Содержание к диссертации
Введение
1 Нанопленки SnOx и SiCx: структура и физические свойства (обзор) 13
1.1 Структура и физические свойства нанопленок SnOx 15
1.2 Структурные свойства нанопленок SiCx, полученных методом ионной имплантации 39
1.3 Выводы к первой главе 58
2 Методы получения и исследования нанопленок диоксида олова и карбида кремния 61
2.1 Выбор методов получения нанопленок SnOx и SiCx 61
2.1.1 Ионно-лучевое осаждение нанопленок диоксида олова 61
2.1.2 Получение тонких пленок диоксида олова магнетронным распылением 62
2.1.3 Синтез SiC в Si методом ионной имплантации 64
2.2 Метод рентгеновской дифракции 66
2.3 Метод инфракрасной спектроскопии 69
2.4 Метод электронной микроскопии 70
2.5 Метод Оже-электронной спектроскопии 72
2.6 Метод исследования оптических свойств 73
2.7 Метод измерения удельного сопротивления пленок 74
2.8 Характеристики образцов 76
3 Влияние структуры нанопленок SnOx на их физические свойства 78
3.1 Структурные и электрические свойства нанопленок (-200 нм) SnOx на стеклянной подложке, полученных методом ионно-лучевого осаждения 78
3.1.1 Структура пленок SnOx, полученных при высокой концентрации кислорода (100%) в камере 79
3.1.2 Структура пленок SnOx, полученных при низкой концентрации кислорода (10%) в камере, и их влияние на их электрические свойства 82
3.2 Влияние обработки в водородной плазме на структуру и опти-
ческие свойства тонких пленок оксида олова, полученных ме
тодом магнетронного распыления 90
3.2.1 Оптические свойства 90
3.2.2 Структурные исследования 95
3.3 Исследования свойств нано-пленок SnOx отожженных в различных атмосферах 101
3.3.1 Оптические свойства 102
3.3.2 Структурные свойства , 108
3.4 Рентгеновское исследование структуры тонких пленок SnOx, осажденных на подложку из поликристаллического корунда... 111
3.6 Выводы к третьей главе 120
4 Синтез SiC в слоях кремния с высокой и низкой концентрацией им плантированного углерода 124
4.1 Формирование /З-SiC в слоях SiClj4 полученных методом ионной имплантации 124
4.1.1 Исследование состава слоя методом Оже-электронной спектроскопии 124
4.1.2 Исследование структуры слоя методом электронной микроскопии 127
4.1.3. Исследование структуры слоя методом рентгеновской дифракции 129
4.1.4 Исследования методом инфракрасной спектроскопии 131
4.2 Структура тонких слоев кремния с низкой концентрацией им плантированного углерода (Nc/NSi = 0,12) 140
4.2.1 Исследование методом Оже-электронной спектроскопии состава слоев SiCx 141
4.2.2 Исследования методом рентгеновской дифракции структуры слоев SiC0.12 142
4.2.3 Исследования методом инфракрасной спектроскопии 148
4.3 Выводы к четвертой главе 155
Основные результаты и выводы 158
Список использованных источников
- Структурные свойства нанопленок SiCx, полученных методом ионной имплантации
- Синтез SiC в Si методом ионной имплантации
- Структура пленок SnOx, полученных при низкой концентрации кислорода (10%) в камере, и их влияние на их электрические свойства
- Исследование структуры слоя методом электронной микроскопии
Введение к работе
Актуальность темы. Изучение кинетики обменных процессов в растворах комплексных соединений позволяет получить информацию о строении комплексов, природе связи лиганда с центральным ионом, а также выяснить последовательность стадий, составляющую общий процесс, изучить строение и устойчивость промежуточных продуктов. Кинетические характеристики комплексонатов РЗЭ, кроме того, во многом определяют эффективность некоторых технологических процессов разделения и очистки редкоземельных элементов, таких, например, как ионообменная комплексообразовательная хроматография. Знание кинетических параметров обмена в растворах комплексов РЗЭ и других осколочных элементов дает возможность найти оптимальные условия для получения обогащенных изотопов и для разделения ядерных изомеров. Известно, что ионы РЗЭ способны вытеснять многие катионы ( COL , г+, 2n +) из активных центров ферментов, причем активность ферментов при этом часто увеличивается. Изучение механизма обмена в комплексонатах РЗЭ позволяет моделировать процессы, протекающие в сложных ферментных системах. В принципе возможно создание метода, позволяющего проводить быстрое групповое разделение смесей РЗЭ, основанное на различиях в скорости обмена ионов РЗЭ цериевой и иттриевой подгруппы в их комплексах.
