1.3. Исследование топографии пленок оксида олова, синтезированных золь-гель методом

5.2 Оптические, электрические, структурные и сенсорные свойства пленок 8пОх полученных магнетронным распылением и золь-гель методом (способ центрифугирования)

5.2.1 Электрические и оптические свойства пленок 8пОх, полученных магнетронным распылением и золь-гель методом

5.2.2 Рентгеновское исследование структуры тонких пленок 8пОх

5.2.3 Газочувствительные характеристики пленок диоксида олова

5.2.4 Исследование топографии поверхности пленок оксида олова

5.3 Выводы к разделу 5

6 ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ И ПЛАЗМЕННОЙ ОБРАБОТКИ НА ФАЗОВЫЙ СОСТАВ, МИКРОСТРУКТУРУ И ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПЛЕНОК 8пОх, ОСАЖДЕННЫХ МАГНЕТРОННЫМ РАСПЫЛЕНИЕМ И ЗОЛЬ-ГЕЛЬ МЕТОДОМ

6.1 Влияние изотермического отжига и плазменной обработки на свойства пленок SnOx полученных золь-гель методом

6.1.1 Влияние изотермического отжига и плазменной обработки на оптические свойства, структуру и фазовый состав тонких пленок Sn02

6.1.2 Влияние изотермического отжига и_ плазменной обработки на электрические и газочувствительные свойства тонких пленок Sn02

6.1.3 Влияние изотермического отжига и плазменной обработки на микроструктуру поверхности тонких пленок Sn02

6.2 Влияние обработки водородной или кислородной плазмой на структурные и электрические свойства пленок SnOx, полученных методом магне-тронного распыления

6.2.1 Оптические и структурные свойства пленок SnOx после обработки плазмой тлеющего разряда

6.2.2 Электрические свойства пленок SnO^после обработки плазмой

6.2.3 Исследование топографии поверхности пленок оксида олова после плазменных обработок

6.3 Сравнение оптических, электрических, структурных и сенсорных свойств пленок SnOx, полученных магнетронным распылением и золь-гель методом, после обработки в кислородной и водородной плазмах

6.3.1 Влияние плазменной обработки на оптические и структурные свойства пленок SnOx, полученных различными методами

6.3.2 Влияние плазменной обработки на электрические и газочувствительные свойства пленок SnOx, полученных различными методами

6.4 Выводы к разделу 6

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

БЛАГОДАРНОСТЬ

6 -

ОПРЕДЕЛЕНИЯ, ОБОЗНАЧЕНИЯ И СОКРАЩЕНИЯ

Ионная имплантация ИК-пропускание карбид кремния кластеры атомов

SOI (КНИ)

SIMOX

AFM

ПЭМ

Si-C связи

Si02

RP(E) ионов ARp(E) ионов Nc/Nsi слой SiCo.4 D

ТО-фононы

LO-фононы

кэВ

нм

А

DAPA рН

внедрение ускоренных ионов в подложку

инфракрасное пропускание соединение кремния с углеродом (SiC)

объекты, состоящие из нескольких, десятков и сотен

атомов, объединенных связями

silicon on insulator (кремний на изоляторе)

Разделение имплантированным кислородом

Атомно-силовая микроскопия

Просвечивающая электронная микроскопия

атомы кремния и углерода связанные межатомной связью

оксид кремния

проективный пробег ионов данной энергии среднеквадратичное отклонение пробега ионов отношение концентраций атомов углерода и кремния слой, в котором 4 атома углерода на 10 атомов кремния доза внедренных ионов на см2 transverse oscillations (поперечные колебания) longitudinal oscillations (продольные колебания) килоэлектронвольт нанометр

акцептор, узловой атом мелкой акцепторной примеси III группы

deposition-annealing-plasma-annealing (осаждение-отжиг-

плазма-отжиг)

водородный показатель

Аликвота (лат. аНдиойез, «несколько раз; несколько частей») В химии -точно измеренная кратная часть образца (объём раствора), взятая для, анализа, которая сохраняет свойства основного образца (раствора) Н-, О-плазма водородная плазма, кислородная плазма Б донор, узловой атом мелкой донорной примеси V группы

Ес дно зоны проводимости

Еу потолок валентной зоны

ЕР уровень Ферми

Её ширина запрещенной зоны

Гели (от латинского §е1о-застываю) - дисперсные системы с жид-

кой или газообразной дисперсионной средой и образуемой частицами дисперсной фазы пространственной структурой (сеткой)

Золи коллоидные растворы, то есть двухфазные микрогетероген-

ные дисперсные системы с предельно высокой дисперсностью. Частицы дисперсной фазы в золе (мицеллы) не связаны в пространственной структуре, а свободно участвуют в интенсивной броуновском движении. Размеры дисперсных частиц -от 10"5 до 10"7см.

Ь дебаевская длина (дебаевский радиус) — расстояние, на кото-

рое распространяется действие электрического поля отдельного заряда в нейтральной среде, состоящей из положительно и отрицательно заряженных частиц (плазма, электролиты). Вне сферы радиуса дебаевской длины электрическое поле экранируется в результате поляризации окружающей среды ПДК предельно допустимая концентрация

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структурные и физические свойства пленок SiCx и SnOx, синтезированных различными методами»

ВВЕДЕНИЕ

Общая характеристика работы. В настоящей работе исследованы состав и структурные свойства тонких пленок 8Ю, синтезированных многократной имплантацией» ионов углерода в кремний/ Различными методами изучены особенности процесса кристаллизации карбида кремния в слоях 81СХ (х - 0,03—1,4) с концентрацией углерода выше, ниже и близкой к стехиометрическому составу 8Ю. Исследованы физические свойства наноразмерных пленок 8пОх, полученных магнетронным распылением, ионно-лучевым распылением и золь-гель методом. Различными физическими методами исследовано влияние термической и плазменной обработок на фазовый состав, микроструктуру, оптические и электрические свойства пленок 8пОх, для создания на их основе сенсоров горючих и токсичных газов.

Актуальность темы.- В последние годы интерес к поверхностным структурам с их особыми свойствами значительно возрос в связи с перспективами широкого использования, в микро- и оптоэлектронике. Это обусловлено «существенным влиянием размером объектов на их физико-химические свойства [1-3]. Материалами, обладающими ценными свойствами, как известно, являются диоксид олова (8пОг) и карбид кремния (8Ю).

Перспективным направлением использования тонкопленочных технологий является синтез пленок основе 8Ю, обладающего такими ценными свойствами как высокая твердость (33400 Мн/м"), стойкость к химическим воздействиям, высокая температура плавления (283 0°С), широкая запрещенная зона (2,3—3,3 эВ) и т.д. Основные области практического применения карбида кремния: оп-тоэлектроника (светодиоды, фотодиоды), высокотемпературная электроника, радиационно-стойкая электроника (ядерные реакторы и космическая электроника), высокочастотная электроника [4, 5].

Интерес, проявляемый к ионному синтезу [6—12], обусловлен1 возможностью создания защитных пленочных покрытий и изолирующих слоев БЮ при

изготовлении интегральных схем.. Интенсивно развивающимся направлением является формирование методом ионной; имплантации; наноструктурированных систем, содержащих включения кристаллитов й кластеров 81, 8К2 и С, обеспечивающих за счет размерных эффектов;;люминесценцию практически: во всей видимой; области спектра!. Это делает актуальным исследование- механизмов? формирования нанокристаллов, Бг,. 81С, углеродных кластеровш аморфных, 81(5 преципитатов во время имплантации и отжига:.

Значительный интерес представляет использование: многослойных, структур с формированием; пористой] прослойки между поверхностным слоем металло-оксидаш подложкой из монокристаллического1 карбида кремния, что ■ позволяет существенно уменьшить отрицательное влияние структурных дефектов подложки с регистрацией дополнительных полос фотолюминесценции [13]:

Способность, слоев диоксида олова изменять электропроводность при адсорбции* газов стало основой их применения»в полупроводниковых сорбцион-ные сенсорах [14-19]. Кроме того; обладая прозрачностью в широком диапазог не длин волн, диоксид олова: используется в> качестве прозрачных проводящих покрытий при изготовлении фотопреобразователей и опто-электрических приборов.

Широкозонные полупроводниковые пленки 8пОх и 81СХ помимо! применения5 в в солнечных преобразователях и сенсорах; газа демонстрируют схожие квантово-размерные свойства при уменьшении размеров, кристаллитов, проявляющиеся, в частности; в сдвиге пика фотолюминесценции кристаллитов;в синюю область (390-410 нм, 3—3,2 эВ) и увеличении ширины запрещенной зоны кристаллитов БпОг до 4,2' эВ [ 14]. В связи с этим представляет значительный интерес изучение влияния концентрации компонентов, кластеров, фазового состава [20—23], метода получения пленок 8пОх и 81СХ и их термической или плазменной обработки на процессы кристаллизации и кластеризации; размеры, кристаллитов и, как следствие, на физические свойства пленок:

Целью работы является: исследование особенностей процесса кристаллизации, микроструктуры и фазового состава слоев 8Юх (х = 0,03-1,4), синтезированных многократной имплантацией-ионов углерода различных энергий в кремний; комплексное исследование оптических и электрофизических свойств, микроструктуры и фазового состава тонких пленок 8пОх, синтезированных методами золь-гель технологии, магнетронного реактивного распыленияи ионно-лучевого распыления, модифицированных различными условиями термической и плазменной обработок..

Для достижения цели необходимо было решить следующие основные задачи:

- исследование структуры, элементного и фазового состава имплантиро-

4-

ванных ионами "С слоев 81 с концентрацией углерода выше, ниже и близкой к стехиометрическому составу 8Ю в температурном интервале 200-1400°С;

- изучение влияния распада кластеров и различных видов межатомных связей на процесс формирования 81-С-связей тетраэдрической ориентации и кристаллизацию карбида кремния в слоях с высокой концентрацией углерода 810^4, 81Со)95, 81Со,7 и в слоях с низкой концентрацией углерода 81Со,оз> 81Со,12 и

81С0)4;

- исследование влияния обработки Н-плазмой тлеющего разряда на структуру кристаллитов (3-8Ю, 81, микроструктуру поверхности и стабильность кластеров;

- исследование структурных, оптических, электрических, и газочувствительных свойств пленок 8пОх, синтезированных методами магнетронного распыления, ионно-лучевого распыления и золь-гель технологии;

- исследование влияния термического отжига и плазменных обработок в различных атмосферах на физические свойства пленок 8пОх, изучение эффекта роста поглощения в инфракрасной области длин волн в пленках 8пОх после отжига при температуре 200°С или обработки плазмой тлеющего разряда;

- сравнительный анализ влияния обработки О- или Н-плазмой на физические свойства пленок 8пОх, полученных магнетронным распылением и золь-гель методом, установление режимов получения пленок 8пОг с оптимальными структурными и оптическими свойствами непосредственно после осаждения.

Научная новизна работы:

1.Из анализа изменения амплитуды при 800 см"1 и площади 81С-пика ИК-пропускания впервые выявлены величины концентрации углерода в кремнии (НсЛ4^ = 0,7) и интервалы температур, оптимальные для формирования 8Ю. После отжига при 1200°С однородных слоев 8ЮХ наибольшие размеры кристаллитов 8Ю шарообразного, игольчатого и пластинчатого типов до 400 нм и наибольшее количество 81—С-связей тетраэдрической ориентации наблюдается для слоя 8Юо,7, что обусловлено низким содержанием углерода в слоях 81Со,оз> 81Со,12 и 81С0(4, и высокой концентрацией прочных кластеров в 81Со,95и ЗК^д. В интервале 800-900°С наибольшее количество 81-С-связей тетраэдрической ориентации характерно для слоя 81С0,4-

2. Впервые предложена структурная модель слоя 81Со,12, отражающая изменение его фазового состава в объемном выражении и среднего размера кристаллитов 81С и 81 в интервале температур 20-1250°С. После отжига при 1200°С -50% его объема, свободного от 81-С-кластеров, составляют кристаллиты 81 со средним размером -25 нм, 25% объема — нанокристаллы (3-81С размером ~5 нм и 25% - рекристаллизованный со стороны подложки с-8ь При температурах 800-1400°С поверхность слоев 8ЮХ (х = 0,12-1,4) деформируется с формированием зерен размером -30-100 нм, а рекристаллизованная при 1250°С ровная поверхность слоя 81Со,оз содержит равномерно распределенные 81:С-включения в виде точечных выступов диаметром —20 нм.

3. Впервые выявлены размерные эффекты, показывающие, что отличие слоев с низкой концентрацией углерода 81Со,оз> 81С0,12 и 81Со,4 от слоев ЗЮ^,

SiCo,95 и SiCo,7 проявляется в отсутствии пика LO-фононов SiC в спектрах ИК-пропускания и в смещении при 1000°С минимума пика ТО-фононов SiC в область выше 800 см"1, характерного для тетраэдрических связей кристаллического SiC, что обусловлено малыми размерами* кристаллитов SiC (< 3 нм) и увеличением вклада их поверхностей, а также поверхностей кристаллитов Si, содержащих укороченные Si-C-связи, в-оптические свойства.

4. Произведены оценки доли атомов углерода, формирующих прочные кластеры в слоях SiCx. При 1300°С в слое SiCi)4 лишь 9% атомов С образуют оптически активные Si-C-связи, в SiC0,95 — 12%, в SiC0,7 и SiCo,4~ 16%, в SiCo,i2 ~ 45%, в SiCo,o3 ~ около 100%, а остальные атомы углерода находятся в составе прочных кластеров. Количество N сформированных Si-C-связей в слоях SiCx оказалось растущим с дробной степенью концентрации х: N = a-(ni)y, где у ~ 0,37±0,09, щ= х/0,03, а = const.

5. Установлено, что обработка водородной плазмой тлеющего разряда (27,12 МГц, 20 Вт, 6,5 Па, 100°С, 5 минут) поликристаллических слоев SiCi)4 приводит к частичному распаду кристаллитов (З-SiC и полному распаду кристаллитов Si. Обработка плазмой и отжиг при температуре 900°С слоев SiCo,95 привели к формированию слоя (З-SiC, превосходящего по качеству структуры кристаллитов и гранулярности поверхности необработанный в плазме слой SiC0,95 после изохронного отжига в интервале 200-1400°С. Эффект плазмо-стимулированной кристаллизации является следствием распада прочных кластеров под воздействием водородной плазмы.

6. Установлено, что в пленках SnOx, полученных ионно-лучевым методом в условиях дефицита кислорода, значительное уменьшение сопротивления (в 60 раз) при температурах близких к точке плавления олова (231,9°С) вызвано сегрегацией нанокристаллов p-Sn и формированием токопроводящих цепочек. Резкий рост сопротивления пленки до 200 кОм при температуре выше точки

плавления олова вызван крупнозернистой сегрегацией ß-Sn на границе "пленка-подложка".

7.. Обнаружено, что обработка* Н-плазмой: пленок SnOx, полученных: магне-тронным, распылением,, в режиме "осаждение-отжиг-плазма-отжиг" (©АРА); приводит к увеличению их прозрачности« в диапазоне 300-1100 нм по сравнению с.режимами "осаждение-отжиг" (DA) и "осаждение-плазма-отжиг" (DPA). На основе:выведенного из уравнения Лорентц-Лоренца соотношения показано увеличение пористости пленок; Этому способствует трансформация частшкри-сталлитов Sn203 в кристаллиты с большей'; плотностыо (SnO и Sn02) при селективном воздействии плазмы.

8. Показано; что в, пленках, осажденных золь-гель методом,, кратковременная обработка; Н-плазмой тлеющего разряда (5 мин) приводит к образованию вакансий» кислорода и появлению кластеров: SnO, что вызывает уменьшение прозрачности пленок на 3—15% в> видимой1 области спектра; Кратковременная; обработка пленощ полученных магнетронным распылением, как О-, так и Н-плазмой, приводит к формированию кластеров Sn и уменьшению прозрачности в ближней инфракрасной области.

9. Выявлено; что обработка Н- или О-плазмой пленок БпОг, полученных золь-гель методом,, не изменяет их фазовый состав, вследствие чего рост газочувствительности не зависит от вида плазмы. Обработка О-плазмой приводит к более значительному росту газочувствительности пленок, полученных магнетронным распылением, чем: Н-плазмой, в связи с доокислением пленок до Sn02.

Практическая значимость работы:

1. Условия осаждения; пленок: Sn02 на стекло методом магнетронного распыления, позволяющие без. отжига получить пленки Sn02 с оптимальными размерными! и оптическими свойствами; увеличение их прозрачности после обработки в режиме "осаждение-отжиг-плазма-отжиг" (DAPA); режимы тер-

мического отжига, осажденной золь-гель методом пленки БпОг с высокой газочувствительностью и малым: временем отклика; достигнутый обработкой Н- и О-плазмой рост газочуствительности пленок ЭпОг могут улучшить характеристики чувствительных элементов газовых сенсоров и проводящих^ просветляющих покрытий фотопреобразователей. -

2. Результаты исследований; структурных свойств однородных пленок 8ЮХ (х = 0,03-1,4) на Б'ц синтезированных ионной имплантацией; режимы получения пленок 8Юо,7 с наибольшими количеством 81-С-связей тетраэдрической ориентации и размерами кристаллитов 8Ю (400 нм); зависимости оптических свойств, пленок 81СХ от размеров нанокристаллов 8Ю; влияние обработки Н-плазмой тлеющего разряда на структуру пленки и процессы кристаллизации; оценочные величины содержания 81-С-кластеров в слоях 81СХ; закономерности формирования оптически: активных связей при; распаде кластеровг могут быть» использованы в технологии получения систем, содержащих нановключения С, 8г и 8Ю, обеспечивающих за счет квантово-размерного эффекта люминесценцию во всей видимой области спектра и т.д.

Основные положения, выносимые на защиту:

- Зависимость структуры, элементного и фазового состава имплантированных ионами С слоев 81 от концентрации углерода проявляется> в большем количестве 81-С-связей тетраэдрической ориентации и кристаллитов 8Ю в слоях 81С0)7 после отжига в сравнении со слоями 81Со,оз, 8Юо,12 и 81Со,4 с низким содержанием углерода и слоями 8Юо,95 и 8Ю1>4 с высокой концентрацией прочных кластеров.

- Структурная модель слоя 81С0,12 после отжига при 1200°С представляет слой, в котором -50% объема, свободного от С- и 81—С-кластеров, составляют кристаллиты 81 со средним: размером -25 нм, 25% объема — кристаллиты,р-8Ю размером —5 нм и 25% — рекристаллизованный со стороны подложки с-8Ь

- Формирование 81-С-связей тетраэдрической ориентации в слоях с высокой концентрацией углерода 8Юо,95 и БЮо,? обусловлено распадом прочных С- и 81-С-кластеров, в слоях 81Со,12 и 8Ю0,4 — распадом-кластеров^ и одинарных 8г-С-связей, в 8Юо,оз ~ уменьшением количества оборванных связей атомов -углерода.

- Отличие оптических свойств слоев с низкой концентрацией! углерода 81С0,оз> 81Со,12 и $1С0,4 проявляется в отсутствии пика ЬО-фононов^С в спектрах ИК-пропускания и смещении при 1000°С минимума пика ТО-фононов 8Ю в область выше 800 см"1, характерного для тетраэдрических связей кристаллического 8Ю, что обусловлено малыми размерами кристаллитов 8Ю (< 3 нм) и увеличением вклада их поверхностей, а также поверхностей кристаллитов 81, содержащих укороченные 81—С-связи, в оцтические свойства.