Цель работы. На основании зависимости скорости обмена от концентраций реагентов, кислотности среды, температуры, природы входящего и уходящего катиона, строения лиганда установить сте-хиометрический и молекулярный механизм обмена центральными ионами в растворах комплексов РЗЭ с комплексонами, важными в практическом отношении: этилендиаминтетраацетатом, гидроксиэтил этилендиаминтриацетатоы , транс-циклогександиаминтетраацетатом, диэтилентриаминпентаацетатом.
Научная новизна работы. Впервые проведено систематическое исследование кинетики обмана центральными ионами в растворах комплексонатов РЗЭ методом СФ-метрии. Показано, что обмен в растворах этилендиаминтетраацетатов РЗЭ осуществляется по диссоциативному механизму , включающему стадии кислотного катализа , и по ассоциативному механизму. Найдено, что лимитирующей стадией обмена по диссоциативному механизму является разрыв связи металл-кислород в промежуточных протонированных комплексах, в которых уходящий катион координирован ацатогруппами лиганда. В промежуточных биядерных комплексах входящий катион координирован имино-диапетатной группой ЭДТК. При этом лимитирующей стадией является разрыв связи уходящий катион - азот в промежуточном Оиядерном комплексе. Образование лабильных Оиядерных интермедиатов подтверждено методом ЇІМР-спектроскопии высокого разрешения. Методом сегментов оценены значения констант скорости лимитирующей стадии. Методом остановленной струи показано, что при значительных концентрациях входящего катиона в системах с этилендиаминтетрааце-татами РЗЭ также образуются биядерные интермедиаты, которые для РЗЭ иттриевой подгруппы представляют собой ионную пару, а для РЗЭ цериевой подгруппы - соединение , где входящий катион координируется ацетогруппой лиганда. Рассчитаны значения констант устойчивости образующихся интермедиатов.
Изучение изокинетических зависимостей, а также температурной зависимости эффективной константы скорости обмена в системе ЕиА - С« показало, что перестройка внутренней координационной сфере этилендиаминтетраацетатов РЗЭ влияет на кинетические параметры обмена центральными ионами, причем форма LnA{H20)f обладает меньшей реакционной способностью по сравнению с UnA(H20h Доказана идентичность механизмов обмена центральными ионами для этилендиаминтетраацетатов америция(Ш) иРЗЭ(Ш). Показано, что значения констант скоростей оомена близки для и , обладающих идентичными электронными структурами. Найдено, что значения энтальпии активации определяются прочностью связи металл-лиганд, а значения энтропии - ионным радиусом уходящего катиона.
Кинетическим изотопным методом HgO/DjO показано, что в растворах транс-циклогексаядиаминтетраацетатов РЗЭ обмен центральными ионами обсуществляется наряду с механизмом кислотной диссоциации, также и по механизму спонтанной диссоциации.
Изучена кинетика внутрисферной изомеризации в системе диэти-лентриаыинпентаацетат неодима(Ш)-иттербийОН). Показано, что в биядерном промежуточном комплексе входящий катион Y6 координирован ацетогруппами лиганда , не участвующими в образовании связей с металлом в исходном комплексонате. Получены спектральные характеристики промежуточного биядерного комплекса, рассчитаны значения его константы устойчивости.