- Эффект плазмо-стимулированной кристаллизации в процессе отжига предварительно обработанных водородной плазмой тлеющего разряда пленок 8Ю является следствием распада прочных С- и 81~С-кластеров при воздействии плазмы.

- Уменьшение/увеличение электрического сопротивления пленок 8пОх в области ниже/выше точки плавления 8п (231,9°С) обусловлено формированием/распадом проводящих цепочек из нанокристаллов |3-8п.

- Эффект увеличения пористости и прозрачности синтезированных методом магнетронного распыления пленок-8пОх после обработки водородной плазмой тлеющего разряда в режиме "осаждение-отжиг-плазма-отжиг". Эффект роста поглощения в инфракрасной области длин волн в пленках 8п02 после отжига при температуре 200°С или обработки Н- или О-плазмами, обусловленный сегрегацией 8п.

- Направленные изменения фазового состава, микроструктуры поверхности и физических свойств пленок 8пОх при обработке Н- или О-плазмой позволяют существенно улучшить их прозрачность и газочувствительность.

Личный вклад диссертанта. Автор был инициатором исследований по 81С либо наиболее активным участником исследований по ЭпОг, инициированных Мухамедшиной Д.М., выполняя определяющую либо особую роль при постановке задачи, выборе средств достижения цели, обсуждении полученных результатов, подготовке научных статей и коррекции дальнейших исследований. Автором выполнены: расчет доз ионов для конструирования профилей распределения С в 81; получение, обработка и анализ результатов исследования структурных свойств 8ЮХ и 8пОх методом рентгеновской дифракции; обработка и анализ данных ИК-спектроскопии, Оже-электронной спектроскопии, просвечивающей электронной спектроскопии пленок 8ЮЧ; обсуждение и анализ результатов исследования микроструктуры поверхности методом атомно-силовой микроскопии, данных измерения электрических и газочувствительных характеристик, прозрачности пленок 8пОх. Предложены модели структуры, механизмы формирования 8ьС-связей тетраэдрической ориентации, механизмы взаимосвязи структурных и физических свойств 81СХ и 8пОх. Разработан безэталонный метод расчета инструментальной составляющей полуширины рентгеновских линий для определения размеров кристаллитов. Ключевые статьи и доклады по теме диссертации автором написаны лично либо совместно на основании коллективного анализа, обработки и обсуждения результатов. Обобщение представленного к защите материала выполнено автором.

Связь работы с другими научно-исследовательскими работами. Основная часть материалов диссертации была получена в ходе выполнения научно-исследовательских работ, входящих в программы фундаментальных исследований Министерства образования и науки Республики Казахстан:

«Исследовать наноструктурированныё материалы и твердотельные системы с целью создания материалов, приборов и устройств различного функционального назначения» (ГР 0103РК00432, шифр Ф0312, 2003-2005 гг.); «Исследовать наноструктурные и спинтронные системы для создания новых материа-

лов и сплавов» (ГР 0106РК01049, шифр ФОЗ54-09, 2006-2008 гг.); «Исследование физических процессов формирования нанообъектов и наноструктур на поверхности и границах раздела различных материалов для создания приборньгх структур широкого; диапазона применений» (ГР 0109РК00887, шифр Ф0500, 2009-2011 гг.).

Апробация работы. Результаты исследований' были доложены и обсуждены на: 12th International Conference on Defects-Recognition, Imaging & Physics in Semiconductors (Germany, Berlin,.2007);

EMRS Symposium «Functional oxides for advanced! semiconductor technologies» (France, Strasbourg, 2004);

International Symposium «High Technology Plasma Processes» (St. Petersbourg, 2006);

E-MRS Symposium K: ZnO and Related Materials (France, Nice, 2006); MRS-2005 «Semiconductor Defect Engineering-Materials, Synthetic Structures and Devices» (USA, San Francisco, 2005),

EMRS Symposium "TPP8 Thermal Plasma Processes" (France, Strasbourg, 2004); VI Международной конференции "Радиационно-термические эффекты и процессы в неорганических материалах" (Томск, 2008);

International Conference «Quantum Complexities in Condensed Matter» (Uzbekistan, Bukhara, 2003);

5th World Seminar on Heat Treatment and Surface Engineering (Iran, Isfahan, 1995);

Международной школе-семинаре «Физика конденсированного состояния» (Казахстан, Усть-Каменогорск, 2004);

7-ой Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Усть-Каменогорск, 2003);

3d, 4th and 6>h International Conferences «Nuclear and-Radiation Physics» (Almaty, 2001,2003,2007).

2nd Eurasian Conference "Nuclear Science añd its Application" (Almaty, 2002); 10-й Международной конференции "Физика твердого тела» (Караганда, 2008); 8-й Международной конференции «Физика твердого тела» (Алматы, 2004); 4-м Международном Симпозиуме "Physics@Chemistry of Carbon Materials/ NanoEngineering" (Алматы, 2006).

Публикации. Основное содержание диссертации отражено в 51 работах, включающие статьи в Международных (12) рецензируемых журналах, в рейтинговых российских (8) и казахстанских (19) журналах, а также доклады конференций.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, шести глав, заключения, списка использованных источников из 245 наименований, изложена на 295 страницах, содержит 112 рисунков и 22 таблицы.

1 ПЛЕНКИ 81СХ И 8пОх: СТРУКТУРА И ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА (ОБЗОР)

Как известно, свойства пленок субмикронного размера могут отличаться от свойств структур, имеющих макроскопические размеры. В качестве параметров, изменяющих их свойства, выступают толщина, число слоев, однородность пленок, размеры кластеров и нанокристаллов. Наличие малых частиц и нано-размерных элементов приводит к изменениям таких свойств материалов, как электропроводность, коэффициент оптического преломления, ширина запрещенной зоны, магнитные свойства", прочность, и другие [24—29].

Одними из наиболее перспективных материалов в этом отношении являются широкозонные полупроводники - карбид кремния и диоксид олова. Легированный различными примесями карбид кремния используется в технике полупроводников [4, 5]. Полевые транзисторы, диоды и другие электронные приборы на основе 8Ю обладают рядом преимуществ по сравнению с аналогичными кремниевыми приборами. Среди них - возможность работы при температурах до 600°С, высокое быстродействие и высокая радиационная стойкость. Синтез карбида кремния методом ионной имплантации приводит к формированию наноструктурированных систем в 8Юг, содержащих включения С, 81 и 8Ю, которые за счет квантово-размерного эффекта обеспечивают люминесценцию во всей видимой области спектра [30-34].

Диоксид олова используется в качестве прозрачных проводящих покрытий при изготовлении фотопреобразователей и опто-электронных приборов [35-38]. На основе наноразмерных пленок 8пОг изготавливают полупроводниковые сенсоры газов [39-41]. Увеличение адсорбционных способностей наноструктурированнных пленок 8п02 является одним из основных направлений работ по улучшению их чувствительности и уменьшению времени отклика [42-46].

Свойства пленок зависят от методов их получения. Для модификации свойств полученных пленок используют различные способы обработок, включая термические и плазменные.

В настоящей главе представлен обзор работ, касающихся:

-'физических и структурных свойств слоев 81СХ, полученных* методами ионной имплантации и осаждения, и влияния концентрации углерода и: кремния на процессы кристаллизации;

- физических и структурных свойств тонких пленок 8пОх, полученных различными методами, и механизмы их газовой чувствительности.

1.1 Методы синтеза пленок 81СХ, их структурные и физические свойства

Основные физические свойства кристаллов 8Ю следующие: плотность —

"> Л

3200 кг/м ; микротвёрдость - 33400 Мн/м ; коэффициент теплопроводности (20°С) - 10-40 Вт/(м-К); удельная теплоемкость - 620-750 Дж/(кг-К); температурный коэффициент линейного расширения - (4-7)-10"6 К"1; ширина запрещенной зоны — Её = 2,3-3,3 эВ; подвижность электронов и дырок (20°С) -

л

0,01-0,05 и 0,002-0,005 м /(В-с), соответственно; диэлектрическая проницаемость - 6,5-7,5; термо-ЭДС относительно меди — 300 мкВ/К. Распространенным способом получения технического карбида кремния является спекание кремнезема с углеродом в графитовой электропечи Ачесона:

ЗЮ2 + 3С-5Ю + 2СО (1)

Карбид кремния — бесцветный кристалл с алмазным блеском; технический продукт - зелёного или сине-чёрного цвета. 81С существует в двух основных кристаллических модификациях (рисунок 1) - гексагональной а-БЮ (6Н-81С (а = 0,3073 нм, с — 1,511 нм, Ее = 3,05 эВ); 4Н-81С (а = 0,3073 нм, с = 1,053 нм, Е8

= 3,23 эВ)) и кубической (|3-81С (а = 0,43596 им, Её = 2,36 эВ)). Слои из атомов углерода и кремния в а-81С размещены относительно друг друга по-разному, образуя более 250 структурных политипов [47]. Переход фазы |3-81С в а-81С происходит при температурах 2100-2300°С. В инертной атмосфере карбид кремния разлагается при очень высокой температуре (2). Перегретый пар также разлагает карбид кремния (3). 81С реагирует с кислородом (4) и азотом (5) при нагревании, образуя диоксид кремния и нитрид кремния, соответственно:

(а) 3C-SiC(ß); (б) 4H-SÍC; (в) 6H-SiC(a)

Рисунок 1 - Основные политипы карбида кремния

SiC 2830°с >Si + С, (2)

SiC + 2Н20 1300°с > Si02 + СИ4. (3)

2SiC + 302 950"'700°с > 2Si02 + 2СО. (4)

6SiC+7N2 |000-'400РГ >2Si3N4 + 3C2N2. (5)

Большое количество политипов SiC дает возможность создавать гетеропо-литипные структуры [48-50] с целью формирования бездефектных, практически идеальных контактов с необычными электронными свойствами [51-53]. Лебедев A.A. и соавторы [48] показали высокое структурное совершенство эпитаксиальных слоев SiC гетеропереходов (р) 3C-SiC-(n) 6H-SÍC, полученных сублимационной эпитаксией в вакууме на подложке 6H-SÍC. Выявлена

резкая граница' раздела между эпитаксиальными слоями ЗС-81С и 6Н-81С. Были созданы диодные структуры [52], в которых величина некомпенсированных доноров составила (1,7-2)х1017 см"3 в слое (п) 6Н-8Ю и

1 О "2

акцепторов >^-N(^3x10 см" в слое (р) ЗС-8Ю. В спектре электролюминесценции диодов наблюдались две полосы с максимумами Ьгп1ах ~ 2,9 эВ (430 нм) и 2,3 эВ (540 нм), близкими^ ширинам запрещенных зон 6Н- и ЗС-81С.

Исследования свойств гетеропереходов на кубическом и гексагональном политипах показали возможность формирования квантово-размерных структур на контакте со стороны узкозонного компонента [54]. Для получения квантовых точек ЗС-8Ю небольшого размера (15—20 нм) с поверхностной концентра-

8 9 2

циеи 10°—10" см" внутри гексагональной матрицы необходимо, чтобы происходило быстрое снижение соотношения 81/С в зоне роста. Предположено, что наноостровки ЗС-ЯЮ были заращены эпитаксиальным слоем со структурой политипов либо 6Н-8Ю, либо ЗС-8Ю.

В приконтактной области кубического политипа формируется двумерная решетка квантовых ям, глубина и высота барьеров которых зависят от энергетических конфигураций контактируемых политипов [55, 56]. В предположении линейной зависимости %(№!) = х(ЗС) — аЭ электронного сродства политипов карбида кремния %(ИН) от степени их гексагональности Б = пк/(пк+пь) (где пки пи - число занятых атомами кубических и гексагональных узлов) Давыдовым С.Ю. с соавторами [56] определены разрывы зон проводимости АЕС = аБ и валентных зон АЕу = Её(МН) - Е8(ЗС) - АЕС на контакте ЗС-8Ю с политипами №1-810 (Ы = 2, 4, 6, 8). Использованные для расчета АЕС и АЕу значения коэффициента а, ширины запрещенной зоны Её и степени гексагональности О для различных политипов приведены в Таблице 1. В рамках модели треугольной квантовой ямы. сделаны оценки энергии основного состояния е0:

1,856_

V

т

(6)

где т* — эффективная масса электрона в ЗС-8Ю (ш*/шо = 0,35, ш0 - масса свободного электрона), е — величина заряда электрона, Б = и/с! - напряженность электрического поля на контакте ]\[Н-81С/ЗС-81С со стороны ЗС-81С, и - контактная разность потенциалов, ё — ширина области объемного заряда в ЗС-81С.

Таблица 1 - Разрывы зон проводимости ДЕс и валентных зон ДЕУ, энергия основного состояния е0, ширина запрещенной зоны Её и степень гексагональ-ности О политипов 8Ю [56].

Параметры ЗС-81С 8Н-81С 6Н-81С|4Н-81С 2Н-81С

а, эВ 1,67 1,67 1,67 1,67 1,67

О 0,00 0,25 0,33 0,50 1,00

Ев, эВ 2,40 2,86 3,00 3,23 3,33

АЕ с = аО, эВ 0,00 0,42 0,55 0,84 1,67

ЛЕ у =Её(т)-Ег{ЪС)-АЕс,эВ 0,00 0,04 0,05 0,00 -0,74

е0, эВ 0,059 0,060 0,062 0,066

7

Исходя из оценки напряженности электрического поля Б ~ 2x10 В/м на контакте №1-81С/ЗС-81С со стороны ЗС-8Ю и квазиклассического выражения (7) для уровней еп (п = 1,2, ...) в треугольной квантовой яме Давыдовым С.Ю с соавторами [55] получено 81 ~ 0,144 еВ.

£п=(П2/2т*)

Ъп -еР , 3 ч -(« + -)

2 4

2/3

(V)

В настоящее время методами вакуумной сублимации [57], молекулярно-лучевой эпитаксии [58] растят эпитаксиальные и гетерополитипные слои на основе кубической ЗС-81С и двух гексагональных 6Н-81С, 4Н-8Ю модифика-

ций на-, подложках из SiC. Методом химического осаждения из газовой фазы (CVD) [59] выращивают гетероэпитаксиальные слои ЗС-SiG на подложках из кремния. При понижении температуры процесса (менее 1200°С) возникают условия для роста как поли-, так и нанокристаллических пленок SiC. Такие условия были реализованы в методах магнетронного1 распыления [60, 61], лазерной абляции [62] и плазменного осаждения [63], плазменно-усиленного химического осаждения из газовой« фазы: [64, 65], молекулярно-лучевой эпитаксии [66]. Осажденные при низких температурах, пленки SiG имеют различные степени кристалличности и структуру кубического политипа 3C-SiC.

Семенов А.В. и соавторы; [67, 68] показали; что в условиях прямого осаждения ионов углерода и кремния с энергией ~ 100 эВ при температурах; ниже: 1500°С возможен: рост нанокристаллических пленок, кубического,. ромбоэдрических и гексагональных политипов SiC. Градиент температуры перпендикулярно, падению; пучка-ионов; составлял ~ 120 град/см и максимум нагрева: (1510°С) ; находился! вблизи; центра подложки. Наблюдается! уменьшение: количества кремния в пленке с повышением температуры, начинаялримерно; с Si/C = 1 при 1200°С до Si/C = 0,5 при 1440°С, обусловленное заметным испарением г кремния. Определены температурные области формирования и получены на-нокристаллические пленки с последовательным рядом политипов 3С, 21 Ri 27R, 51R, 6Н [67, 68] (Таблица 2).

Семенов А.В. и соавторы [53], также изучили возможность низкотемпературного формирования гетероструктур на основе нанокристаллических пленок SiC различных политипов, полученных прямым^ осаждения ионов с энергией 120 эВ на подложки монокристаллов сапфира (А1203), кремния (Si), кварца (Si02) и других материалов, температуру которых варьировали в г диапазоне 900-1500°С. Пленки осаждали на оригинальной установке ионно-плазменного осаждения,:[68, 69] при давлении в камере не более 10 Па и соотношении^/С в потоке ионов 1,0—1,2. Предположено^ что пленки SiC могут иметь послой-

ную политипную структуру, состоящую (начиная с подложки) из более высокотемпературного политипа 6Н и затем при понижении температуры — 27R, 51R, 21R и ЗС. Формирование такой структуры возможно при отрицательном градиенте температуры, противоположном направлению роста пленки нормально подложке, т. е. в случае подогрева подложки с тыльной стороны.

Таблица 2 - Температурные области образования и структурные свойства

политипов SiC [68].

Параметр Т, °С

900 1010 1080 1160 1240 1380 1440 1510

Политип основной (дополнительный) ЗС 21R 21R (51R) 51R (21R) 27R (51R) 27R (21R) 27R (6Н) 6Н (27R)

Степень гексагональ-ности основного политипа, % 0 25 25 35 44 44 44 33

Размер кристалла с1, нм 5 10 34 44 45 41 46 120

81/С в пленке 1,0 1,0 0,95 0,9 0,5

Фаза кремния + +

Фаза углерода +

Авторы [53] также изучили возможность формирования гетероструктуры в обратной последовательности — на кубическом политипе ЗС-БЮ сформировали более высокотемпературный гексагональный 4Н-8Ю или 6Н-81С политип. Был разработан узел нагрева подложки с положительным градиентом температуры, т.е. в направлении роста пленки. Положительный градиент достигался за счет лучистого подогрева фронтальной области подложки, при котором температура поверхности при росте пленки повышается. Анализ изменения температуры поверхности показал, что при начальной температуре 890°С в процессе осаждения на определенной толщине пленки можно ожидать смену кубиче-

ского политипа ЗС на ромбоэдрический 21R. На подложке из сапфира с начальной температурой 890°С было выполнено осаждение пленки SiC толщиной около 3,8 мкм. Обнаружены рентгеновские линии политипов кубического ЗС и ромбоэдрического 21R. Размер нанокристаллов составил 8—10 нм для кубического и 15-18 нм для ромбоэдрического политипов SiC. Также присутствуют слабые линии, которые можно отнести к отражениям в ромбоэдрических политипах 27R, 33R, 51R. Спектр фотолюминесценции от фронтальной поверхности нанокристаллической пленки, содержащей кубический ЗС и ромбоэдрический 21R политипы, содержит широкую полосу эмиссии с тремя максимумами при 2,65, 2,83, 2,997 эВ (469, 439, 415 нм), плечом в области 2,43 эВ (511 нм) и слабый пик при 3,366 эВ (369 нм). Спектр от обратной поверхности содержит широкий максимум при 2,55 эВ (487 нм), слабый пик при 3,366 эВ (369 нм) и слабый максимум при 3,7 эВ (336 нм) (Таблица 3).

Таблица 3 - Положения центров максимумов в спектрах фотолюминесценции

и оптического отражения от фронтальной и обратной поверхностей гетерост-руктуры 3 С/2 IR, эВ [53]

Фотолюминесценция Оптические отражения

Фронталь- Обратная Фронталь- Обратная Интерпретация

ная по- поверх- ная по- поверх-

верхность ность верхность ность

2,43 2,39 2,4 2,40 Переход Г^—Х^ в ЗС-81С

2,65 2,65 Предположителен переход из области контакта

2,83 2,857 2,83 Предположителен переход в 24Д-81С

2,997 3,08 Переход в 21Я-8Ю

3,366 3,366 Не соотнесен

3,7 Не соотнесен

4,32 Переход Г15у-Х1С в ЗС-БЮ

4,97 Предположителен переход в 21Д-8Ю

• Спектры регистрировались при температуре 4,2К при возбуждении излучением с энергией 4,66 эВ (Я.схц — 266 нм). Широкая несимметричная полоса при 2,55 эВ (487 нм) спектра.: ФЛ от низкотемпературного слоя кубического политипа. ЗС-ЭЮ (обратная поверхность) хорошо аппроксимируется двумя интенсивными гауссианами с центрами 2,39 (520 нм) и 2,65 эВ (469 им). Первый; максимум соответствует излучению на частоте непрямых переходов Г^у—Х1С в кубическом карбиде кремния [70]. Второй максимум; в области 2,65 эВ (469 нм) прямо не идентифицируется. Он присутствует и в спектре фронтального слоя, и можно предположить, что за это свечение ответствен контактный слой между кубическим и < более широкозонным, ромбоэдрическим политипом. ФЛ от фронтального слоя также содержит максимум: 2,65 эВ (469 нм), который также можно отнести, предположительно; к эмиссии из контактной области.

1.2 Структурные свойства тонких пленок 81СХ, полученных методом ионной имплантации

Особый интерес представляет синтез слоев 81С в кремнии методом ионной имплантации из-за возможностей получения пленок заданной толщины и состава [4-12, 71-112], нанослоев химических соединений и многослойных

Металл Оксид

Пйимеш

Отсутствие > ёмкости -

а) Классической, б) КИИ.

Металл

Рисунок 2 - Схемы МОП-транзисторов, выполненных по классической:

и КНИ технологиям

структур, а также изолирующих слоев, при изготовлении интегральных схем. Кремниевые структуры со скрытым слоем карбида кремния могут быть- использованы как SOI-структуры (silicon-on-insulator или КНИ — кремний на изоляторе) (рисунок 2), имеющие преимущества перед структурами со скрытым слоем Si02, полученными методом SIMOX, (Separation by IMplantation- of OXygen). Это более высокие радиационная стойкость и теплопроводность скрытого слоя SiC, обеспечивающие возможность функционирования приборов в, жестких условиях. Технология SOI основана на использованииt трёхслойной подложки со структурой «кремний-диэлектрик-кремний» вместо монолитных пластин кремния. За счёт тонкости поверхностного слоя и. изоляции транзистора от кремниевого основания удаётся многократно снизить паразитную ёмкость. Технология позволяет существенно повысить быстродействие и снизить мощность и размеры микроэлектронных схем.

Serre С. и соавторы [71] сформировали многослойные структуры! p-SiC на Si02 имплантацией^ ионов углерода в подложки Si с последующим термическим-отжигом. Процесс состоял из трех этапов: (I) многократная имплантация ионов С в Si для получения захороненного слоя p-SiC с резкими границами раздела между верхним Si и подложкой, (II) селективное окисление верхнего слоя Si, и (III) формирование связей и травление Si. Эти процессы совместимы с технологией кремния и позволяют получить высокое качество кристаллических пленок P-SiC на Si02 без использования дорогостоящего объемного SiC или пластин кремний на изоляторе (SOI).

Широкому использованию карбида кремния в микроэлектронике препятствуют трудности, связанные с проблемой получения кристаллической пленки SiC. Увеличение концентрации углерода в имплантированном слое вызывает рост содержания прочных С- и C-Si-кластеров [5, 9], оказывающих отрицательное воздействие на процессы кристаллизации SiC. Термообработка вплоть до 1200°С не приводит к полному распаду кластеров и освобождению

атомов С и Si для формирования Si-C-связей тетраэдрической ориентации. Однако впоследствии было обнаружено, что сформированные методом ионной имплантации наноструктурированные системы в S1O2, содержащие нанокри-сталлы и нанокластеры С, Si и SiC, могут обеспечивать за счет квантово-размерного эффекта люминесценцию практически во всей видимой области спектра [30-35].

Методы создания гетероструктур путем эпитаксиального роста дают удовлетворительные результаты лишь в том случае, когда постоянные решетки материала подложки и пленки отличаются не более чем на 5-10%. Гетероэпитак-сиальный рост слоев ß-SiC на кремниевой подложке является затруднительным из-за больших несоответствий решетки (25%) и несоответствий теплового коэффициента расширения (8%) с подложкой Si. Для создания гетеропереходов SiC—Si желательно использовать другие методы. Одними из первых такой способ был обнаружен в 1971 году авторами работ [6, 7].

С целью синтеза карбида кремния Borders J.A с соавторами [6] внедрили

12 4" 17 2

ионы С (Е = 200 кэВ, D = ~10 см" ) в обе стороны кремниевой подложки. После имплантации в инфракрасном спектре наблюдалась широкая полоса поглощения, положение максимума которой при 700-725 см-1 не меняется после отжига при температурах ниже 800°С. Отжиг при температуре 900°С приводит к уменьшению полуширины этого пика, отнесенного к карбиду кремния. Максимум поглощения перемещается в область при 800 см"1, соответствующей поперечным оптическим фононам SiC. Установлено, что формирование SiC происходит в температурной области 850±25°С и дальнейший отжиг не вносит изменений в полосе поглощения. Из измерений инфракрасного поглощения и результатов обратного резерфордовского рассеяния сделан вывод, что около половины имплантированных атомов углерода включены в SiC.

Баранова Е.К. и соавторы [7] также получили пленки SiC имплантацией в пластины Si ионов углерода (Е = 40 кэВ,- D > 1017 ион/см2). Широкая полоса

поглощения соединения оказалась в области спектра 400-1100 см"1 и максимум смещен в длинноволновую область относительно максимума полосы поглощения кристаллического SiC. Отжиг в интервале температур 300-900°С привел к сужению полосы поглощения, указывая на упорядочение структуры слоя. В интервале 600-700°С наблюдалось скачкообразное изменение значения положения максимума пика поглощения с 715 см"1 до 815 см"1, характерного для кристаллического SiC. Из электроннограммы определена постоянная решетки, оказавшаяся близкой к постоянной решетки SiC.

Akimchenko LP. и соавторы [72] осуществили синтез SiC в алмазе и крем-

1 -у

нии посредством имплантации ионов Si (Е = 40 кэВ, D = 3,7х 10 см" ) и С (Е =

17 О

40 кэВ, D = 4,3 х 10 см" ), соответственно, с последующим отжигом при температурах от 500 до 1200°С. Имплантация Si в пластину алмаза с ориентацией вдоль плоскости (111) при комнатной температуре привела к образованию сильно разупорядоченного или аморфного SiC, толщина слоя которого, оцененная из ИК-поглощения вблизи 810 см"1, оказалась -70 нм. Сделано предположение о почти 100-процентном включении атомов углерода в SiC. При этом около 10-15% разупорядоченного SiC объединяется в кристаллиты кубической модификации, а остальная часть остается в аморфном состоянии. Средний размер кристаллитов и параметр решетки составили 3±1 нм и 0,437±0,003 нм, соответственно. При имплантации ионов С в Si образование кристаллической фазы SiC начинается при температуре 800°С с максимумом поглощения при 790 см"1, заканчивается при 1100°С с максимумом при 810 см"1. Параметр решетки и средний размер кристаллитов оказались 0,442±0,002 и 10 нм, соответственно.

Kimura Т. и соавторы [10] установили, что профиль распределения атомов С в Si (Е = 100 кэВ, D > 6хЮ17 см"2) существенно отличается от гауссианы. Имеет место незначительная деформация профиля после отжига при температуре 1200°С. При дозах, превышающих стехиометрическую концентрацию уг-

лерода в максимуме распределения, формируются углеродные кластеры, распадающиеся при температурах выше 1200°С, а также уменьшается процентное содержание атомов углерода, включенных в Р-БЮ. После отжига исчезает слой углерода толщиной 70 нм на поверхности, обнаруженный после имплантации.

Бшпр! Р. и соавторы [78] исследовали влияние величин энергии и дозы ионов, ориентации подложки и температуры отжига на синтез 81С. Показано, что профили распределения в кремнии ионов углерода с энергиями 10, 20, 30 и 40 кэВ при дозе 4,3x1017 см"2 оказались сдвинутыми к поверхности образца по сравнению с расчетными профилями. Вариации величин энергии ионов оказали большее влияние на ИК-спектры, чем дозы. Положение максимума пика поглощения независимо от энергии и дозы ионов составило 787 и 794 см"1 после отжига при температурах 970 и 1050°С, соответственно. При температурах ниже 900°С формирование 8Ю менее выражено в случае высокой дозы, а отжиг при более высокой температуре нивелирует различия.

При исследовании структуры слоев синтез 8Ю, как правило, идентифицируют с помощью спектров поперечных оптических фононов [71-85]. Обнаружение продольных оптических колебаний атомов решетки (ЬО-фононы) [79, 80, 84-86] позволяет получить дополнительную информацию о процессах кристаллизации. Акимченко И.П. и соавторы [79] обнаружили, что при отклонении от перпендикулярности угла падения света на образец наблюдается поглощение при волновом числе 980 см"1. Имплантация ионов углерода с энерги-

17 2

ей 24 и 40 кэВ, дозой 4,3x10 см" проведена при комнатной температуре в пластину 81 р-типа проводимости и ориентацией (111). Отжиг проводился в вакууме при температурах 900 и 1100°С в-течение 30 минут. Наличие в спектре пропускания полос, связанных с ЬО- и ТО-фононами, дало возможность рассчитать такие параметры БЮ, как высокочастотная ею и и низкочастотная 8о диэлектрические проницаемости, коэффициент затухания фононов, эффективный заряд е+ и силовую постоянную р.

Нусупов К.Х. и соавторы [80-83] с целью обнаружения ЬО-фононов в рабочую камеру спектрометра УР-20 вмонтировали вал с жестко закрепленными держателями образцов. Система позволила провести измерения спектров ИК-пропуекания при углах падения излучения на образец в пределах от 0 до 360°.

12 -Ь 17 2

Имплантация ионов С с энергией 40 кэВ и дозой 3,56x10 см" в пластины кремния п- и р-типа проводимости с удельным сопротивлением 4-5 Ом-см и 10 Ом-см и ориентаций (100) и (111), соответственно, проводилась при комнатной температуре в вакууме [81]. Последующий изохронный отжиг был выполнен в интервале температур 200-1400°С в течение 0,5 часа с шагом 50-100°С. Обнаружено появление полосы поглощения ЬО-фононов 8Ю при 965-970 см"1 в спектрах от образцов, наклоненных к ИК-излучению под углом 73° от нормали к поверхности образца [82]. Этот пик появляется после отжига при 1000°С для обоих типов подложек наряду с основным пиком при 797—800 см"1, соответствующим ТО-фононам БЮ и имеющим значительную интенсивность уже при температуре 700°С. Для пленок БЮ на подложках 81 ориентации (100) увеличение температуры отжига в интервале "1000-1350°С ведет к равномерному смещению положения максимума амплитуды ЬО-фононов от 930 до 965 см"1, которое затем выходит на насыщение. Для пленок БЮ на подложках 81 с ориентацией (111) сдвиг от 955 до 970 см"1 происходит по нелинейному закону до 1400°С. Таким образом, установлено, что упорядочение структуры кристаллитов не завершается вплоть до температуры плавления кремния.

Нусупов К.Х. и Жариков С.К. [80, 83] предложили модель ионно-имплантированного слоя, в котором могут присутствовать оптически неактивные 81—С-кластеры в виде цепочек и сеток, атомы которых, связанные одинарными, двойными и тройными связями, лежат в одной плоскости (рисунок 3). Могут присутствовать прочные замкнутые кластеры из нескольких атомов, атомы которых соединены друг с другом двойными и тройными связями. В плоской оптически неактивной сетке показаны свободные («болтающиеся»)

связи на атомах кремния (атомы под №30 и 24) и углерода (№21 и 27), которые возникли из-за занятости всех четырех связей окружающих их атомов. Свободные связи этих и>.других атомов (№4, 11, 12, 15, 17) могут замыкаться на группах атомов, не лежащих на< одной плоскости и образовывать ассоциацию оптически активных кластеров. Поскольку расстояния между атомами №22—4 и 22—5 равны, то связь 22—4 может замыкаться на атомах 22—5, т.е. осциллировать. Одна двойная связь обслуживает три атома №5, 6 и 7, т.е. в данном случае налицо наличие резонанса, вследствие чего атом №6 не имеет возможности взаимодействовать с другими группами атомов. Наличие двух свободных связей атома №26 может привести к их гибридизации, т.е. объединению. Показаны удлиненные одинарные связи между атомами № 2—3 и 1—18, распадающиеся в первую очередь с увеличением температуры отжига.

а) плоская сетка, б)цепи, в)треугольные и четырехугольные кластеры [80].

Рисунок 3 — Возможные варианты оптически неактивных кластеров из атомов (кружки большего диаметра) и атомов С (кружки малого диаметра)

Акимченко И.П. и соавторы [84] исследовали оптические и фотоэлектрические свойства структуры БЮ-Б^ сформированной имплантацией в кремний

34 .

п- и р-типа ориентаций (100), (110) и (111) ионов- 12С с энергиями 40 и 70чсэВ, дозами 4,3Х1017 и 5><1017 см"2. Анализ спектров-ИК-поглощения слоев кремния имплантированных ионами углерода с энергией 70 кэВ позволил обнаружить, значительную зависимость степени кристалличности слоя' 81С от ориентации» подложки после отжига при температурах 700-900°С. Хотя тетраэдрические 81-С-связи более интенсивно формируются при ориентации подложки (100), отжиг. пр№ температуре 1100°С полностью выравнивает различия в спектрах поглощения для всех трех ориентаций (100), (110) и (И 1). Из измерений знака термоэдс обнаружено, что синтезированный-слош|3-81С обладает электронной проводимостью. При измерении фотоэдс получены фотоотклики во всех имплантированных структурах. Исследование вольт-амперных характеристик показало улучшение эффекта выпрямления- в структуре-после отжига: Показана возможность создания метод ОМ'ионной имплантации гетероструктуры (З-БЮ —

81 (ширина запрещенной-зоны 2,39 и 1,11 эВ, соответственно).

, ч

Кнпига Т. и соавторы [85] исследовали приповерхностные слои п-81 (100)

ориентации, имплантированные ионами углерода с энергиями' 50-150 кэВ и дозами (4-9)х1017 см"2. Сдвиг пика поглощения в область 800-810 см"1 при' температуре 900°С свидетельствовал о завершении формирования фазы р-81С, тогда как изменения в полуширине пика, наблюдавшиеся вплоть до 1200°С, указывают на продолжение упорядочения решетки (3-81С. После имплантации (Е = ЮОкэВ) и отжига при температуре 900°С около 40-50% имплантированных атомов углерода включены в Р-81С и при увеличении температуры до 1200°С эта величина увеличилась до 70-80%. При этом отмечено существенное влияние дозы внедряемых ионов углерода. На' электронограммах образцов до отжига обнаружены, рефлексы слабоупорядоченных структур (З-БЮ и диффузные кольца аморфного углерода.

Клтига Т. и соавторы [11] сделали оценку доли атомов углерода, вошедших в состав фазы Р-81С. На основе дисперсионных соотношений, и данных

оптической плотности ИК-спектров пропускания показано, что все имплантированные атомы углерода включены в состав J3-SiG в процессе отжига при температурах; 900-1200°С, если концентрация атомов; углерода не: превышает стехиометрический состав |3-SiC в максимуме распределения: В случае более высоких доз внедрения; избыточные атомы углерода; формируют кластеры и не встраиваются? в (З-SiC даже: после отжига при температуре 1200°С.

Kimura Т. и; соавторы, [86] сравнили свойства имплантированных углеродом слоев кремния и слоев карбида кремния, полученных перемешиванием системы углерод-кремний при; бомбардировке ионами аргона (Е= 100 кэВ, D =

16 2

1x10- см" ) слоев углерода, осажденных на монокристаллические подложки кремния? дуговым разрядом. Толщина образующейся пленки SiC оказалась зависящей как корень квадратный от дозы ионов аргона. Температура формиро-

ч

вания (З-SiC для ионного перемешивания (700-800°G) оказалась на 100°С ниже, чем при непосредственной! имплантации ионов углерода:

Александров П.А. и соавторы [87] осуществили синтез монокристаллического слоя SiG в самоотжиговых режимах с помощью одношаговой техники сильнотоковой ионной имплантации атомов углерода в кремниевые подложки с ориентациями (001) и (111). При имплантации этим методом ионов углерода

17 2'

дозой 6x10 см" в пластины кремния-ориентации (001) с помощью сфокусированного ионного пучка с плотностью тока 300 мкА/см~ синтезируется монокристаллический слой SiG, содержащий небольшое количество двойников. При плотности ионного тока 150 мкА/см образуется монокристаллическая прослойка SiG с высокой: концентрацией двойников на границе раздела с подложкой Si. Поверх этого слоя расположен слой поликристаллического SiC. При имплантации ионов углерода в кремний ориентации (111) не образуется монокристаллический слой- p-SiG даже при имплантации в нагретую до температуры 85 0°С подложку.. Образуется, поликристаллический слой SiG у поверх-

ности* и монокристаллическая прослойка 81С с высокой плотностью двойников , вблизи границы раздела с кристаллической ¡ма.трицей;

Александров ГТ.А. и соавторы:. [88] осуществили, имплантацию ¡ионов углерода; с энергией 40>кэВ^ иг дозой ■ 5 х 1017 см"2 в подложку, кремния при» температуре 1050°С. Авторы наблюдали наличие' поверхностного дефектного кристаллического слоя 81 и последующее чередование слоев 81С, дефектного кристаллического 81 и мопокристаллического 81 на глубинах от поверхности 60, 130 и 400 нм, соответственно.

ЭгИсапШ К. и соавторы [89]; исследовали электрические свойствам кремния имплантированного ионами углерода при?двух режимах имплантации: один -с энергией ионов 100 кэВ и дозой 1017 см"2; другой - с энергиями 20, 30, 50 и 70 кэВ и дозами, обеспечивающими: при указанных;энергиях'однородную концентрацию углерода по глубине 2х 10" см . Последующий отжиг образцов был выполнен при температурах 800 и 1000°С в течение 1 часа. На структурах «металл - имплантированный слой - кремний» исследовалось образование: электрического барьера и перенос носителей зарядов? через, имплантированный' слой; Методом спектроскопической эллипсометрии установлено, что отжиг», при 1000°С приводит к диффузии углерода от поверхности в объем образца и образованию карбида кремния? на глубине 115,8 ± 5,4 нм с. процентным содержанием ЭЮ до 10% 90% с-81).