Практическая значимость работы Выполненное исследование имеет значение для научного оооснования условий разделения смесей РЗЭ с использованием растворов комплексонатов. Б этом случае важен установленный нами факт, что промежуточные протонированные и биядерные комплексы в изученных системах имеют принципиально различное строение и природу лимитирующей стадии, Бажно также , что существует зависимость между кинетическими характеристиками и строением вступающих в обмен комплексонатов РЗЭ- Показана принципиальная возможность использования различий в кинетических параметрах обмена для группового разделения смесей РЗЭ.
Кинетические характеристики комплексонатов РЗЭ, изученные в работе, могут быть использованы при разработке дифференциальных кинетических методов анализа смесей РЗЭ.
Данные о константах скоростей обмена в изученных системах представляют собой справочный ыатзриал и используются на лекциях на Химическом факультете МГУ.
Структурные свойства нанопленок SiCx, полученных методом ионной имплантации
Карбид кремния, особенно кубическая фаза (p-SiC), является известным материалом, который наряду с высокой твердостью, стойкостью к химическим воздействиям и высокой температуры плавления имеет широкую ширину запрещенной зоны и высокую тепловую проводимость, которые делают его привлекательным для высокотемпературных, высокомощных и стойких к радиации устройств [16]. Применение SiC в электронике является целью интенсивного исследования в течение долгого времени. Гетероэпитаксиальный рост слоев p-SiC на кремниевой подложке, как известно, является затрудни-тельным из-за больших несоответствий решетки (20%) и несоответствий теплового коэффициента расширения (8%) с подложкой Si. 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%. При большем несовпадении постоянных решеток крайне трудно получить монокристаллические слои, не говоря уже о создании качественных гетеропереходов. Подобная ситуация наблюдается при создании гетеропереходов SiC-Si. Ясно, что здесь необходимо использовать другие методы создания гетероструктур. Одними из пер-вых такой способ был обнаружен в [17,18].
С целью синтеза карбида кремния Бордерс с сотр. [17] внедрили ионы 12С+ с энергией 200 кэВ и дозой 1017см 2 в обе стороны кремниевой подложки. Во время имплантации температура подложки не превышала 30С. Методом ИК-спектроскопии авторы идентифицировали образование карбида кремния. После имплантации в инфракрасном спектре наблюдается ранее неизвестная широкая полоса поглощения с центром при 700-725 см"1, которая остается неизменной после отжига при температурах до 800С. При повышении температуры отжига до 900С полуширина пика уменьшается, а максимум поглощения перемещается в более длинноволновую область и в пределе стремится к 800 см"1, что соответствует поперечным оптическим фононам SiC. Указано, что формирование SiC происходит в узкой температурной области при 850±25С и дальнейший отжиг не вносит никаких изменений в полосе поглощения. Из измерений инфракрасного поглощения совместно с результатами обратного резерфордского рассеяния сделан вывод, что около половины имплантированых атомов углерода включены в микрообласти SiC.
В работе [18] пленки SiC были получены путем бомбардировки монокристаллов Si атомарными ионами углерода с энергией 40 кэВ и дозой более 1017 ион/см2. Идентификация ионноимплантированных пленок проводилась по ИК спектрам поглощения. Широкая полоса поглощения полученного соединения расположена в области спектра (400-1100) см" и максимум ее смещен в длинноволновую область относительно максимума полосы поглощения монокристаллического SiC. В процессе последовательного отжига в интервале температур 300-900С наблюдается сужение полосы поглощения, что свидетельствует об упорядочении структуры исследуемого слоя. При этом в интервале 600-700С происходит скачкообразное изменение положения максимума полосы поглощения с 715 до 815 см"1. Последнее значение соответствует положению максимума полосы поглощения монокристаллического SiC. Электроннограммы пленок позволили определить постоянную решетки, оказавшуюся близкой к постоянной решетки кристалла SiC. Таким образом, для создания кристаллической пленки SiC методом ионной бомбардировки с энергией 40 кэВ оказалась необходима температура 700С.
Интересные результаты по синтезу SiC в алмазе и кремнии получены в работе Акимченко И.П. и др. [49]. SiC был синтезирован в алмазе и кремнии путем имплантации ионов кремния и углерода с энергией 40 кэВ и дозами 3,7 10 см" и 4,3x10 см, соответственно, с последующим отжигом при температурах от 500 до 1200С. Исследование проведено с использованием высокочувствительной рентгеновской дифрактометрии и ИК-спектроскопии. Пластины алмаза и кремния были ориентированы вдоль плоскости (111), а в случае кремния также использовались образцы ориентации (100).
Синтез SiC в Si методом ионной имплантации
Ионно-лучевое осаждение олова производилось на установке ионно-лучевого испарения УИЛИс. Установка включает в себя стойку, форвакуум-ный насос, высоковакуумный насос, рабочий объем, колпак. В рабочем объеме расположены: мишень Sn диаметром 150 мм; две кольцевые ионные пушки с полыми катодами в двух разных уровнях, одна из пушек облучает испаряемую мишень, вторая облучает подложку; измеритель вакуума. Под колпаком расположены подложка из стекла или кремния; нагреватель подложки, позволяющий держать температуру подложки до 200С; термопара для контроля температуры подложки; шторки, закрывающие подложку; измеритель сопротивления подложки. Снаружи рабочего объема имеется двух-канальная система напуска газа, в стойке расположены источники высокого напряжения (до 10 кВ). Мишень и насос, ионные пушки охлаждаются про точной холодной водой. Испаряемое олово в разряженной атмосфере кислорода окисляется и осаждается на подложку. Подложка очищается ионами до атомарно чистого состояния. В данной работе пленки осаждались в атмосфере, содержащей аргон и кислород (с различными концентрациями кислорода в камере (0, 10, 16, 25, 50, 75, 100%)), Формирование пучка ионов Аг и О происходило в кольцевой системе электродов (полый катод с анодом) и магнитов со скрещенными электрическим и магнитным полями. Мощность разряда составила 300 Вт (3 кВ, 100 мА), давление смеси аргон - кислород в камере 5х10"2Па при температуре подложки 200С.
Пленки SnOx были получены методом реактивного магнетронного распыления в высоковакуумной камере, изготовленной фирмой Torr (USA), в которой с использованием комбинации форвакуумного и турбомолекулярно-го насосов достигался предельный вакуум 10 6 Торр. Диаметр распыляемой мишени составлял 50 мм, толщина 3 мм. Напряжение на катоде 470 В, ток разряда - 35 мА. Скорость осаждения - 0,5 А/с. Пленки SnOx осаждались на микроскопные стеклянные слайды (Corning 7059), которые помещались на вращающий столик, температура которого могла поддерживаться в диапазоне от комнатной до 450С. Температура подложки при напылении исследуемых нами пленок составляла 200С. Рядом со столиком для образцов помещался толщинометр модели МСМ-160 фирмы McVac, который измерял толщину напыленного на него слоя по плотности материала мишени и изменению резонансной частоты кварцевого резонатора. Однако абсолютная точность определения толщины зависит от того, на сколько отличается поток частиц, вызывающих рост пленки, в месте расположения подложки и измерителя толщины. Определенная по показаниям МСМ-160 толщина осажденных пленок составляла 300-400 нм.
Другим способом напыление тонких пленок SnOx проводилось на универсальной вакуумной напылительной установке ВУП-5М с приставкой маг-нетронного распыления. В качестве рабочей среды использовалась атмосфера аргона с примесью кислорода. Поступление аргона в рабочий объем камеры обеспечивалось имеющейся в установке системой напуска, состоящей из пьезоэлектрического вентиля и источника питания. Для подачи чистого кислорода в рабочий объем камеры была разработана дополнительная система напуска, состоящая из натекателя, соединенного с реактором. Кислород получали в реакторе разложением марганцевокислого калия (КМПО4) путем нагрева до температуры 200С.
До начала распыления мишени подложку прогрели в высоком вакууме в течение 20 минут при температуре 200С. После подачи аргона и установки необходимого напряжения на магнетроне, зажигалась плазма, в которой в течение 5 минут происходила обработка мишени для дополнительной очистки ее поверхности. Затем в камеру напускался кислород с использованием игольчатого натекателя. Устанавливался требуемый устойчивый режим напыления и открывалась заслонка перед подложкодержателем.