Герасименко Н.Н. и соавторы [90] сообщили о результатах по управлению приповерхностным зарядом в структуре типа А1-81С-8г. Синтез карбида кремния осуществлен имплантацией ионов углерода (Е = 40 кэВ) в: кремний п- и; р-типа проводимости и с ориентацией (111) при плотности тока (10-15)х10"6 А/см . Идентификация- синтезированного 81С методом ИК спектроскопии показывает появление полосы при 815 см"1 после отжига, при температуре 850°С, свидетельствуя; о кристаллизации 81С. Спектры демонстрируют, смещение положения максимума пика в; интервале 740—780 смт1 после отжига при

температурах 600-800°С. Методом электронной микроскопии показано наличие кристаллитов ß-SiC размером менее 100 нм, а также присутствие крупных кристаллов ß-SiC. Эллипсометрические измерения дают показатель преломления п = 2,26 и толщину пленки 190 нм. Анализ вольт-фарадных характеристик структур Al-SiC-Si на основе п- и p-Si после отжига при 900°С в

течение 30 минут в потоке сухого N2 дает-плотность состояний на границе раз-

• 6 2 дела Si—SiC в пределах (8-10)х10" А/см . Характеристики не имеют гистерезиса, что свидетельствует об отсутствии захвата носителей на состояния вблизи границы и в диэлектрике.

Kimura Т. и соавторы [91] описали эффекты имплантации ионов Si и Р на процессы образования ß-SiC в сравнении с влиянием внедрения ионов Ar и Ne [86], вызвавшими снижение температуры синтеза ß-SiC на 100°С. Имплантация ионов Si проводилась для выяснения влияния аморфизации на Si-C-смесь, полученную имплантацией ионов углерода с энергией 90 кэВ и дозой 1*1017

2 I ~

см" . Показано, что имплантация кремния и фосфора в Si-C-смесь является менее эффективной для уменьшения температуры образования ß-SiC. Для сдвига пика ИК-пропускания к 800 см"1 потребовалось 480, 120 и 6 минут отжига при температуре 800°С Si-C-смеси: 1)неимплантированной дополнительно, имплантированной ионами 2)Р+ и 3)Аг+, соответственно. Выяснилось, что амор-физация повлияла на образование ß-SiC в малой степени. Образующиеся газовые пузырьки в Si-C-смеси, имплантированной ионами Аг+ и Ne+, могут действовать как зародышевые центры для ß-SiC преципитатов, снижая температуру образования ß-SiC. После имплантации и отжига при температурах 1200-1300°С слои SiC имели р-тип проводимости. Слоевая концентрация носителей оставалась неизменной (5x1012 см"2) для доз от 1хЮ14 до 5x1017 см"2 и с увеличением дозы углерода до 2х 1018 см"2 сильно возрастает до 1 х 10Ь см"2.

Braun М. и соавторы [92] имплантировали ионы углерода или азота с энер-

17 О

гией 70 кэВ и дозой 2x10 см"" в монокристаллические подложки кремния с

ориентацией (111). Управляемым испарением силиконовог масла в процессе имплантации произведено науглероживание поверхности серии образцов. Обнаружено, что науглероженный в вакууме слой действует как твердотельная- смазка. Тесты алмазными царапинами выявили тенденцию к уменьшению образования трещин на! имплантированных науглероженных поверхностях.

Akimchenko I.P. и соавторы [93] показали, что широкая зона при 700 см"1 в спектре' ИК-поглощения после имплантации кремния 70-кэвными ионами углерода, указывающая на формирование Si-C-связей, трансформируется после отжига при 900°С в зону поглощения ¡при 810 см"1, являющейся характерной для кристаллической фазы SiC. Ориентация подложки (100) является наиболее приемлемой для образования Si-C-связей тетраэдрической ориентации. В случае ориентации (100), (110) и (111) ширина на полу высоте равна 120, 180 и 220 см"1, соответственно, уменьшаясь после отжига при 900°С до 50, 70 и 100 см"1. Толщина, оцененная из индекса поглощения при 810 см'1, равна 493, 299 и 249 нм для вышеуказанных ориентаций, соответственно, и наибольшее поглощение имеет место в случае подложки (100). После отжига при>1100°С различия в полуширине пика (50 см"1) и в толщине (500 нм) исчезают.

Chayahara А. и соавторы [94] показали, что высокоэнергетическая мэвная 18 2

(1,5 Мэв, 1,8x10 см" ) ионная имплантация'также может использоваться для создания слоев SiC, но залегающих более глубоко, чем имплантации невысокими энергиями. Имплантированная область составила -2,0 см2. Поверхностный слой кремния после имплантации оказывается неповрежденным.

Frangís N. с соавторами [95, 96] сформировали ß-SiC в кремнии высокотемпературной имплантацией (850-950°С) ионов углерода дозами от 0,2x1018 до 1хЮ18 см"2 и энергией 200 кэВ. Имплантация проводилась в пластины кремния ориентации (100) и (111). В обоих случаях ß-SiC формировался с такой же ориентацией, как и у матрицы. Также сообщается, что имплантация при

меньшей температуре (500°С), но при большей энергии (300 кэВ) приводит к формированию (З-ЗЮ хорошего качества.

Ес1е1тап БХ. и соавторы [97] внедрили ионы углерода с энергией 401 кэВ и дозош 10 ион/см в кремний ориентаций (100) и (111) при температуре образца, варьируемой от комнатной до 850°С. Из спектров пропусканиям видно; что при температуре имплантации в интервале от комнатной до 500°С структура; слоя аморфная, при последующем отжиге от 600 до 800°С амплитуда пика увеличивается и его максимум смещается к 780 см"1, а при температуре 850°С — к 810 см"1, что говорит о кристаллической структуре БЮ. Процессы рекристаллизации идут в температурном интервале 600-850°С. Аморфные слои в кристаллическом кремнии кристаллизуются в том же температурном интервале. Наблюдалась корреляция структуры слоя БЮ с температурой имплантации: поликристалл близкий» к аморфному, четко выраженный-поликристалл, текстура и монокристалл при 600, 700, 800 и 850°С, соответственно.

Метод многократной имплантации ионами углерода различных энергий является наиболее подходящим для получения однородного слоя БЮ [9, 80, 89, 98-100]. МиББироу К.КИ. и соавторы [9, 99] исследовали методом рентгеновской дифракции и Оже-электронной спектроскопии слои кремния, имплантированные ионами углерода с энергиями 40, 20, 10, 5 и 3 кэВ. Сформирован прямоугольный профиль распределения атомов углерода в кремнии с различной концентрацией атомов С в 81 [80]. С увеличением концентрации углерода растет температура начала кристаллизации карбида кремния с 900°С при Мс/^ = 0,4 до 1200°С при МсЛ4^ = 1,4, что объясняется высокой концентрацией углеродно-кремниевых кластеров. Уменьшение концентрации углерода также приводит к росту температуры формирования кристаллитов 81С до 1250°С при Ис/^ = 0,06. Температура формирования кристаллитов 81 возрастает с 680°С при Мс/Н8! = 0,04 до 1250°С при ^/N5, = 1,4, для которого наблюдаются рефлексы текстуры кремния предположительно из области перехода

40 -

«пленка-подложка». На основе полученных данных в [8, 99] проведен анализ процессов кристаллизации в слое кремния с линейно-спадающим профилем распределения углерода, полученного имплантацией ионов +С12 с энергиями 340 кэВ, а также в слое кремния с гауссовым профилем распределения углерода

17 2

(40 кэВ, 2,6x10 см" ) [8, 98]. Методом Оже-электронной спектроскопии показано соответствие профилей распределения углерода расчетным профилям.

ч

Calcagno L. и соавторы [100]'формировали Sij_xC4 сплавы в кремнии мно-

I 17 2

гократной имплантацией ионов С дозами в интервале (0,5-3)х 10 см" и энергиями в интервале 10-30 кэВ. Показано, что атомная доля углерода (х) была в диапазоне 0,22-0,59. Оптическая-ширина запрещенной зоны и интенсивность PIK-сигнала после отжига при 1000°С линейно увеличивались с концентрацией углерода, достигая максимума при стехиометрическом составе (х = 0,5). При более высокой концентрации углерода интенсивность ИК сигнала претерпевает насыщение, а ширина запрещенной зоны уменьшается от 2,2 до 1,8 эВ. Для аморфного слоя Sii„xCx (х = 0,59) после имплантации широкий пик ИК-поглощения расположен при 750 см"1 и указывает на присутствие слабых Si-C-связей. После отжига при 900°С наблюдаются сдвиг пика к 795 см"1 и его сужение, указывая на формирование кристаллической фазы ß-SiC. Методами ПЭМ и рентгеновской дифракции показано формирование кристаллитов ß-SiC с размерами в диапазоне 5-10 нм [101, 102]. Получены схожие результаты для различных сплавов Sii_xCx, в частности, кристаллизация в диапазоне 850-900°С, которая завершается при 1000°С. Сделано заключение, что в пленках вплоть до стехиометрического состава все атомы углерода связаны с атомами кремния. В рамановских спектрах до и после отжига при 1000°С не обнаружено С-С связей в пленках Sii_xCx состава ниже и близкого к стехиометрии (х < 0,53). Увеличение концентрации углерода (х>0,55) приводит к появлению слабого сигнала С-С, интенсивность которого растет с увеличением количества углерода. После отжига полоса распадается на две полосы — 1355 (Id) и 1575

см"1 (Ig), появление которых интерпретировано образованием включений углерода. Из величин интенсивности Id и Ig были оценены размеры кластеров углерода (-2,5 нм).

Simon L. и соавторы [103] провели высокотемпературную (700°С) имплантацию в кремний ионов углерода с энергией 50 кэВ и дозами выше стехиометрии 1018 и 2*Ю18 см'2. Эффект пост-имплантационного отжига при 1200°С исследован. на образцах, имплантированных при температурах 600 и 900°С. Показано, что независимо от температуры отжига при энергии ионов 50 кэВ и дозах (0,45- 2)х1018 см'2 могут формироваться слои SiC толщиной 100'нм. Ожидается, что напряжения и дефекты, образованные вокруг слоя после первой стадии имплантации, формируют ловушки, которые притягивают следующие атомы углерода. Избыток углерода формирует углеродные кластеры.

Preckwinkel U. и соавторы [104] показали, что формирование преципитатов 3C-SiC в процессе имплантации углерода сопровождается увеличением давления и напряжения в образованной фазе карбида кремния. В частности, преци-' питаты SiC, сформированные в течение высокотемпературной (при 700 и 950°С) имплантации углерода в кремний с дозами выше стехиометрии, имели'1, напряжения решетки 3% и 1,5%, соответственно. Предполагается, что несоответствие почти на 20% между решетками Si и 3C-S1C является главной причиной для наблюдаемых напряжений. После увеличения дозы углерода объединение преципитатов SiC происходит главным образом в слое параллельном к

17 2 •

поверхности. При дозе 9><10 см' обнаружен эпитаксиальный слой 3C-SiC

17 2

преципитатов. При дозе 12x10 см" в центре этого слоя сформировалась аморфная зона.

Kantor Z. и соавторы [73] сообщают о кластерах SiC, образованных в слое при дозах углерода выше стехиометрического состава. Концентрация замещенного углерода порядка 1 ат.% могла быть достигнута посредством ионной имплантации и импульсного лазерного отжига, которая по порядку величины

выше, чем твердый предел растворимости при тепловом равновесии. При превышении этого предела концентрации атомы углерода формируют преципитаты карбида кремния, вкрапленные в эпитаксиальные Si—С слои.

Barbadillo L. и соавторы [74] провели имплантацию ионов С+, N4" и (С++1<Г) различными дозами (1x1016; 1хЮ17 и 6,7x1017 см"2 для 'V" и 1хЮ16; 1хЮ17 и

2 12 + 15

5x10 см" для С ) выше критической дозы аморфизации кремния (около 10

л

см" при 30 кэВ). Имплантация ионов приводит к формированию карбида кремния и/или нитрида кремния, даже если имплантация проводится при комнатной температуре. После отжига показано формирование SisN4 и SiC. При имплантации (С+ + N+) нитрид кремний и карбид кремния формируются в отдельных слоях. Однако, после отжига при 1200°С это разделение выглядит незаконченным. Для полного разделения фаз и перекристаллизации верхних слоев Si требуется отжиг при более высоких температурах.

Wong S.P. и соавторы [75] синтезировали захороненные слои SiC имплантацией ионов углерода в p-Si (100) подложки с удельным сопротивлением 10—

20 Ом-см с помощью ионного источника MEVVA при энергиях в пределах 301 о ^

60 кэВ и дозах (0,3-1,6)х10 см" . Отжиг был выполнен при температурах 700-1200°С в атмосфере азота в течение 1 часа. Спектры ИК-поглощения слоев SiC были разложены на две или три компоненты, одна из которых относилась к аморфному SiC, а две другие к (З-SiC, сформированному во время отжига. При фиксированной дозе общее количество SiC оказалось линейно растущим с энергией имплантации, и при фиксированной энергии растущим с дробной степенью дозы, а именно, Dy с «у», определенной как 0,41.

Chen D. и соавторы [5] провели имплантацию в кремний ионов углерода с энергией 65 кэВ и дозой 1хЮ18 см"2, используя MEVVA ионный луч. После имплантации профиль распределения углерода по глубине подобен гауссиане с концентрацией в максимуме, превышающей стехиометрическое отношение. После отжига при 1250°С в течение 10 часов сформировался стехиометриче-

ский захороненный слой SiC толщиной приблизительно 150 нм. Отожженный образец является многослойной структурой» «поверхностный слой S102 — верхний, слой Si — дефектный слой Si - верхний переходный слой - захороненный слойф-SiC - нижний переходный слой на подложке Si».

Chen D. и соавторы [76] с-помощью ионного источника- MEVVA осуществили имплантацию1 в подложку p-Si ориентации (100) с удельным сопротивле-

17 18

нием 10-20 Ом-см ионов С с энергиями 40 и 65 кэВ и дозами 6x10 и 1,2х 10

■л

см" (образец М4065), соответственно, либо с обратной последовательностью энергий и» доз ионов 65 и 40 кэВ (образец М6540). После имплантации и отжига (600-1200°С) спектры FTIR в интервале от 500 до 1000 см"1 были разложены в три гауссовые компоненты аналогично [75]. Компонента (А), достигшая максимума при 700 хм"1, была отнесена к аморфному SiC (a-SiC). Другие две компоненты с большим (большие зерна) и меньшим (меньшие зерна) значениями FWHM (В] и В2), достигшие максимума в 795±1 см"1, были отнесены к J3-SiC. Полная площадь спектров, или количество сформированного SiC, увеличивалась после отжига, то есть в образцах не все атомы С объединены с атомами Si. Как общее количество SiC, так и P-SiC фаза (отношение суммы площадей В| и В2 фаз к общей площади) в.образце М4065 больше, чем в М6540.

Баязитов P.M. и соавторы [105] исследовали структуру и инфракрасное поглощение в слоях карбида кремния (P-SiC), сформированных имплантацией нонов С в Si (Е = 40 кэВ, D = 5ХЮ17 см-2) с последующей мощной наносекундной импульсной ионной обработкой (ИИО). В случае ИИО синтез соединений может проводиться с однородным нагревом приповерхностных слоев без перегрева и разрушения поверхности и без нагрева базового материала [106]. Формируются толстые слои с концентрацией имплантированных примесей, значительно превышающей их равновесную растворимость в кристалле [107]. Импульсный ионный ускоритель генерировал широкоапертурные (d ~4 см) пучки ионов С+ (~ 80%) и Н1" (~ 20%) с длительностью импульса т =

50 нсек, энергией ионов Е = 300 кэВ при плотности энергии в импульсе Ш =

л л

1,0-1,5 Дж/см , что соответствует плотности ионного тока / = 65-100 А/см .

После имплантации образуется сплошной слой из зерен р-ЭЮ размером около 10 нм. После ИИО (Т¥= 1,0 Дж/см ) сформирован поликристаллический слои р-81С со средним размером» зерна около 100 нм. Повышение плотности энергии в импульсе до 1,5 Дж/см2 приводит к образованию наряду с крупными зернами /?-8Ю графитовых зерен размерами около 100 нм, а также к визуально наблюдаемому потемнению образца. При воздействии * на слой лазерными импульсами (IV= 0,5-2 Дж/см , X = 0,69 мкм, т = 50 нсек) графитовые зерна обра-

О

зуются, начиная с \У— 0;5 Дж/см". Расплав кремния и углерода находится в переохлажденном относительно точки плавления 8Ю состоянии (2830К). Энергии излучения недостаточно для плавления отдельных зерен (3-81С, образовавшихся при ионной имплантации. Велика вероятность неориентированной полицентровой кристаллизации, которая приводит к появлению дендритной поверхностной морфологии с размерами дендритов до 500 мкм.

После ионной имплантации наблюдается широкая полоса ИК поглощения, максимум которой расположен вблизи волнового числа -720 см"1. ИИО приводит к сужению полосы поглощения и к смещению ее максимума к частоте -770 см"1, свидетельствуя о кристаллизации структуры. Для устранения остаточных дефектов и механических напряжений, использовался термический отжиг при температуре 950°С в течение 10 мин. Происходит дальнейшее сужение полосы поглощения и сдвиг максимума к величине —790 см'1, близкой к значению поперечной оптической моды (3-8Ю (©го — 794 см""1).

ТЬеоёоэБш Е. и соавторы [108, 109] показали, что в имплантированном ионами углерода низких энергий кремнии подвергнутом отжигу в условиях высокого вакуума могут появиться зерна со структурной модификацией бН-БхС. Однородный слой 8Ю сформирован имплантацией ионов углерода 13С (Е = 40

17 О

кэВ, Б = 3,8x10 см"") в монокристаллические пластины 81 ориентации (100) с

последующим быстрым отжигом электронным пучком [108]. В отличие от термического отжига (1150°С, 15 мин) электронно-лучевой отжиг ведет к перераспределению углерода с образованием однородного поверхностного слоя SiC толщиной 50 нм. В [109] имплантация ионов С в Si производилась также с энергией 40 кэВ и дозой 3,8><1017 см"2 с последующим отжигом при разных температурах 20-кэвным электронным пучком для формирования тонких поверхностных слоев SiC. Полученный слой толщиной ~ 70 нм состоял в основном из 3C-SÍC зерен (5-20 нм) с включениями 6H-SÍC зерен. Количество зерен 6H-SÍC может быть результатом короткого времени отжига.

Liangdeng Yu и соавторы провели широкие исследования синтезированных ионной имплантацией слоев карбида кремния, результаты которых суммированы в [110]. Имплантация ионов С серии образцов (маркированных RT) была проведена при комнатной температуре с энергией 80 кэВ и дозой

1П

2,7х 10 см" , а также серии (ИТ) при температуре 400°С ионами углерода с

1 *7 О

энергией 40 кэВ, дозой 6,5x10 ион/см". Второй этап был посвящен быстрому отжигу слоя SiC пучком тяжелых ионов (SH1BA) и многократной имплантации кремния ионами С нескольких энергий. Основные результаты были следующие.

Анализ концентрационных профилей углерода по глубине методом Резер-фордовского обратного рассеяния (POP) для серий образцов RT и ИТ после имплантации, термического отжига и отжига ионным пучком показывает, что измеренные и расчетные профили находятся в хорошем согласии. Максимумы

IV 2 17 ?

концентрации углерода для доз 2,7x10 ион/см и 6,5хЮ ион/см" составили около 20% и 40—50%, соответственно. Высокая температура термического отжига не приводит к уширению профиля углерода по глубине [110, 111]. Показано, что имплантированные и отожженные образцы представляют собой сэндвич-структуру, т. е. восстановленный фронтальный слой Si, захороненный р-SiC и объем кремниевой подложки. После имплантации RT показана высокая

дефектность приповерхностного слоя Si. Решетка HT образцов менее повреждена как следствие отжига in situ.

Для образца RT после имплантации ИК-спектр показывает наличие широкой полосы гауссовой формы с центром при волновом числе около 700 см-1, обусловленной наличием аморфной сетки SiC [110, 112]. После отжига появляется лоренцевый вклад в дополнение к гауссовой полосе. Пик становится более резким и смещается в сторону значений, сообщаемым для поперечных оптических фононов кристаллического [3-SiC (796,2 см-1) [110, 113, 114]. При температуре 900°С форма спектра становится полностью лоренцевой вследствие кристаллизации слоя. После длительного отжига пик растет в высоту и сужается в ширину, указывая на дальнейший рост слоя SiC. Для образца HT лоренцевый SiC пик находится на волновом числе 797 см"1 с полушириной 138 см-1 и не видно гауссового сигнала от аморфного SiC, свидетельствуя об образовавшемся кристаллическом (3-SiC после имплантации при 400°С без отжига. При дальнейшем отжиге, пик растет в высоту и сужается по ширине.

Рамановские спектры для образцов RT показывают, что после имплантации полоса в области 200-600 см"1 изменяется в связи с высокой дефектностью, вызванной присутствием атомов углерода. После отжига происходит уменьшение интенсивности аморфных полос из-за рекристаллизации области Si. Спектр показывает двойную полосу с центром в 1380 и 1590 см"1, сходную со спектром графитизированного аморфного углерода [110, 115, 116]. Полоса связи Si-Si при 520 см"1 для образца HT показывает пониженный уровень аморфной фазы. После отжига при 1000°С в спектре появляются «шишки» при 600-800 см"1 с центром в ТО моде (3-SiC при ~ 796 см"1 [110, 113].

Рентгеновская дифракция после отжига показывает наличие пиков 3C-SiC (111), (200) и (220), свидетельствуя о преимущественной ориентации граней (200). Рентгеновские спектры GIXRD, полученные при угле скольжения 1° для образцов Si сразу после имплантации и отжига при 1000°С, показывают, что на

обоих спектрах также наблюдаются пики 3C-SiC (111), (220) и (311). Размер зерен SiC оценен в -6,4 нм для образца после имплантации, 8,6 и 9,6 нм для отожженных при 800 и 1000°С, соответственно. Для ИК- и GIXRD измерений получены аналогичные угловые коэффициенты между ln(l/FWHM) и 1/Т, соответствующие энергии активации - 0,05 эВ [110, 117].

Изображения ПЭМ демонстрируют слоистую структуру образца после имплантации [110, 118]: дефектный Si (d-Si), аморфный SiC (a-SiC), SiC, a-SiC, d-Si и кристаллический Si (c-Si). Между слоем 3C-SiC в центральной области среднего слоя и слоями d-Si есть аморфные слои, состоящие из атомов кремния и углерода, простирающиеся на интервал глубин, где концентрация углерода превышает 17%. Средний размер зерен 3C-SiC составляет 5-10 нм. Как известно [110, 119], твердая растворимость углерода в c-Si при температуре,

1 7 л

близкой к точке плавления Si, составляет—10 /см и почти исчезает при комнатной температуре. Поэтому углерод имеет тенденцию к образованию преципитатов. Отожженный образец представляет собой аналогичную слоистую структуру, но средняя область между двумя слоями d-Si состоит из кристаллической фазы 3C-SiC, а аморфных слоев (Si, С) не найдено. Средний размер зерна SiC составляет около 8 нм. Обнаружено присутствие аморфного слоя Si02 на поверхности отожженного образца, по-видимому, из-за окисления.

Быстрый отжиг пучком тяжелых ионов (SHIBA) пластин Si, имплантиро-

17 7

ванных ионами углерода (40 кэВ, 6,5x10 ион/см", 400°С) осуществлен многозарядными ионами йода с энергиями 10, 20, 30 МэВ и дозами 1, 2, 5хЮ12

г*

ион/см , соответственно, при температурах 80, 400, 800°С или двухзарядными ионами ксенона с энергией 4 МэВ и дозами 5хЮ13 ион/см2 и 1х1014 ион/см2 при температуре 500°С. Результаты были сопоставлены с данными термического отжига [110, 120]. Изменения полуширины ИК пиков свидетельствуют о существенном росте кристалличности с температурой подложки (80, 400 и 800°С). При температуре мишени ~800°С и энергии ионов йода 20 МэВ более

Ю О

высокая доза (1, 2 и 5x10 ион/см") улучшает сцепление атомов углерода к решетке кремния, приводя к увеличению SiC. В случае постоянной дозы (5хЮ12 ион/см2) более высокая,энергия (10, 20 и 30 МэВ) повышает кристалличность SiC.

После термического отжига при 1000°С или ионно-лучевого ■ отжига имплантированного, слоя, в Рамановских спектрах пики Si второго порядка при 302 и-970 см"1 восстанавливаются, указывая на восстановление поврежденного кремния, а также .показано наличие "холмов" в области 600-800 см"1 с центром в ТО моде 3C-SiC 796 см"1) [110, 121]. В рентгеновских спектрах GIXRD наблюдаются три пика 3G-SiC (111), (220) и (311). Термический отжиг расширил кристаллический слой SiC. Методом ПЭМ показано, что образец, облученный 20-Мэвными ионами йода, имеет слоистую структуру: монокристаллический дефектный. Si (29'нм), аморфная Si:C область (30 нм), поликристаллический слой 3C-SiC с размером зерен ~ 5-10 нм, аморфный-слой Si:C (15 нм), дефектный слой Si. При увеличении энергии ионов до 30 Мэв слой 3C-SiC оказывается немного толще и больше размеры его зерен:

Моделированием ионной имплантации показано, что электронное торможение абсолютно доминирует во взаимодействии- ионов SHIBA с имплантированным слоем Si. Эффекты SHIBA отнесены к неупругим тепловым пикам быстрых тяжелых ионов [110, 122, 123]. Модель теплового пика обычно поддерживают такие результаты, как отжиг дефектов [124], образование треков [125] и влияние температуры облучения [126]. Увеличение энергии иона приводит к росту электронного возбуждения, предполагая более высокую температуру в треке и улучшение кристалличности SiC. Ионно-лучевой отжиг улучшает кристаллическое качество и увеличивает толщину пленки.

Имплантация ионов углерода нескольких энергий [110] была выполнена с использованием разной последовательности энергий имплантации, а именно: (1) 600, 500, 400, 300 кэВ, и (2) 300, 400, 500, 600 кэВ. Для каждой энергии ио-

Заключение диссертации по теме «Твердотельная электроника, радиоэлектронные компоненты, микро- и нано- электроника на квантовых эффектах», Бейсенханов, Нуржан Бейсенханович

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Для слоев БЮх, сформированных многократной имплантацией в 81 ио

12 нов С с энергиями 40, 20, 10, 5 и 3 кэВ, выявлены закономерности влияния распада кластеров и оптически активных связей на формирование 81-0-связей тетраэдрической ориентации, характерных для кристаллического карбида кремния. Формирование этих связей в слоях с высокой концентрацией углерода 81С],4, 8Юо,95 и 81С0,7 происходит преимущественно в результате распада оптически неактивных 81-С-кластеров в интервале температур 900-1300°С; в слоях 81С0,12 и 8Юо,4 - в результате распада кластеров в интервале 1200—1300°С и оптически активных одинарных 81-С-связей в интервале 700—1200°С; в слоях 81Со,оз — в результате уменьшения количества оборванных связей атомов углерода в интервале 900—1000°С.

2. Выявлены величины концентрации углерода в кремнии и интервалы температур, оптимальные для формирования 81С. После отжига при 1200°С однородных слоев 8ЮХ наибольшие размеры кристаллитов 81С шарообразного, игольчатого и пластинчатого типов до 400 нм и наибольшее количество 8ЬС-связей тетраэдрической ориентации наблюдается для слоя 81С0,7, что обусловлено низким содержанием углерода в слоях 81Со,оз, $1Со,12 и 81Со,4, и высокой концентрацией прочных кластеров в слоях 81Со,95 и ЗЮ^. В интервале 800~900°С наибольшее количество тетраэдрических 8Ь-С-связей характерно для слоев 81Со,4

3. Впервые предложена структурная модель слоя 81С0,12, отражающая изменение его фазового состава в объемном выражении и среднего размера кристаллитов 8Ю и 81 в интервале температур 20-1250°С. После отжига при 1200°С —50% его объема, свободного от 81—С-кластеров, составляют кристаллиты 81 со средним размером —25 нм, 25% объема — кристаллиты р-8Ю размером -5 нм и 25% — рекристаллизованный со стороны подложки с-81.

4. Изучены закономерности изменения структуры поверхности слоев SiCx (х = 0,03-1,4) с изменением температуры. При температурах 800-1400°С поверхности слоев деформируются с формированием гранул размером -30-100 нм, состоящих из кристаллитов; а рекристаллизованная при 1250°С ровная поверхность слоя SiCo,o3 содержит равномерно распределенные включения SiC в виде точечных выступов диаметром -20 нм.

5.Выявлены размерные эффекты, проявляющиеся в влиянии размеров кристаллитов карбида кремния на его оптические свойства. Отличие слоев с низкой концентрацией углерода SiCo,o3, SiCo,i2 и SiC0,4 от слоев SiC14, SiCo,95 и SiC0)7 проявляется в отсутствии пика LO-фононов SiC в спектрах ИК-пропускания и в смещении при 1000°С минимума пика ТО-фононов SiC в область волновых чисел выше значения 800 см"1, характерного для тетраэд-рических связей кристаллического SiC, что обусловлено малыми размерами кристаллитов SiC (< 3 нм) и увеличением вклада их поверхностей, а также поверхностей кристаллитов Si, содержащих сильные укороченные Si—С-связи, в РЖ-поглощение.

6. Произведены оценки доли атомов углерода, формирующих кластеры в слоях SiCx. При 1300°С в слое SiCi,4 лишь 9% атомов С образуют оптически активные Si-C-связи, в SiC0,95 ~ 12%, в SiC0,7 и SiC0,4- 16%, в SiC0,i2 ~ 45%, в SiC0,o3 ~~ около 100%, а остальные атомы углерода находятся в составе прочных кластеров. Общее количество N сформированных Si-C-связей в слоях SiCx оказалось растущим с дробной степенью концентрации х: N = a-(ni)y, где у - 0,37±0,09, n,= х/0,03, а = const.

7. Установлено, что обработка в водородной плазме тлеющего разряда (27.12 МГц, 20 Вт, 6,5 Па, 100°С, 5 минут) поликристаллических слоев SiCi,4 приводит к частичному распаду кристаллитов P-SiC и полному распаду кристаллитов Si. Обработка в плазме и отжиг при температуре 900°С слоев SiCo,95 привели к формированию слоя |3-SiC, превосходящего по качеству структуры кристаллитов и гранулярности поверхности необработанный в плазме слой SiCo,95 после изохронного отжига в интервале 200-1400°С. Эффект плазмо-стимулированной кристаллизации является следствием распада прочных кластеров'под воздействием Н-плазмы.

8. Выявлены закономерности влияния обработки в водородной плазме на увеличение прозрачности и пористости пленок SnOx, полученных, магнетронным распылением. Обработка в режиме "осаждение-отжиг-плазма-отжиг" (DAPA) приводит к увеличению "их прозрачности в диапазоне 3001100 нм по сравнению с режимами "осаждение-отжиг" (DA) и "осаждение-плазма-отжиг" (DPA). На основе выведенного из уравнения Лорентц-Лоренца соотношения показано увеличение пористости пленок. Этому способствует трансформация части кристаллитов Sn203 в кристаллиты с большей плотностью (SnO и Sn02) при селективном воздействии Н-плазмы.

9. Показана принципиальная возможность получения кристалло-аморфных наноструктур, в которых кристаллиты оксидов олова чередуются с кластерами, полученными селективной аморфизацией кристаллитов SnO, Sn02 и Sn203 обработкой в Н-плазме тлеющего разряда. При этом нарушается порядок расположения атомов в тех плоскостях (hkl) кристаллитов, вдоль которых происходят колебания частиц плазмы (например, в плоскостях, ориентированных в интервале углов Брэгга 15°<9<20° и углов 15°<а<45° в плоскости, перпендикулярной к падающему рентгеновскому пучку).

10. Изучен механизм влияния сегрегации избыточного олова и фазового состава на электросопротивление пленок SnOx, полученных ионно-лучевым методом в условиях дефицита кислорода. Показано, что значительное уменьшение сопротивления (в 60 раз) при температурах близких к точке плавления олова (231,9°С) вызвано сегрегацией нанокристаллов ß-Sn и формированием токопроводящих цепочек. Резкий рост сопротивления пленки до 200 кОм при температуре выше точки плавления олова вызван крупнозернистой сегрегацией |3-Sn на границе "пленка-подложка".

11. Выявлены закономерности воздействия обработки Н- или О-плазмой тлеющего разряда на свойства пленок SnOx, полученных магнетронным распылением. Рост поглощения в ближней инфракрасной области после отжига при 200°С либо 5-минутной обработки в плазмах вызван- сегрегацией, нано-частиц олова. Позитивное, недостижимое термической обработкой, воздействие 10-20 минутной обработки О-плазмой на структуру пленок SnOx заключается в их кластеризации и доокислении в едином процессе, приводяг щим к росту прозрачности пленок в ближней инфракрасной области.

12. Установлены закономерности влияния обработки Н- или О-плазмой на рост газочувствительности пленок Sn02. Обработка в плазмах пленок Sn02, полученных золь-гель методом:, не изменяет их фазовый состав, вследствие чего рост газочувствительности не зависит от вида плазмы. Обработка О-плазмой пленок, полученных магнетронным распылением, приводит к более значительному росту газочувствительности, чем Н-плазмой, в связи с доокислением пленки до Sn02. Кратковременная обработка О-плазмой (5 мин) оказалась эффективной для обнаружения микроколичеств паров этанола 0,1-0,2 мг/л.

13. Выявлены явления самоорганизации вещества в слоях SnOx и SiCx, заключающиеся в интенсивном формировании кристаллитов Sn02 размером 4 нм в процессе осаждения пленок методом магнетронного распыления (давление смеси Ai—02 2,7 Па), кристаллитов Sn02 размером 3 нм при осаждении пленок золь-гель методом (концентрация Sn в растворе 0,14 моль/л), прочных С- и C-Si-кластеров в слоях SiCx и кристаллитов Si размером 2 нм в слоях SiCo,o3 при имплантации ионов С+ в Si.

В работе решена проблема модификации структурных свойств пленок SnOx и SiCx посредством обработки в плазме тлеющего разряда. Обработка в водородной и кислородной плазме позволила существенно улучшить прозрачность и газочувствительные свойства пленок SnOx, используемых при изготовлении фотопреобразователей и в полупроводниковых сорбционные сенсорах, а также улучшить структурные свойства пленок SiCx, используемых в оптоэлектронике.

Выявлены условия синтеза пленок, позволяющие методом магнетронного распыления без отжига получить пленки Sn02 с оптимальными размерными и оптическими свойствами (средний размер зерен -4 нм, прозрачность -90%; ширина запрещенной зоны -4,0 эВ; коэффициент преломления -1,8); золь-гель методом получить пленки Sn02 с высокой газочувствительностью, минимальным временем отклика (2 сек)- и оптимальными размерами кристаллитов (6 нм); методом ионной имплантации получить пленки SiCoj с наибольшими размерами кристаллитов SiC (400 нм) и наибольшим количеством Si—С-связей тетраэдрической ориентации.

Список литературы диссертационного исследования доктор физико-математических наук Бейсенханов, Нуржан Бейсенханович, 2011 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

1 Klein L.C. Sol-gel technology for thin films, fibers, performs, electronics and specialty shapes. - New Jersey: Rutgers - The State University of New Jersey, 1987. -398 p.

2 Pavelko R.G., Vasiliev A.A., Llobet E., Vilanova X., Barrabes N., Medina F., Sevastyanov V.G. Comparative study of nanocrystalline Sn02 materials for gas sensor application: Thermal stability and catalytic activity. //Sensors and Actuators B. -2009. - Vol. 137. - P. 637-643.

3 Андриевский P.А. Наноматериалы: концепция и современные проблемы. // Рос. хим. журн. - 2002. Т. XLVI, №5. - С.50-56.

4 Yan Н., Wang В., Song Х.М., Tan L.W., Zhang S.J., Chen G.H., Wong S.P., Kwok R.W.M., Leo.W.M.Lau. Study on SiC layers synthesized with carbon ion beam at low substrate temperature. // Diamond and related materials. - 20001 — Vol. 9.-P. 1795-1798.

5 Chen D., Wong S.P., Yang Sh., Mo D. Composition, structure and optical properties of SiC buried layer formed by high dose carbon implantation into Si using metal vapor vacuum arc ion source. // Thin Solid Films. - 2003. - Vol. 426. - P. 1-7.

6 Borders J.A., Picraux S.T. and Beezhold W. Formation of SiC in silicon by ion implantation. // Appl.Phys.Lett. - 1971. - Vol. 18, iss. 11. - P. 509-511.

7 Баранова E.K., Демаков К.Д., Старинин K.B., Стрельцов Л.Н., Хайбуллин И.Б. Исследование монокристаллических пленок SiC, полученных при бомбардировке ионами С+ монокристаллов Si. // Доклады АН СССР. — 1971. - 200. — С.869-870.

8 Nussupov K.Kh., Beisenkhanov N.B. and Tokbakov J. Investigation of struc-

12 4"

ture and phase transformation in silicon implanted by С at room temperature. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. - 1995. - Vol. 103. - P. 161-174.

9 Nussupov K.Kh., Sigle V.O. and Beisenkhanov N.B. Investigation of the formation of Si and SiC crystalline phases in room temperature C+ implanted Si. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. - 1993. - Vol. 82. - P.69-79.

10 Kimura Т., Kagiyama Sh. and Yugo Sh. Auger electron spectroscopy analysis of SiC layers form by carbon ion implantation into silicon. // Thin Solid Films. -1984.-Vol. 122.-P. 165-172.

11 Kimura Т., Kagiyama Sh. and Yugo Sh. Characteristics of the synthesis of (3-SiC by the implantation of carbon ions into silicon. // Thin Solid Films. - 1982. -Vol. 94. -P.191-198.

12 Нусупов K.X., Бейсенханов Н.Б., Жариков C.K. ИК-спектроскопия имплантированного углеродом (100)Si. // Известия Министерства науки-НАН РК.

- 2002. - №6. — Р.68-72.

13 Бачериков Ю.Ю., Дмитрук H.JL, Конакова Р.В., Кондратенко О.С., Ми-ленин В.В., Охрименко О.Б., Капитанчук -JI.M., Светличный A.M., Московчен-ко Н.Н. Формирование оксидных пленок титана на поверхности пористого карбида кремния. // Журнал технической физики. — 2008. - Т. 78, вып. 9. -С.130-133.

14 Сеченов Д.А., Агеев О.А., Касимов Ф.Д., Кадымов Г.Г. Газочувствительные датчики на основе карбида кремния. //Баку: Мутарджим. — 2004- 90 с.

15 Анисимов О.В. Электрические и газочувствительные характеристики полупроводниковых сенсоров на основе тонких пленок Sn02: автореф. дисс. канд. физ.-мат. наук: 01.04.10. - Томск: Сибирский физико-технический институт Томского государственного университета, 2007. - 19 с.