Важно отметить, что напыление пленок осуществлялось в плазме проточного газа. Непрерывное прохождение через объем рабочей камеры отно-сительно большого количества свежего газа способствовало уменьшению концентрации выделяющихся газовых примесей. Оно также способствует охлаждению системы. Ввиду того, что со временем газовыделение уменьшается, использовалось дросселирование системы откачки.
Структура пленок SnOx, полученных при низкой концентрации кислорода (10%) в камере, и их влияние на их электрические свойства
Партия образцов с пленками SnOx, полученными при концентрациях кислорода в камере 10%, была подвергнута ступенчатому отжигу с одновременным измерением сопротивления. На рисунке 9 приведена зависимость сопротивления IgR (кривая 1) пленки от температуры и длительности отжига. Тут же приведена кривая, показывающая длительность и температуру ступенчатого отжига, при которой измерялось сопротивление (кривая 2). Из рисунка видно, что в случае плавного ступенчатого отжига сопротивление пленки, составлявшее величину 1,6 KQ, уменьшается до минимума величины 25 Q при температуре близкой к точке плавления. Далее, достигая максимума 200 KQ при 280С, сопротивление пленки плавно уменьшается при более высоких температурах [84].
Отсюда следует, что формирование токопроводящих цепочек из кристаллитов олова происходило вплоть до температуры плавления олова, приводя к уменьшению сопротивления пленки. При температурах равной и выше тем пературы плавления (232-280С) кристаллиты Sn из цепочек объединяются в крупные изолированные друг от друга капли металлического олова, приводя к значительному росту сопротивления пленки. Отжиг на воздухе при более высоких температурах приводил к адсорбции атомов кислорода, формированию диоксида олова и снижению сопротивления пленки.
Исследования методом рентгеновской дифракции структуры пленки, в соответствии с рисунком 10а, полученной при концентрации кислорода 10%, показывают, что непосредственно после осаждения структура пленки является поликристаллической, состоящей из кристаллитов P-Sn. Структура кристаллитов является хорошо сформированной, т.е. количество линий, или количество сформированных плоскостей отражения, достигает порядка десяти. На дебаеграммах наблюдаемые линии выглядят узкими, интенсивными и отчетливо выраженными. Расчет по методу Джонса для линий P-Sn с индексами Миллера (200) и (101) показывает, что средний размер кристаллитов в этих плоскостях составляет 12 и 13 нм, соответственно. Сопротивление пленки составило величину порядка 1,6 кП
Дебаеграммы и микроденситометрические кривые интенсивности тонких пленок SnOx на стеклянной подложке после осаждения (а) и отжига при температурах б)200С; в)300С; г)400С; д)500С; е)600С в течение 30 мин. Концентрация кислорода 10% наблюдаются существенные изменения, указывающие на изменение структуры и состава пленки. Появляется 7 линий поликристаллического SnO как показано на рисунке 106. Интенсивность линий (З-Sn возрастает. Более того, как видно из дебаеграммы с лучшим разрешением линий, полученной при угле падения 10, в соответствии с рисунком 11, линии (З-Sn переходят в полудуги текстурированного (З-Sn, указывая на формирование преимущественной ориентации кристаллитов. Линии SnO являются интенсивными, указывая на процесс интенсивного окисления олова. Средний размер кристаллитов в плоскостях SnO(lOl) и (200), рассчитанный из величины полуширины рентгеновских линий по методу Джонса [85], составил величину порядка 9-12 нм, в соответствии с рисунком 12. Как видно из рисунка 9, сопротивление пленки резко падает, достигая величины 60 Q. Из полученных результатов следует, что сразу после осаждения пленка представляет собою аморфную структуру типа SnOx с распределенными в ней кристаллитами [З-Sn с средним размером порядка 13 нм. При хаотическом распределении кристаллитов (З-Sn есть вероятность образования цепочек из соприкасающихся друг с другом кристаллитов, обеспечивающих хорошую проводимость пленки (1,6 KQ). После ступенчатого отжига до 80-200С резкое падение сопротивления пленки ( раз) может быть вызвано увеличе- нием сечения цепочек и их количества. Это может происходить как за счет присоединения атомов Sn из смеси SnOx в межкристаллитном пространстве к кристаллитам P-Sn, так и объединением кристаллитов p-Sn друг с другом. Наличие текстуры и преимущественной ориентации после отжига говорит о распаде части кристаллитов P-Sn, ранее-участвовавших в отражении рентгеновских лучей. Прерывистость линий говорит об отсутствии этих кристаллитов после отжига. Это может произойти, если атомы одного кристаллита присоединяются к атомам соседнего кристаллита, повторяя его структуру и ориентацию в пространстве. Отжиг до 230С привел к падению сопротивления до 25 Q. Кроме того, в процессе отжига идет диффузия атмосферного кислорода вглубь пленки. Это приводит к формированию кристаллитов SnO, что и вызвало появление линий поликристаллической фазы SnO.