16 Simakov V., Voroshilov A., Grebennikov A., Kucherenko N., Yakusheva О., Kisin V. Gas identification by quantitative analysis of conductivity-vs-concentration dependence for Sn02 sensors. // Sensors and Actuators B. - 2009. - Vol. 137. - P. 456-461.

17 Рембеза E.C. Структура и электрофизические свойства полупроводниковых металлооксидных нанокомпозитов при взаимодействии с газами: автореф. дисс. доктора физ.-мат. наук:.01.04.10. - Воронеж: Воронежский государственный университет, 2006. - 34 с.

18 Mishra S., Ghanshyam С., Ram N., Singh S., Bajpai R.P., Bedi R.K. Alcohol sensing of tin oxide thin film prepared by sol-gel process. //Bull. Mater. Sci. - 2002.

- Vol. 25, № 3. - P. 231-234.

19 Рябцев С.В., Юкиш А.В., Ханго С.И., Юраков Ю.А., Шапошник А.В., Домашевская Э.П. Кинетика резистивного отклика тонких пленок SnC>2-x в газовой среде. // Физика и техника полупроводников. - 2008. - Т. 42, вып. 4. — С.491—495.

20 Конюшко' Л.И., Шидрин В.Е., Малочко В.А. Раствор для получения полупроводниковых пленок на основе SnCb: 1809846 СССР //Б.И. 1993. №14.

21 Ryzhikov A.S., Vasiliev R.B., Rumyantseva M.N., Ryabova L.I., Dosovitsky G.A., Gilmutdinov A.M., Kozlovsky Y.F., Gaskov A.M. Microstructure and electro-physical properties of SnC>2, ZnO and ln203 nanocrystalline films prepared by reactive magnetron. //Materials Science and Engineering. B. - 2002. - Vol. 96. - P. 268274.

22 Chaturvedi A., Mishra V.N., Dwivedi R., Srivastava S.K. Selectivity and sensitivity studies on plasma treated thick film tin oxide gas sensors. //Microelectronics Journal. - 2000. - Vol. 31. - P. 283-290.

23 Jiang J.C., Lian K., Meletis E.I. Influence of oxygen plasma treatment on the microstructure of SnOx thin films. //Thin Solid Films. - 2002.- Vol.411.- P.203-210.

24 Суздалев И.П. Нанотехнология: физико-химия нанокластеров, наноструктур и наноматериалов. - М.: КомКнига, 2006. - 592 с.

25 Кобаяси Н. Введение в нанотехнологию. - Пер. с японск. - М.: БИНОМ, Лаборатория знаний, 2005. - 134-с.

26 Рыбалка М. Нанотехнологии для всех: большое в малом. - Nanotechnol-ogy News Network, 2006. - 436 с.

27 Мальцев П.П. Мир материалов и технологий: Наноматериалы. Нанотехнологии. Наносистемная техника. -М.: Техносфера, 2006. — 152 с.

28 Гусев А.И., Ремпель А.А. Нанокристаллические материалы. - М.: ФИЗМАТЛИТ, 2001. - 224 с.

29 Гусев А.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства. Екатеринбург: Ур.О РАН, 1998. — 198 с.

30 Zhao J., Мао D.S., Lin Z.X. Jiang B.Y., Yu Y.H., Liu X.H., Wang. H.Z. and Yang G.Q. Intense short wavelength photoluminescence from thermal Si02 films со-

implanted with Si and С ions. // Appl. Phys. Lett. - 1998. - V. 73, №13. - P. 18381840.

31 Д.И. Тетельбаум, A.H. Михайлов, А.И. Белов, B.K. Васильев, А.И. Ковалев, Д. JL Вайнштейн, Y. Golan, A. Osherov. Люминесценция и структура на-норазмерных включений, формирующихся в слоях Si02 при двойной имплантации ионов кремния и углерода. / Поверхность. Рентгеновские, синхротрон-ные и нейтронные исследования. - 2009, №9. - С. 50-57.

32 Perez-Rodriguez A., Gonzalez-Yarona О., Garrido В., Pellegrino P., Morante J.R., Bonafos С., Carrada M., Claverie A. White luminescence from Si+ and C+ ion-implanted Si02 films. // J. Appl. Phys. 2003. V. 94. 1. P. 254-262.

33 Gonzalez-Varona O., Perez-Rodriguez A., Garrido В., Bonafos C., Lopez M., Morante J.R., Montserrat J., Rodrguez R. Ion beam synthesis of semiconductor nanoparticles for si based optoelectronic devices. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. -2000. -V. 161-163. - P. 904-908.

34 А.И. Белов, A.H. Михайлов, Д.Е. Николичев, А.В. Боряков, А.П.Сидорин, А.П. Грачев, А.В. Ершов, Д.И. Тетельбаум. Формирование и «белая» фотолюминесценция нанокластеров в пленках SiOx, имплантированных ионами углерода. //Физика и техника полупроводников. - 2010. - Т. 44, Вып. 11.-С. 1498-1503.

35 Рембеза С.И., Свистова Т.В., Рембеза Е.С., Борсякова О.И. Микроструктура и физические свойства тонких пленок SnCb. // Физика и техника полупроводников. - 2001. - Т. 35, № 7. - С. 796-800.

36 Jarzebski Z.M. and Marton J.P. Physical Properties of Sn02. // Materials. J. of the Electrochemical Society. - 1976. - Vol. 123, № 7. P. 199C-205C. - № 9. P. 299C-310C. — № 10. P. 333C-346C.

37 Debajyoti Das and Ratnabali Banerjee. Properties of electron-beam-evaporated tin oxide films. //Thin Solid Films - 1987. - Vol. 147. - P.321-331.

38 Song S.K. Characteristics of SnOx films deposited by reactive ion-assisted deposition. //Phys. Rev. - 1999. - Vol. 60. - P.l 1137-11148.

39 Бутурлин А.И., Обрезкова М.В., Габузян Т.А., Фадин В.Г., Чистяков Ю.Д. Электронные датчики для контроля концентрации этанола в выдыхаемом воздухе. //Зарубежная электронная техника. - 1983 .-№11. — С.67-87.

40 Евдокимов А.В., Муршудли М.Н., Подлепецкий Б.И., Ржанов А.Е., Фоменко С.В., Филиппов В.И., Якимов С.С. Микроэлектронные датчики химического состава газа. //Зарубежная электронная техника. — 1983. - № 10. - С. 3— 39.

41 Watson J., Ihokura К. and Coles S. The tin dioxide gas sensor. //Meas. Sci. Technol. - 1993. - Vol. 4. - P. 713-719.

42 Bakin A.S., Bestaev M.V., Dimitrov D. Tz.5 Moshnikov V.A., Yu. M. Tai-rov. Sn02 based gas sensitive sensor. //Thin Solid Films. - 1997. - Vol. 296. - P. 168-171.

43 Ramamoorthy R., Kennedy M.K., Nienhaus H., Lorke A., Kruis F.E., Fissan H. Surface oxidation of monodisperse SnOxnanoparticles. //Sensors and Actuators B. -2003. - Vol. 88. - P. 281-285.

44 I.A.Karapatnitski, Mit' K.A., D.M. Mukhamedshina, G.G. Baikov. Effect of hydrogen plasma processing on the structure and properties of tin oxide thin film produced by magnetron sputtering. //Proceedings of the 4th International Conference on Thin Film Physics and Applications, 8-11 May. - Shanghai, China, SPIE, 2000. -Vol. 4086.-P. 323.

45 Xu Ch., Jun Т., Norio M. and Nobory Y. Grain size effects on gas sensitivity of porous Sn02 based elements. // Sensors and Actuators B. — 1991. - Vol. 3. - P. 147-155.

46 McDonagh C., Bowe P., Mongey K., MacCraith B.D. Characterisation of porosity and sensor response times of sol-gel-derived thin films for oxygen sensor applications. // Journal of Non-Crystalline Solids. - 2002. - Vol. 306, P. 138-148.

47 Cheung Rebecca. Silicon carbide micro electromechanical systems for harsh environments. // Imperial College Press. — Technology and Engineering. — 2006. -C. 3. —181 p.

48 Лебедев A.A., Мосина Г.Н., Никитина И.П., Савкина Н.С., Сорокин JI.M., Трегубова A.C.. Структурные исследования гетеропереходов (р) ЗС-SiC-(n) 6H-SiC. // Письма ЖТФ. - 2001. - Т. 27, вып. 24. - С. 57-63.

49 Лебедев A.A., Нельсон Д.К., Разбирин Б.С., Сайдашев-И.И., Кузнецов А.Н., Черенков А.Е.. Исследование свойств двумерного электронного газа в ге-тероструктурах p~-3C-SiC/n+-6H-SiC при низких температурах. //Физика и техника полупроводников. - 2005. - Т.39, вып.10. - С. 1236-1238.

50 Лебедев A.A., Стрельчук A.M., Савкина Н.С., Богданова Е.В., Трегубова A.C., Кузнецов А.Н., Сорокин Л.М.. Исследование p~-3C-SiC/n+-6H-SiC ге-тероструктур с модулированным легированием. // Письма в ЖТФ. - 2002. - Т. 28, вып. 23. - С.78 - 86.

51 Fissel A., Kaizer U., Schroter В., Richter W., Bechstedt A. MBE growth and properties of SiC multi-quantum well structures. // Applied Surface Science - 2001. -184, iss. l.-C. 37-42.

52 Лебедев A.A., Стрельчук A.M., Давыдов Д.В., Савкина H.C., Кузнецов А.Н., Сорокин Л.М. Электрические характеристики гетеропереходов (р) ЗС-SiC-(n) 6H-SiC. // Письма ЖТФ. - 2002. - Т. 28, вып. 18. - С. 89-94.

53 Семенов A.B.^j, Лопин A.B., Пузиков В.М., Баумер В.Н., Дмитрук И.Н. Получение гетероструктур на основе нанокристаллических слоев политипов карбида кремния. // Физика и техника полупроводников. - 2010. - Т. 44, вып. 6. - С. 845-852.

54 Лебедев A.A., Петров В.Н., Титков А.Н., Сорокин Л.М., Трегубова A.C., Мосина Т.Н., Черенков А.Е. Гетерополитипные структуры с квантовыми точками на основе SiC. //Письма ЖТФ. - 2005. - 31 (23). - С. 8-16.

55 Давыдов С.Ю., Посредник О.В. Об энергетических уровнях в квантовых ямах, образующихся на контактах кубического и гексагональных политипов карбида кремния. // Письма в ЖТФ. - 2005. - 31 (17). - С. 58-62.

56 Давыдов С.Ю., Лебедев A.A., Посредник О.В. Оценки энергетических характеристик гетеропереходов 3C-SiC/2H-, 4Н-, 6Н- и 8H-SiC. // Физика и техника полупроводников. - 2005. - 39 (12). - С. 1440-1442.

57 Savkina N.S., Lebedev A.A., Davydov D.V., Strelchuk A.M., Tregubova

A.S., Raynaud C., Chante J.P., Locatelli M.L., Planson D., Nilan J., Godignon P., Campos F.J., Nestres N., Pascual J., Brezeanu G., Batila M.. Low-doped 6H-SIC n-type epilayers grown by sublimation epitaxy. // Materials Science and Engineering.

B.-2000.-77.-C. 50-54.

58 Fissel A., Kaizer U., Pfennighaus K., Schroter B., Richter W.. Growth of 6H-SiC on 6H-SiC(0001) by migration enhanced epitaxy controlled to an atomic level using surface superstructures. // Applied Physics Letters. - 1996. - 68. - C. 1204-1206.

59 Nishino S., Jacob C., Okui Y.. Lateral over-growth of 3C-SiC on patterned Si(l 11) substrates. // Journal of Crystal Growth. - 2002. - 237-239. P. 1250-1253.

60 Kerdiles S., Rizk R., Gourbilleau F., Perez-Rodriguez A., Garrido B., Gonzalez-Varona O., Morante J.R. Low temperature direct growth of nanocrystalline silicon carbide films. // Materials Science and Engineering. B. - 2000. - Vol.69. - P. 530-535.

61 Sun Y., Miyasato T.J.. Characterization of cubic SiC films grown on thermally oxidized Si substrate. // J. Appl. Phys. - 1998. - Vol. 84. - P. 2602-2611.

62 Spillman H., Wilmott P.R. Growth of SiNx and SiCx thin films by pulsed reactive crossed-beam laser ablation. //Applied Physics. A. - Materials Science & Processing. - 2000. - Vol. 70. - Iss. 3. - P. 323-327.

63 Liao F., Girshick S.L., Mook W.M., Gerberich W.W., Zachariah M.R. Su-perhard nanocrystalline silicon carbide films. // Appl. Phys. Lett. - 2005. - Vol. 86. — P. 171913-171915.

64 George V.C., Das A., Roy M., Dua A.K., Raj P., Zahn D.R.T. Bias enhanced deposition of highly oriented (3-SiC thin films using low pressure hot filament chemical vapour deposition technique. // Thin Solid Films. - 2002. - Vol. 419. - P. 114-117.

65 Pajagopalan T., Wang X., Lanthouh B., Ramkumar C.. Low temperature deposition of nanocrystalline silicon carbide films by plasma enhanced chemical vapor deposition and their structural and optical characterization. // J. Appl. Phys. — 2003. - Vol.94, iss.3. - P. 5252-5260.

66 Fissel A., Schroter В., Kaiser U., Richter W.. Advances in the molecular-beam epitaxial growth of artificially layered heteropolytypic structures of SiC. // Appl. Phys. Lett. - 2000. - Vol. 77. - P. 2418-2420.

67 Semenov A.V., Puzikov V.M., Dobrotvorskaya M.V., Fedorov A.G., Lopin A.V.. Nanocrystalline SiC films prepared by direct deposition of carbon and silicon ions. // Thin Solid Films. - 2008. - Vol. 516, iss.10. - P. 2899-2903.

68 Семенов A.B., Пузиков B.M., Голубова Е.П., Баумер В.Н., Добротвор-ская М.В. Низкотемпературное получение пленок карбида кремния различных политипов. // ФТП. - 2009. Т. 43, вып. 5. - С. 714-718.

69 Семенов А.В., Лопатин А.В., Пузиков В.М.. Низкотемпературное получение и оптические свойства пленок карбида кремний //. Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. - 2004. - № 9. - С. 99106.

70 Bimberg D., M.Altarelli and N.O.Lipari. A calculation of valence band masses, exciton and acceptor energies and ground state properties of the electron hole liquid in cubic SiC. // Solid State Commun. - 1981. - Vol. 40. - P. 437-440.

71 Serre C., Romano-Rodríguez A., Pérez-Rodríguez A., Morante J. R., Fonseca L., Acero M.C., Kogler R. and Skorupa W. P-SiC on SÍO2 formed by ion implantation and bonding for micromechanics applications. // Sensors and Actuators A: Physical. - 1999.-74, 1-3.-P. 169-173.,

72 Akimchenko I.P., Kisseleva K.V., Krasnopevtsev V.V., Milyutin Yu.V., Touryanski A.G., Vavilov V.S. The structure of silicon carbide synthesized in diamond and silicon by ion implantation. // Radiation Effects. - 1977. — 33. — P.75-80.

73 Kantor Z., Fogarassy E., Grob A., Grob J.J., Muller D., Prevot В., Stuck R. Evolution of implanted carbon in silicon upon pulsed excimer laser annealing: epitaxial Sij.yCy alloy formation and SiC precipitation. // Appl. Surf. Sci. - 1997. -109/110.-P. 305.

74 Barbadillo L., Hermindez M.J., Cervera M., Rodriguez P., Piqueras J., Molina S.I., Morales F.M., Araujo D. Structural characterization of high-dose C+ + N4" ion-implanted (111) Si. //Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. 184. -2001.-P. 361-370.

75 Wong S.P., Chen D., Ho L.C., Yan H., Kwok R.W.M. Infrared absorption spectroscopy study of phase formation in SiC layers synthesized by carbon implantation into silicon with a metal vapor vacuum" arc ion source. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. 140. - 1998. - P. 70-74.

76 Chen D., Cheung W.Y., Wong S.P. Ion beam induced crystallization effect and groth kinetics of buried SiC layers formed by carbon implantation/into silicon. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. 148. - 1999. - P. 589-593.

77 Deng Z. W. and Souda R. XPS studies on silicon carbonitride films prepared by sequential implantation of nitrogen and carbon into silicon. // Diamond and Related Materials. - 2002. - 11, 9. - P. 1676-1682.

78 Durupt P., Canut В., Gauthier J.P., Roger J.A. and Pivot J. RBS, Infrared and diffraction compared analysis of SiC Synthesis in С implanted silicon. // Mater. Res. Bull.-1980.- 15.-P. 1557-1565.

79 Акимченко И.П., Каздаев X.P., Краснопевцев В.В. ИК-поглощение Р~ SiC, синтезированного при ионной имплантации С в Si. // Физика и техника полупроводников. - 1977. - Т. 11, вып. 10. - С. 1964-1966.

80 Нусупов К.Х. Имплантация кремния высокими дозами углерода: структурные особенности и фазовые превращения: Автореф. диссерт. доктор, физ.-мат. наук. ФИАН им.П.Н. Лебедева. - М: - 1996. - 43 с.

81 Нусупов К.Х., Сигле В.О., Токбаков Дж, Жариков С. Инфракрасные спектры пропускания кремния, имплантированного различными дозами углерода. // Материалы 1-й Региональной конференции республик Средней Азии и Казахстана по радиационной физике твердого тела. - Самарканд. - 1991. - С. 23-26.

82 Nussupov K.Kh., Bejsenkhanov N.B., Tokbakov J, Gaigorodova T.V. and Jarikov S.K. The investigation of Silicon Implanted by high doses of carbon. // Proceedings of the 5th World Seminar on Heat Treatment and Surface Engineering. IFHT-95. - September 26-29, 1995. - Isfahan, Iran. - P. A66-A12.

83 Жариков5 C.K. Исследование приповерхностных слоев кремния, имплантированного высокими дозами углерода с помощью ИК-спектроскопии:

автореф. диссерт. канд.физ.-мат. наук: 05.27.01. Ин-т пробл.технологии микроэлектроники и особочистых материалов Рос.АН. — М., 1995. — 23 с.

84 Акимченко И.П., Каздаев Х.Р., Каменских И.А., Краснопевцев В.В. Оптические и фотоэлектрические свойства структуры SiC-Si, полученной при имплантации ионов углерода в кремний. // Физика и техника полупроводников. — 1979. -Т.13, вып.2. — С. 375-378.

85 Kimura Т., Kagiyama Sh. and Yugo Sh. Structure and annealing properties of silicon carbide thin layers formed by ion implantation of carbon ions in silicon. // Thin Solid Films. - 1981. - 81. -P. 319-327.

86 Kimura Т., Tatebe Y., Kawamura A., Yugo Sh. and Adachi Y. Low temperature formation of (3-type silicon carbide by ion beam mixing. // Japanese Journal of Applied Physics. - 1985. — V.24, №12. - P. 1712-1715.

87 Александров П.А., Баранова Е.К.,-Демаков К.Д., Комаров Ф.Ф., Новиков А.П., Ширяев С.Ю. Синтез монокристаллического карбида кремния с помощью одношаговой техники высокоинтенсивного ионного легирования. // Физика и техника полупроводников. - 1986. - Т.20, в 1. - С. 149-152.

88 Александров П.А., Баранова Е.К., Городецкий А.Е., Демаков К.Д., Ку-тукова О.Г., Шемардов С.Г. Исследование распределения аморфной и кристаллической фазы ионно-синтезированного SiC в Si. // Физика и техника полупроводников. - 1988. Т. 22, в. 4. - С. 731-732.

89 Srikanth К., Chu М., Ashok S., Nguyen N., Vedam К. High-dose carbon ion implantation studies in silicon. // Thin Solid Films. - 1988. — 163. - P. 323-329.

90 Герасименко H.H., Кузнецов O.H., Лежейко Л.В., Любопытова Е.В., Смирнов Л.С., Эдельман Ф.Л. Некоторые свойства пленок SiC, полученных ионным внедрением в структуре Al-SiC-Si. // Микроэлектроника. - 1974. — Т. 3. Вып. 5. - С. 467 - 468.

91 Kimura Т., Yugo Sh., Bao Zh.S., Adachi Y. Formation of silicon carbide layers by the ion beam technique and their electrical properties. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. 39. - 1989. - P. 238-241.

92 Braun M., Khosroupour К., Tohansson E., Hogmark S. Formation and Characterization of carbon layers deposited during ion bombardment of silicon. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. 37/38. - 1988. - P. 434-437.

93 Akimchenko LP., Kisseleva K.V., Krasnopevtsev V.V., Touryanski A.G., Vavilov Y.S. Structure and optical properties of silicon implanted by high doses of 70 and 310 keV carbon ions. // Radiation Effects. - 1980. - 48. - P. 7-12.

94 Chayahara A., Kiuchi M., Horino Y., Fujh K. and Satou M. High-dose implantation of MeV carbon ion into silicon. // Japanese Journal of Applied Physics. — 1992.-V. 31.-P. 139-140.

95 Frangis N., Nejim F., Hemment P.L.F., Stoemenos J., Van Landuyt J. Ion beam synthesis of (3-SiC at 950°C and structural characterization. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. 112.-1996. - P. 325-329.

96 Frangis N., Stoemenos J., Van Landuyt J., Nejim F., Hemment P.L.F. The formation of 3C-SiC in crystalline Si by carbon,implantation at 950°C and annealing - a structural study. // Journal of Crystal Growth. - 1997. - 181. - P. 218-228.

97 Edelman F.L., Kuznetsov O.N., Lezheiko L.V. and Lubopytova E.V. Formation of SiC and SÎ3N4 in silicon by ion implantation. // Radiation Effects. - 1976. -29.-P. 13-15.

98 Нусупов K.X., Сигле В.О., Бейсенханов Н.Б. и др. Развитие методов ионной имплантации с целью получения SiC на Si при высокодозовой имплантации углерода в кремний: Отчет НИР. - Алма-Ата. - 1986. - 79 с.

99 Бейсенханов Н.Б. Исследование сгруктурных свойств приповерхностного слоя кремния имплантированного высокими дозами углерода. - автореф.диссерт. канд.физ.-мат.наук: 05.27.01. Ин-т пробл. технологии микроэлектроники и особочистых материалов Рос. АН. - ИФВЭ НАН РК, Алматы. - 1994. - 22 с.

lOOCalcagno L., Compagnini G., Foti G., Grimaldi M.G., Musumeci P. Carbon clustering in Sii_xCx formed by ion implantation. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. 120. - 1996. - P. 121 - 124.

101 Lindner J.K.N., Volz K., Preckwinkel U., Gotz В., Frohnwieser, A. Stritzker В., Rauschenbach B. Formation of buried epitaxial silicon carbide layers in silicon

by ion beam synthesis. 11 Materials Chemistry and Physics. - 1996. - 46 (2-3). — P. 147-155.

102Martin P., Daudin В., Dupuy M., Ermolieff A., Olivier M., Papon A.M. and Rolland G. High temperature in beam synthesis of cubic SiC. // J. Appl. Phys. — 1990. - 67 (6). - P. 2908-2912.

103 Simon L., Faure J., Mesli A., Heiser-T., Grob J.J., Balladore J.L. XTEM and IR absorption analysis of silicon carbide prepared by high temperature carbon implantation in silicon. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B: 112. — 1996.-P. 330-333.

104Preckwinkel U., Lindner J.K.N., Stritzker В., Rauschenbach B. Structure and strain measurements on SiC formed by carbon ion implantation. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. 120. - 1996. - P. 125-128.

105Баязитов P.M., Хайбуллин И.Б., Баталов Р.И., Нурутдинов P.M. Формирование слоев кубического карбида кремния на кремнии непрерывными и импульсными пучками ионов углерода. // Журнал технической физики. - 2003. -73, вып. 6. - С. 82-85.

106Bayazitov R.M. and Batalov R.I. X-ray and optical characterization of FeSi2 layers formed by pulsed ion-beam treatment. // J. Phys.: Condens. Matter. -2001.- 13, №5.-P. 113-118.

107Bayazitov R.M., Zakirzyanova L.Kh., Khaibullin I.B., Isakov I.F. and Chachakov A.F. Pulsed particle beam treatment of implanted silicon. //Vacuum. -1992. - 43, Iss.5-7. - P. 619-622.

108Theodossiu E., Baumann H. and Bethge K. Formation of SiC surface layer by ion implantation. // J. Appl. Phys. - 1999. - 86. P. 4703-4705.

109Theodossiu E., Baumann H., Klimenkov M., Matz W. and Bethge K. Characterization of crystallinity of SiC surface layers produced by ion implantation. // Phys. Stat. Sol. (a). - 2000. - 182. - P. 653-660.

IlOYu L., Intarasiri S., Kamwanna T., Singkarat S. Ion beam synthesis and modification of silicon carbide. In book "Ion beam applications in surface and bulk modification of insulators". — IAEA, Austria. - International Atomic Energy Agency, Physics Section. - Vienna, IAEA-TECDOC-1607. - 2008. - P. 63-92.

111 Intarasiri S., Kamwanna T., Hallen A., Yu L.D., Janson M.S., Thongleum C., Possnert G., Singkarat S. RBS and ERDA determinations of depth distributions of high-fluence carbon ions implantated in silicon for silicon-carbide synthesis study. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. 249. - 2006. - P.859-864.

112Ishikawa J., TsuijiH. Carbon negative ion implantation into silicon. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. - 1993. - Vol. 74. - P. 118.

113Zorba T., Siapkas D.I., Katsidis C.C._ Optical characterization of thin and ul-trathin surface and buried cubic SIC layers using FTIR spectroscopy. // Microelec-tron. Eng. - 1995. - Vol. 28. - P. 229-232.

11401ego D., Cardona M., P.Vogl. Pressure-dependence of the optical phonons and transverse effective charge in 3C-SiC. // Phys. Rev. B. - 1982. - Vol. 25, iss. 6. -P. 3878-3888.

115 Chehaidar A., Carles R., Zwick A., Meunier C., Cros B. Durand J. Chemical bonding analysis of a-SiC: H films by Raman spectroscopy. // J. Non-Cryst. Solids. -1994. - Vol. 169, №1, 2. - P. 37-46.

116Bullot J., Schmidt M.P. Physics of amorphous silicon-carbon alloys. // Phys. Status Solidi. B. - 1987. - Vol. 143. - P. 345-348.

117 Intarasiri S., Hallen A., Lu J., Jensen J., Yu L.D., Bertilsson K., Singkarat S., Possnert G. Activation energy of the growth of ion-beam synthesized nano-crystalline 3C-SiC. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. - 2007. -Vol. 257.-P. 195-198.

118 Intarasiri S., Hallen A., Lu J., Jensen J., Yu L.D., Bertilsson K., Singkarat S., Possnert G. Crystalline quality of 3C-SiC formed by highfluence C-ion implantation in Si. // Appl. Surf. Sci. - 2007. - 253, iss. 11. - P. 4836-4842.

119Newman R.C., Wakefield J. The diffusivity of carbon in silicon. // J. Phys. Chem. Solids. - 1961. - Vol. 19, № 3/4. - P. 230-234.

120 Intarasiri S., Yu L.D., Singkarat S., Hallen A., Lu J., Ottosson M., Jensen J., Possnert G. Effects of low-fluence swift iodine ion bombardment on the crystallization of ion-beam-synthesized silicon carbide. // J. Appl. Phys. - 2007. - Vol. 101, iss. 8. - P. 084311-1- 084311-10.

121 Feng Z.C., Mascarenhas A.J., Choyke W.J., Powell J.A. Raman scattering studies of chemical-vapor-deposited cubic SiC films of (100) Si. // J. Appl. Phys. -1988.- Vol. 64.-P. 3176-3186.

122Szenes G. General features of latent track formation in magnetic insulators irradiated with swift heavy ions. // Phys. Rev. B. - 1995. Vol* 51. - P. 8026-8029.

123Toulemonde M., Wang Z., Paumier E., Dufour Ch. Atomic and cluster ion bombardment in the electronic stopping power regime: a thermal spike description. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. В.112 - 1996. - P. 26-29.

124Toulemonde M., Wang Z.G., Paumier E., Dufour Ch. Defects in metals induced by nuclear collisions and their modifications by swift heavy ion irradiations. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. - 1996. Vol. 115. - P. 577-580.

125Toulemonde M., Bouffard S., Studer F. Swift heavy ions in insulating and conducting oxides: tracks and physical properties. // Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. B. - 1994.-Vol.91.-P. 108-123.

126 Dufour Ch., Beuneu F., Paumier E., Toulemonde M. Experimental evidence of the irradiation temperature effect in bismuth under swift heavy-ion irradiation. // Europhys. Lett. - 1999. - Vol. 45, iss. 5. - P. 585-590.

127Vaidyanathan K.V. Local- and defect-mode infrared absorption of carbon ions implanted in silicon. // J.Appl.Phys. - 1973. - Vol. 44, №2. - P. 583-586.

128Rothemund W., Fritzsche C.R. Optical absorption and electrical conductivity of SiC films produced by ion implantation. // J.Electrochem. Soc.: Solid-state science and technology. - 1974. - Vol. 121, №4. - P. 586-588.

129Лежейко Л.В., Любопытова E.B. Свойства p-n и n-n-гетеропереходов Si-j3-SiC, полученных ионным внедрением. // Физика и техника полупроводников. - 1976. - Т. 10, вып. 6. - С. 1749.

130Koyama М. Redistribution of implanted oxygen and carbon in silicon. // J.Appl.Phys. - 1980. - Vol. 51, iss. 6. - P. 32*02-3205.

131 Хохлов А.Ф., Павлов Д.А., Машин А.И., Мордвинова Ю.А. Изовалент-ное легирование аморфного кремния углеродом. // Физика и техника полупроводников. - 1987. - Т. 21, вып.З. - С. 531-535.

132Reeson M., Stoemenos J., Hemment P.L.F. Mechanism of buried P-SiC formation by implanted carbon in silicon. // Thin Solid Films. - 1990. - Vol. 191. - P. 147-164.

133 Chevacharoenkul S., Ilzhoefer J.R., Feijoo D., Gosele U. Recrystallization of silicon amorphized by carbon implantation. // Appl.Phys.Lett. - 1991. - Vol. 58, iss. 13.-P. 1434-1436.

134Shimizu-Iwayama Т., Nakao S., Saitoh K. Visible photoluminescence in Si+-implanted thermal oxide films on crystalline Si. // Appl. Phys. Lett. - 1994. -Vol.65(14). - P.1814-1816.

135 Garrido В., López M., Pérez-Rodríguez A., García С., Pellegrino Р., Ferré R., Moreno J.A., Morante J.R., Bonafos С., Carrada M., Claverie A., de la Torre J., Souifi A. Optical and electrical properties of Si nanocrystals ion beam synthesized in Si02.//Nuclear Instruments and Methods in Phys.Res. В. 216. - 2004. - P. 213-221.

136Choyke, W.J., Patrick, L. Luminescence of Donor-Acceptor Pairs in Cubic SiC. // Phys. Rev. B. - 1970. - Vol. 2. - P. 4959-4965.

137Pavesi L. Routes toward silicon-based lasers. // Materials Today. - 2005. -Vol. 8, iss. l.-P. 18-25.

138Виглеб Г. Датчики. -M.: Мир, 1989. - 196 с.

139Malhotra L. and Varghese О. Physics and Technology of Semiconductor Gas Sensor. Physics of Semiconductor Devices. - India, New Delhi: Narosa Publishing House. Eds. V. Kumar and S.K. Agarwal. - 1998. - P. 471-480.

140Madou M.J. and Morrison S.Roy. Chemical Sensing with Solid State Devices. - Academic Press. Inc. 2. - 1989. - P. 491.

141 Tofield B.C. State of the Art and Future Prospects for Solid State Gas Sensors. //In: Solid State Gas Sensors. Bristol and Philadelphia. Eds. Adam Hilger. -1987.-P. 198-237.

142Гаськова A.M., Румянцева M.H. Выбор материалов для твердотельных газовых сенсоров // Неорганические материалы. - 2000 - Т.36, №3. - С. 369378.

143Гаськова A.M., Румянцева М.Н. Природа газовой чувствительности на-нокристаллических оксидов металлов. // Журнал прикладной химии, 2001. - Т. 74, вып. 3. - С. 430^34.

144Румянцева М.Н., Сафонова О.В., Булова М.Н., Рябова Л.И. Гаськова A.M. Легирующие примеси- в нанокристаллическом диоксиде олова. // Известия Академии наук. Серия химическая. - 2003. - №6. - С. 1151-1171.

145Mosely Р.Т. Non-Nernstian, Potential-generating Gas Sensors. // Sensors and Acctuators. - 1992. - B6aNo.9. - P. 165-169.

146 Ред. Кол. Кнунянц И.Л. Краткая химическая энциклопедия. — М.: «Советская энциклопедия», 1964. - 1112 стр. с илл.

147Dibbern U., Kuersten G. and Willich P. Gas sensitivity, sputter conditions stoichiometry of pure tin oxide layers. // Proc. 2nd Int. Meeting on Chem. Sensors. -Bordeaux, 1986 July. - P. 142.

148Shanthi E., Dutta V., Baneriee A., Chopra K.L. SnC>2 Based Gas Sensitive Sensor. //J. Appl. Phys. - 1981. - Vol. 51. - P. 6243-6249.

149Weigtens C.H.L., Loon P.A.C. Influence of Annealing on the Optical properties of indium tin oxide. //Thin Solid Films. Electronics and Optics. - 1991. - Vol. 196.-P. 17-25.

150Lamelas F.J., Reid S.A. Thin-film synthesis of the orthorhombic phase of Sn02. //Phys. Rev. B. - 1999. - Vol. 60. - P. "9347-9352.

151 Martin P.J., Netterfield R.P. Properties of indium tin oxide films preparated by ion-assised deposition. // Thin Solid Films. - 1986. - Vol. 137. - P. 207-214.

152Melsheimer J., Teshe B. Electron microscopy studies of sprayed thin tin dioxide films. // Thin Solid Films. - 1986. - Vol. 138. - P. 71-78.

153Nagamoto Takao, Maruta Yukihiro, Omoto Osami. Electrical and optical properties of vacuum-evaporated indium-tin oxide films with high electron mobility. //Thin Solid Films.- 1990. - Vol. 193/194.-P. 704-711.

154 Давыдов С.Ю., Мошников В.А., Федотов A.A. Адсорбция молекул кислорода и окиси углерода на диоксиде олова. // Журнал технической физики. — 2006. - Т. 76, № 1. - С. 141-142.

155 Румянцева М.Н., Сафонова О.В., Булова М.Н., Рябова Л.И., Гаськова

A.M. Газочувствительные материалы на основе диоксида олова. // Сенсор. -2003.-№2(8).-С. 8-33.

156 Богданов К.П., Димитров Д.Ц., Луцкая О.Ф., Таиров Ю.М. Равновесие собственных точечных дефектов в диоксиде олова. //Физика и техника полупроводников. - 1998.-Т. 32, № 10.-С. 1158-1160.

157 Андреева Е.В., Зильберман А.Б., Ильин Ю.Л., Махин А.В., Мошников

B.А., Яськов Д.А. Влияние этанола на электрофизические свойства диоксида олова. // Физика и техника полупроводников. - 1993. - Т. 27, №7. - С. 10951100.

158Malaqu С., Guidi V., Stefancich М., Carotta М.С., Martinelli G. Model for Schottky barrier and surtace states in nanostructured «-type semiconductors. //Journal of applied physics. - 2002. - Vol. 91, № 2. - P. 808-814.

159Бутурлин А.И., Габузян Т.А., Голованов H.A., Бараненков И.В., Евдокимов А.В., Муршудли М.Н., Фадин В.Г., Чистяков Ю.Д.. Газочувствительные датчики на основе металлоокисных полупроводников. // Зарубежная электронная техника. - 1983. - 10, 269. - С. 3-39.

160 Jarzebski Z.M. Preparation and physical properties of transparent conducting oxide films.//Phys. Stat. Sol. - 1982.-Vol. 71 (a).-P. 13-41.

161Холькин А.И., Патрушева Т.Н. Экстракционно-пиролитический метод: Получение функциональных оксидных материалов. - М.: Ком Книга, 2006. — 288 с.

162 Feng Т., Ghosh А.К., Fishman С. Evaporated techniques of thin films obtained. // J. Appl. Phys. - 1979. - Vol. 50. - P. 8070.

163Seok-Kyun Song. Characteristics of SnOx films deposited by reactiveion-assisted deposition. // Phys. Rev. - 1999. - Vol. 60. - P. 11137-11148.

164Geoffroy C., Campet G., Portier J. Preparation and characterization of fluorinated indium tin oxide films prepared by R.F. sputtering. // Thin Solid Films. — 1991.-Vol. 202.-P. 77-82.

165Кисин В.В., Сысоев В.В., Ворошилов С.А. Распознавание паров ацетона и аммиака с помощью набора однотипных тонкопленочных датчиков. // Письма в ЖТФ. - 1999. - 25, 16. - С. 54-58.

166Lewin R., Howson R.P., Bishop С.А., Ridge M.I. Transparent conducting oxides of metals and alloys made by reactive magnetron sputtering from> elemental targets. // Vacuum. - 1986. - Vol. 36. - P. 95-98.

167Semancik S., Cavicchi R.E. The growth of thin, epitaxial Sn02 films for gas sensing applications. // Thin Solid Films. - 1991. - Vol. 206. - P. 81-87.

168Суйковская H.B. Химические методы получения тонких прозрачных пленок. - Ленинград. Химия. - 1971. - 200 с.

169Kern W., Ban V.S. Thin Film Processes. - New-York: Academic Press. Ed. J.L. Vossen and W. Kern. - 1978. - P. 257-331.

170 Kim K.H., Chun J.S. X-ray studies of Sn02 prepared by chemical vapour deposition. // Thin Solid Films. - 1986. - Vol. 141. - P. 287-295.

171 Aranowich J., Ortiz A., Bube R.H. Thin oxide films preparated by spray hydrolysis. // J. Vacuum Sci. Technol. - 1979. - Vol. 16. - P. 994.

172Sanz Maudes J., Rodriguez T. Pyrolysis method for preparing of transparent conducting films. // Thin Solid Films. - 1980. - Vol. 69. - P. 183.

173Fantini M., Torriani I. The compositional and structural properties of sprayed Sn02 : F thin films. // Thin Solid Films. - 1986. - Vol. 138. - P. 255-265.