Отжиг при температуре превышающей температуру плавления олова может вызвать распад проводящих цепочек p-Sn. Более того, может происходить выпадение в осадок атомов Sn на поверхность стеклянной подложки в виде тонких дисков большого диаметра. Это предположение было сделано на основе различия окраски пленки при наблюдении со стороны поверхности и со стороны стеклянной подложки. Поверхность пленки со стороны прозрачной стеклянной подложки имела металлический цвет. Действительно, после отжига при 300С, в соответствии с рисунком 10, наблюдается значительное укрупнение кристаллитов p-Sn. Линии и полудуги p-Sn распадаются на точечные рефлексы. Согласно метода визуальной оценки [85], размеры кристаллитов P-Sn в этом случае составляют порядок 30-60 мкм. Учитывая малую толщину пленки (-300 нм), можно говорить о дискообразной плоской форме кристаллитов p-Sn. Была произведена оценка размеров кристаллитов P-Sn методами, основанными на измерении размеров пятен и на подсчете числа интерференционных пятен [85].
Исследование структуры слоя методом электронной микроскопии
Были исследованы структурные особенности пленок SiCi 4 У поверхности образцов Si (рисунок 31) после отжига при температуре 1200С в течение 30 минут. Слой SiCis4 представляет собой сплошную, однородную, мелкодисперсную поликристаллическую пленку (светлые участки). На некоторых картинах наблюдается наложение точечной и кольцевой электронограмм (ЭГ). Эти ЭГ снимались с участков, на которых происходило совмещение исследуемых объектов с моно- и поликристаллическими структурами (в нашем случае Si + SiCi.4). Это иллюстрируется на рисунке 32, на котором схематически показан разрез исследуемых объектов. Исследуемую область можно разделить на три участка: участок 1 состоит из слоя SiCi 4; участок включает в себя переходный слой "Si-SiCi/ + слой SiCi ; участок 3 - слой c-Si +переходный слой+слой SiCi,4.
Наложение точечной (c-Si) и кольцевой электронограмм (SiC) может иметь место в случае, если просвечиваемая область включает в себя участок 3. На рисунке 31 наглядно демонстрируется микроструктура участков 1 (светлая область), 2 (переходная область) и 3 (темная область). Приблизительная оценка толщины слоя SiCi составляет примерно 0,1 цм, а переходного слоя между Si и SiCi,4 примерно 0,01 (їм.
Анализ кристаллографической структуры образцов проводился по ЭГ: кольцевым для SiC и точечным для Si в соответствии с рисунком 31, Для точечных рефлексов Si не наблюдалось сложной точечной ЭГ, характерной для поликристаллического образца с размером зерен в несколько цм и менее. Поэтому можно полагать, что вблизи границы раздела "Si-SiC]/ (участок 3) кремний в целом практически сохранил свою предварительную монокристаллическую структуру.