174 Jitianu A., AltindagY., Zaharescu M., Wark M. New Sn02 nano-clusters obtained by sol-gel route, structural characterization and their gas sensing applications. // Journal of Sol-Gel Science and Technology. - 2003. - Vol. 26. - P. 483-488.

175Chatelon J.P., Terrier C., Roger J.A. Consequence of the pulling solution ageing on the properties of tin oxide layers elaborated by the sol-gel dip-coating technique. // Journal of Sol-Gel Science and Technology. - 1997. - Vol. 10. - P. 185-192.

176Stjerna В., Granqvist C.G. Optical and electrical properties of SnOx thin films made by reactive R.F. magnetron sputtering. // Thin Solid Films. - 1990. -193/194.-P. 704-711.

177Кисин В.В., Сысоев В.В., Ворошилов С.А., Симаков В.В. Влияние адсорбции кислорода на проводимость тонких пленок оксида олова. // Физика и техника полупроводников. - 2000. - Т. 34. - С. 314-317.

178 Румянцева М.Н., Булова М.Н., Чареев Д.А., Рябова Л.И., Акимов Б.А., Архангельский И.В., Гаськов A.M. Синтез и исследование нанокомпозитов.на основе полупроводниковых оксидов Sn02 и W03. // Вестн. Моск. Ун-та. Сер.2: Химия. - 2001. - Т. 42, №5. - С. 348-355.

179 Димитров Д.Ц., Лучинин В.В., Мошников В.А., Панов М.В. Эллипсо-метрия как экспресс-метод установления корреляции между пористостью и га-зочувствительностыо слоев диоксида олова. //Журнал технической физики. -1999. - Т. 69, вып. 4. - С. 129-130.

180Zang G.3 Liu М. Preparation of nanostructured tin oxide using a sol-gel process based on tin tetrachloride and ethylene glycol. // Journal of material science. - 1999. - Vol. 34. - P. 3213-3219.

181Bosnell J.R., Waghorne R. The method of growths tin films. // Thin Solid Films.-1973.-Vol. 15.-P. 141.

182 Aboaf J. A., Marcotte V.C., Chou N.J. Doping of tin oxide films and analysis of oxygen content. // J. Electrochem. Soc. - 1973. - Vol. 120. - P. 701.

183Gordillo G., Paez В., Jacome C., Florez J.M. Characterization of Sn02 thin films through thermoelectric power measurements. // Thin Solid Films. - 1999. -Vol. 342.-P. 160-166.

184 Asakuma N., Fukui Т., Toki M., Imai H. Low-Temperature synthesis of ITO thin films using an ultraviolet laser for conductive coating on organic polymer substrates. // Journal of Sol-Gel Science and Technology. - 2003. - Vol. 27. - P. 91-95.

185 Brito G.E.S., Ribeiro S.J.L., Briois V., Dexpert-Ghys J., Santilli C.V., Pul-cinelli S.H. Short range order evolution in the preparation of Sn02 based materials. // Journal of Sol-Gel Science and Technology. - 1997. - Vol.8. - P. 261-268.

186Торохова Д.С., Бурухина А.А., Чурагулова Б.Р., Румянцева M.H., Максимова В.Д. Нанокристаллические порошки Sn02, синтезированные гидротермальным методом, для сенсоров. // Неорганические материалы. - 2003. — Т. 39, №11.-С. 1342-1346.

187Анищик В.М., Конюшко Л.И., Ярмолович В.А., Гобачевский Д.А., Герасимова Т.Г. Структура и свойства пленок диоксида олова. // Неорганические материалы. - 1995. - Т. 31, №3. - С. 337-341.

188Румянцева М.Н., Макеева Е.А., Гаськов A.M. Влияние микроструктуры полупроводниковых сенсорных материалов на хемосорбцию кислорода на их поверхности. // Рос. хим. журн. (Ж. Рос. хим. об-ва им. Менделеева Д.И.). -2008. - T. LII, №2. - С. 122-129.

189 Адамян А.З., Адамян З.Н., Аротюнян В.М. Золь-гель технология получения чувствительных к водороду тонких-пленок. //Альтернативная энергетика и экология. - 2006. - Т. 40, №8. - С. 50-55.

190Minanii Т., Sato H., Nanto H. and Takata S. Heat treatment in hydrogen gas and plasma for transparent conducting oxide films such as ZnO, SnC>2 and indium tin oxide. // Thin Solid Films. - 1989. - Vol. 176. - P. 277-282.

191 Логинов B.A., Рембеза С.И., Свистова T.B., Щербаков Д.Ю. Влияние лазерной обработки на газовую чувствительность пленок диоксида олова. // Письма в ЖТФ. - 1998. - Т. 24, № 7. - С. 57-60.

192Кукуев В.И., Попов Г.П. Повышение надежности пленочных нагревательных элементов на основе двуокиси,олова. // Электронная промышленность. - 1989, №3. - С.33-35.

193 Okunara T., Kasai A., Hayakova N., Voneda G., Misono M. Catalisis by et-eropolicompounds. // Journal of catalisis. - 1983. - Vol. 83. - P.' 121-130.

194 Васильев A.A., Колтыпин E.A., Малышев B.B., Бутурлин А.И., Чаху-нашвили Г.Б. Исследование чувствительности и быстродействия оксидных полупроводниковых сенсоров к углеводородам. // В кн.: Датчики на основе технологии микроэлектроники. - М.: Московский дом научно-технической пропаганды, 1989. - С. 20-24.

195 Бестаев М.В., Димитров Д.Ц., Ильин А.Ю., Крюков И.И., Мошников В.А., Трэгер Ф., Штиц Ф.. Атомно-силовая микроскопия слоев диоксида олова для газовых сенсоров. // Известия Академии Наук. - 1998. - Т.62, №3. - С.549-551.

196 Бестаев М.В., Димитров Д.Ц., Ильин А.Ю., Мошников В.А., Трэгер Ф., Штиц Ф. Исследование структуры поверхности слоев диоксида олова для газовых сенсоров атомно-силовой микроскопией. // Физика и техника полупроводников. - 1998. - Т.32, №6. - С.654-657.

197Mukashev B.N., Tokmoldin S.Zh., Beisenkhanov N.Bi, Kikkarin, S.M., Valitova I.V., Glazman V.Bl, Aimagambetov A.B., Dmitrieva E.A., Veremenithev B.M. Influence of structure changes of oxide films on their physical properties. //Materials Science and Engineering. - В 118, Iss. 1-3. - 2005. - P. 164-169.

3

198Karapatnitski I.A., Mit' K.A., Mukhamedshina D.M., Beisenkhanov N.B. Optical, structural and electrical properties of tin oxide films prepared by magnetron sputtering. // Surface and Coat. Technol. - 2002. - Vol. 151-152, P. 76-81.

199 Abdullin Kh.A., Aimagambetov A.B., Beisenkhanov N.B., Issova A.T., Mu-kashev B.N., Tokmoldin S.Zh. Electrical and optical properties of zinc oxide thin films grown by reactive magnetron sputtering method. // Materials Science and Engineering. - В 109, Iss. 1-3. - 2004. - P. 241-244.

200 Дмитриева E.A., Мухамедшина Д.М., Мить K.A., Бейсенханов Н.Б. Изготовление и физические свойства наноразмерных пленок оксида олова. //Доклады II Международной научно-практической конференции ЖАС ТАЛЫМ - 2007. - Тараз, 2007. -Т. 10.-С 58-65.

201 Тейлор А. Рентгеновская металлография. М.: «Металлургия», 1965. -663 с.

202 Картотека дифракционных спектров ASTM (American Society for Testing Materials). -1959.

203Peierls R.E. Quantum theory of solids. Oxford: Clarendon Press. - 1956. P. 54-58.

204Ziman J.M. Electrons and phonons. Oxford: Clarendon Press. - 1960. — 209p.

205 Захаров В.П., Герасименко B.C. Структурные особенности полупроводников в аморфном состоянии. Киев, «Наукова думка». - 1976. — 280 с.

206Климкович А.В., Цырлин А.Д. Применение метода инфракрасной спектроскопии для оценки структуры и состава пленок окислов кремния, силикат-

ных стекол и нитрида кремния. Обзоры по электронной технике. М. 1975. -36с.

207Мить К.А. Оптические постоянные тонких слоев Sn02. // Труды конференции «Молодые ученые — 10-летию независимости Казахстана». Алматы. -2001.-С. 34-38.

208Буренков А.Ф., Комаров Ф.Ф., Кумахов М.А., Темкин М.М. В кн.: Пространственные распределения энергии, выделенной в каскаде атомных столкновений в твердых телах. - М. «Энергоиздат». - 1985. - 245 с.

209 Gibbons J.F., Johnson W.S. and Hylroic S.W. In book: Projected Range Statistics. - 2nd ed. Dowden, Stroudsburg. PA. - 1975. - Part 1. - 93 p.

210Нусупов K.X., Бейсенханов Н.Б., Валитова И.В., Дмитриева E.A., Жу-магалиулы Д., Шиленко Е.А. Структурные исследования тонких слоев кремния, многократно имплантированных ионами углерода. // Физика твердого тела. - 2006. - Т. 48, вып. 7. - С. 1187-1200 (Physics of the Solid State. - 2006. -V.48, №7. - P. 1255-1267.)

211 Singh S.K., Mohanty B.C. and Basu S. Synthesis of SiC from rice husk in a plasma reactor. // Bull.Mater.Sci. - V. 25, № 6. - November 2002. - P. 561-563.

212Mandal S., Seal A., Dalui S.K., Dey A.K., Ghatak S. and Mukhopadhyay A.K. Mechanical characteristics of microwave sintered silicon carbide. // Bull. Mater. Sci. — V. 24, № 2. - April 2001.-P. 121-124.

213Nussupov K.Kh., Beisenkhanov N.B., Valitova I.V., Mit' K.A., Mukhamed-shina D.M., Dmitrieva E.A. Structure properties of carbon implanted silicon layers. // Journal of Materials Science: Materials in Electronics. - 2008. - 19. - P. 254-262.

214Nussupov K.Kh., Beisenkhanov N.B.^ Mit' K.A., Mukhamedshina D.M., Amreyeva Z.M. and Omarova Z.B. An influence of plasma treatment on structure properties of thin SiC films on Si. // Journal of High Temperature Material Processes.-V. 14, Iss.L-2010.-P. 183-194.

215 Бейсенханов Н.Б. Структурный анализ слоев кремния имплантированных углеродом. // Вестник ННГУ. — 2010. — Нижний Новгород. - № 1. — С. 46-56.

216Бейсенханов Н.Б. Кристаллизация слоев карбида кремния, полученных методом ионной имплантации. // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. — 2010. - №10. — С. 73—78.

217Мухамедшина Д.М., Бейсенханов Н.Б., Мить К.А., Овчаренко И.В., Дмитриева Е.А. Рентгеновское исследование структуры тонких пленок SnOx, осажденных на подложку из поликристаллического корунда. // Известия HAH PK, серия физ-мат. - 2004, № 6. - С.

218 Бейсенханов Н.Б. Кристаллизация карбида кремния в слоях кремния имплантированных высокими дозами углерода. // Вестник Караганд. университета, серия физика, 2009. - №1(53). - С. 9-13.

219Бейсенханов Н.Б. Исследования тонких слоев кремния с низкой концентрацией имплантированного углерода (SiC0.03 и SiC0.i2)- //Известия высших учебных заведений. Физика. - 2008. - Томский госуниверситет. РФ. - 51, №11/3.-С. 3-10.

220Нусупов К.Х., Бейсенханов Н.Б., Жариков С.К. LO-фононы и их применение к анализу имплантированных углеродом слоев кремния. // Известия МОН PK - HAH PK, серия физ.-мат. - №2. - 2002. - С. 88-93.

221 Бейсенханов Н.Б. Структура тонких слоев SiC0.i2, полученных методом ионной- имплантации. // Журнал «ВЕСТНИК КазНУ», серия физ. - №3(27). -2008. - С.99-105.

222Полинг Л., Полинг П. Химия. - М.: Мир, 1978. 685 с. - С. 163.

223 Хохлов А.Ф., Павлов Д.А., Машин А.И., Хохлов Д.А. Возникновение двойных связей кремний-кремний в пленках a-Si:H, облученных неоном и углеродом при отжиге. // Физика и техника полупроводников. - 1994. - Т. 28, вып. 10.-С. 1750-1754.

224Ершов A.B., Машин А.И., Карабанова И.А. Изучение колебательных свойств аморфного кремния методом ИК-спектроскопии: Лабораторная работа по курсу «Физика аморфных и нанокристаллических полупроводников». - Н. Новгород: ННГУ. - 2007. - 24 с.

225Казицына Л.А., Куплетская Н.Б. Применение УФ, ИК, ЯМР и масс-спектроскопии в органической химии. — М.: Изд-во Моск. ун-та. — 1979. - 240с.

226 Сильверстейн Р., Басслер Г., Моррил Т. Спектрометрическая идентификация органических соединений. М.: Мир. - 1977. - 590 с.

227Валитова И.В. Микроструктура и фазовый состав нанопленок SnOx и SiCx: автореф. диссерт. канд. физ.-мат. наук: 01.04.07 Москов. гос. ин-т элек-трон.техники. — М., 2005. - 27 с:

228 Beisenkhanov N.B. The structure investigation of thin silicon layers with« low concentration of implanted carbon. / Eurasian Physical Technical Journal: -2008.-V. 5, 2(10).-P. 51-58.

229Бейсенханов Н.Б. Кристаллизация (3-SiC в тонких слоях SiQ (х = 0,03-1,4), синтезированных многократной имплантацией ионов С в Si. // Журнал технической физики. - 2011. - Т.81, №2. - С. 118-125.

230Fan J.Y., Wu X.L., Chu Р.К. Low-dimensional SiC nanostructures: Fabrication, luminescence, and electrical properties. // Prog. Mater. Sci. - 2006. - Vol. 51. P. 983-1031.

231 Кухлинг X. Справочник по физике. М.: Мир. - 1982. - 520 с.

232Tokmoldin S. Zh., Mukashev B.N., Beisenkhanov N.B., Aimagambetov A.B. and Ovcharenko I.V. Structural and optical properties of thin metal-oxide films (ZnO and SnOx) deposited on glass and silicon substrates. // Materials research society symposium proceedings. - V. 864. - 2005. - P. 39-44. MRS-2005 «Semiconductor Defect Engineering-Materials, Synthetic Structures and Devices». San Francisco. CA. - March 28-April 1, 2005.

233 Бейсенханов Н.Б., Мукашев Б.Н., Нусупов K.X., Токмолдин С.Ж., Ва-литова И.В., Глазман В.Б., Аймагамбетов А.Б., Дмитриева Е.А. Исследование структурных превращений в тонких пленках SnOx. // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. - 2005. — №10. - С.93-100.

234Mukhamedshina D.M., Beisenkhanov N.B., Mit' К.A., Valitova I.V. and Botvin V.A. Influence of hydrogen plasma treatment on the structure and optical properties of tin oxides thin film produced by magnetron sputtering. // Journal of High Temperature Material Processes. - V. 9, Iss. 2 - 2005. - P. 323-333.

235Бейсенханов Н.Б. Влияние обработки в водородной плазме тлеющего разряда на структурные свойства тонких пленок SnOx и SiCi.4. // Цветные металлы. - 2010. - № 4. - С. 66-69.

236Gorley P.M., Khomyak V.V., Bilichuk S.V., Orletsky L.G., Horley P.P. and Grechko V.O. Sn02 Films: formation, electrical and optical properties. // Materials Science and Engineering. - 2005. - Vol. 118. - P. 160-163.

237Mukhamedshina D.M., Beisenkhanov N.B., Mit' K.A., Valitova I.V. and Botvin V.A. Investigation of properties of thin oxide films SnOx annealed in various atmospheres. // Thin Solid Films. - 2006. - 495, 1-2. - P. 316-320.

238Mukashev B.N., Aimagambetov A.B., Mukhamedshina D.M., Beisenkhanov N.B., Mit' K.A., Valitova I.V., Dmitrieva E.A. Study of structural, optical and electrical poperties of ZnO and Sn02 thin films. // Superlattices and Microstructures. -2007.-42.-P. 103-109.

239Карапатницкий И.А., Бейсенханов Н.Б., Мить К.А., Мухамедшина Д.М. Структурные свойства тонких пленок оксида олова на поликоре. // 3-я» Межд.конф. «Ядерная и радиационная физика». - Ал маты, Казахстан. — 4-7 июня 2001.-С. 360-361.

240Мухамедшина Д.М., Мить К.А., Дмитриева Е.А., Бейсенханов Н.Б. Оптические, структурные, электрические и газочувствительные свойства пленок SnOx, синтезированных магнетронным распылением и золь-гель методом. // Журнал «Вестник КазНУ», серия физ. - №3(27). - 2008. - С. 138-145.

241 Mukhamedshina D.M., Beisenkhanov N.B., Mit К.А., Botvin V.A., Valitova I.V. and Dmitrieva E.A.. Influence of plasma treatments on the properties in SnOx thin films. // Journal of High Temperature Material Processes. - 2006. - V.10, Iss.4. -P.603-616.

242Mukhamedshina D.M., Mit' K.A., Beisenkhanov N.B., Dmitriyeva E.A. and Valitova I.V. Influence of plasma treatments on the microstructure and electrophysi-cal properties of SnOx thin films synthesized by magnetron sputtering and sol-gel technique. // Journal of Materials Science: Materials in Electronics. - 2008. - 19. — P. 382-387.

3 &

243 Мухамедшина Д.М., Дмитриева Е.А., Мить К.А., Бейсенханов Н.Б.. Влияние термической и плазменной обработок на свойства тонких пленок Sn02 синтезированных золь-гель методом. // Труды VI Международной научной конференции "Радиационно-термические эффекты и процессы в неорганических материалах". Томск: Изд. ТПУ. - 2008. — 1040 с.

244 Srivastava R., Dwivedi R. and Srivastava S.K.. Effect of oxygen, nitrogen and hydrogen plasma processing on palladium doped tin oxide thick film gas sensors. // Physics of Semiconductor Devices. - India, New Delhi: Narosa Publishing House, 1998. - P. 526-528.

245 Бейсенханов Н.Б. Влияние обработки в плазме (02, Н2) на структуру и физические свойства пленок SnOx. // Физика твердого тела. - 2011. - Т.53 , вып.2. - С. 364-370.

(д^

БЛАГОДАРНОСТЬ

Я выражаю свою искреннюю и глубокую благодарность за многолетнюю помощь и поддержку всем тем, без содействия которых эта работа не могла быть выполнена, а именно:

- моим учителям и наставникам Нусупову Каиру Хамзаевичу и Мухамед-шиной Дание Махмудовне;

- сотрудникам лаборатории и всем соавторам публикаций;

- моим родителям Байдалину Бейсенхану Бошановичу и Утегеновой Розе Агибаевне; 1

- моей супруге Хасеновой Майре Джолболдиевне;

- моим друзьям Аязбаеву Сматаю Срымовичу и Рамазанову Тлеккабулу Са-гитовичу;

- вышестоящему руководству в различные периоды;

- родным и близким, а также всем добрым людям, общение и сотрудничество с которыми было плодотворно и доставляло радость.

С уважением, Нуржан Б. Бейсенханов.