Постоянная прибора, вычисленная из точечных электронограмм решетки кремния, составила величину (35,3+0.1) А-мм. Средние значения D наиболее интенсивных колец предполагаемых кристаллографических структур карбида кремния составили 10,4; 14,0; 22,9 и 26,9 мм. Как видно из таблицы 4, некоторые расчетные значения диаметров колец для возможных индексов (hkl) ГЦК-решетки P-SiC хорошо совпадают с экспериментально измеренными диаметрами 2, 3 и 4-го колец на ЭГ исследуемых пленок карбида кремния. Отсутствие некоторых колец на ЭГ связано с их слабой интенсивностью. Помимо совпадающих колец на ЭГ присутствует кольцо №1, диаметр которого (10,4 мм) соответствует рефлексам от плоскостей с межплоскостным расстоянием d = 2X-L/D = 3,394 А. Плоскости со столь большими межплоскостными расстояниями не характерны для Si, S1O2, а- и P-SiC, а соответствуют только системе плоскостей (002) графита с межплоскостным расстоянием d = 3,38 А.
После отжига образцов в вакууме 10"4 Па при температурах 1200 и 1400С на рентгенограммах наблюдаются интенсивные линии поликристаллического карбида кремния (рисунок 33а,б). Наряду с этим, наблюдаются относительно слабые линии поликристаллического кремния, по-видимому, от переходного слоя "Si-SiCi,4". Интегральная интенсивность линий карбида кремния после отжига при 1400С оказалась значительно ниже, чем после отжига при 1200С [100]. Из этого можно предположить, что при 1400С имеет место нестабильность карбида кремния и уменьшение объема фазы вследствие десорбции углерода из слоя (см.п.3.1).
Отсутствие линий SiC при достаточно высоких температурах отжига 900-1100С указывает на низкую способность атомов к перемещениям в слое при этой концентрации. Это может быть вызвано наличием стабильных кратных связей типа Si=C Si=C, С=С, С=С, Si=Si, Si=Si и прочных кластеров, препятствующих диффузии атомов в слое. Требуется более высокая энергия для распада этих связей и поэтому кристаллиты SiC образуются при температуре 1200С, а не 850-900С. ) ориентации, имплантированного ионами углерода с энергиями и дозами согласно Таблице 1 (Nc/Nsi = 1,4) энергиями и дозами согласно Таблице 3 до и после изохронного отжига в вакууме при температурах в интервале 200-1400С. Спектры измерены как при перпендикулярном падении инфракрасных лучей на образец, так и при угле 73 от нормали к поверхности образца. Как видно из рисунка, наблюдается пик пропускания с максимумом на частоте 750 см"1, который характерен для аморфного карбида кремния [17]. В процессе дальнейшего отжига пик смещается вправо, увеличивает свою амплитуду и сужается. После отжига при температуре 1000С в случае падения ИК излучения на поверхность образца под углом Брюстера (73 от нормали) наблюдается появление пика LO-фононов SiC при частоте 955 см"1. С ростом температуры отжига пик увеличивает свою амплитуду синхронно с пиком поперечных оптических фононов карбида кремния. При перпендикулярном падении ИК излучения пика LO-фононов не наблюдалось. Увеличение температуры отжига в интервале ІООО-ІЗОО С ведет к нелинейному увеличению длины волны LO-фононов в максимуме амплитуды от 955 до 980 см"1, которая затем выходит на насыщение в соответствии с рисунком 35. Если считать, что каждому виду связей соответствует поглощение на какой-либо частоте, то положение максимума ИК-пропускания определяет некий вид связей, на который приходится максимум поглощения при данной температуре [100].
Как видно из рисунка 35, положение максимума пика ИК пропускания для ТО-фононов плавно смещается от 750 до 805 см"1 с ростом температуры отжига до 900С, свидетельствуя о формировании тетраэдрических связей, характерных для SiC [17]. Наиболее интенсивно максимум пика смещается во время отжига при 200С и в интервале 700-900С, что указывает на интенсивные процессы упорядочения слоя. Дальнейший отжиг до 1400С не приводит к смещению максимума пика. В ряде исследований не обнаружено ка ких-либо изменений в ИК-спектрах пропускания после отжига при 1000С [6], 1100С [49].
