Г. С. Хрипунов, А. В. Пирогов, В. А. Новиков Национальный технический университет «Харьковский политехнический институт» нии в образцах по мере роста температуры подъемами. Это схематически изображено.


Чтобы посмотреть этот PDF файл с форматированием и разметкой, скачайте файл и откройте на своем компьютере.
Пирогов А. В Новиков УДК 621.762.214 ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКИ АКТИВИРОВАННЫХ СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ПЛЕНКАХ ДИОКСИДА ОЛОВА НА ИХ ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА Г. С. Хрипунов, А. В. Пирогов, В. А. Новиков Национальный технический университет Харьковский политехнический институт г. Харьков Украина Поступила в редакцию 14. 08. 2014 Исследуются пленки диоксида олова, получаемые методом магнетронного распыления на стоянном токе. Приведены результаты исследований изменения фазового состава и элек­ три ческой проводимости пленок оксида олова полученных при температурах осаждения тяжении 1 часа. Показано, что количественный характер изменения электропроводности при отжиге зависит от температуры осаждения пленок, поскольку она определяет содержание субоксидов, а также соотношение между аморфной и кристаллической фазой диоксида олова. Идентифицированы два конкурирующих термически активированных структурных процесса, оказывающих влияние на технические параметры активных слоев газовых датчиков на ос слоя с высокой газочуствительностью, воспроизводимостью и стабильностью. Ключевые слова: диоксид олова, пленки, структурные превращения, электропроводность. ВПЛИВ ТЕРМІЧНОАКТИВОВАНИХ СТРУКТУРНИХ ПЕРЕТВОРЕНЬ У ПЛІВКАХ ДІОКСИДУ ОЛОВА НА ЇХ ЕЛЕКТРИЧНІ ВЛАСТИВОСТІ Г. С. Хрипунов, А. В. Пирогов, В. А. Новіков Досліджуються плівки діоксиду олова, що отримуються методом магнетронного розпилення відності плівок оксиду олова, отриманих при температурах осадження (150—350) °С при проведенні подальшого відпалу на повітрі при температурі 500 °С на протязі 1 години. Пока­ зано, що кількісний характер зміни електропровідності при відпалі залежить від температури осадження плівок оскільки вона визначає зміст субоксидів, а також співвідношення між амор­ фною і кристалічною фазою діоксиду олова. Виявлені два конкуруючих термічно активованих на основі плівок оксиду олова. Запропоновано конструктивно технологічне рішення активно го шару з високою газочутливістю, відтворюваністю і стабільністю. Ключові слова: діоксид олова, плівки, структурні перетворення, електропровідність. INFLUENCE OF THE THERMALLY ACTIVATED STRUCTURAL CONVERTING IN THE TIN DIOXIDE THIN FILM ON THEIR ELECTRIC PROPERTIES G. S. Khrypunov, А. В. Pirogov, В. А. Novikov arches of change of phase composition and electric conductivity of tin oxide thin �lm obtained by temperature substrate (150—350) °С during subsequent annealing on air at the temperature of 500 on the during 1 hour are given. It is shown that quantitative character of change of conductivity at nealing depends on thin �lm substrate temperature, as it determines maintenance of suboxides, and also between’s by the amorphous and crystalline phase of tin dioxide. The two competitive thermally on the thin �lms tin oxide are identi�ed. The structurally technological solution of active layer with high gas sensitive reducibility and stability is offered. ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКИ АКТИВИРОВАННЫХ СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ПЛЕНКАХ ДИОКСИДА... ФІП ФИП PSE, 2014, т. 12, № 3, vol. 12, No. 3 Открытие Сейамой в 1962 году обратимо­ го изменения электропроводности пле­ нок ок да цинка при их нагреве в ат­ сфере во станавливающих газов [1] служило на чалом многочисленных ис­ дований, по свя щенных созданию на ос нове различных ок сидов металлов пле­ чных резис вных газовых датчиков проводникового типа, ко торые ха рактеризуются высокой чувстви тельностью и быстродействием, а также низкой потре бляемой элек трической мощ ностью [2]. Благодаря хи мической стойко сти пленки ок сида олова яв ляются одними из наиболее перспективных для использова ния в качес тве активних слоев при промы­ шленном выпуске резисти вных газовых дат чиков [3]. Поэтому в на сто ящее время активно разрабатываются те хнологии по лучения газочус вительных пленок оксида олова такими вы сокотехноло гичными ме тодами как реа тивное катодное напыле ние, магнетронное распыление мишени из чистого олова в ки родсодержащей ат мосфере, высокочас то тное магнетронное распыление мишени из диоксида олова, пи ролиз раствора хло ного олова, оки металличес кой пленки, осажденной мето дом термичес ко го ва куумного испарения [4]. Основной проблемой разрабатываемых технологий является обеспече ние воспро изводимости и стабильности электричес­ ких свойств газочуствительных пленок ок сида олова [5]. Это обусловлено тем, что ходные газочуствительные свойства та­ ких базовых слоев, как правило, оп руются эмпирическим методом путем пост конденсационной термообработке без тановления физических механизмов вли ния кристаллической структуры на элек тро проводность. В работе для создания промышленной тех нологии резистивных газовых датчиков исследовано влияние структурных процес сов протекающих при проведении посткон­ сационной термообработки пленок SnO полученных экономичным, хорошо освоен ным предприятиями электронной промыш ленности Украины методом нереактивного магнетронного распыления на постоянном токе, на их электрические свойства. МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА Устройство для магнетронного распыле ния пленок оксида олова располагалось в бочем объеме вакуумной установки про­ шленного типа УВН 74. Общее давле ние рас пыляющего газа составляло 2 Па. Меж ду рабочей камерой и насосом была тановлена ограничительная диафрагма, обходи мая для стабильной работы ваку­ умного диф фузионного насоса при таком соком дав лении [6]. Концентрация кисло­ рода в рас пыляющем газе составляла 20 %. Давление в рабочем объеме регулировалось скоро стью подачи газовой смеси через си­ пуска СНА Пленки оксида олова были получены на подложки из ситалла путем магнетронного пыления на постоянном токе мишени, пред ставляющей собой спрессованный по­ шок диоксида олова полупроводниковой стоты (99,99 %). Для проведения исследования при темпе­ турах подложки ( ): 150 С, 250 С и 350 были осаждены три серии пленочных об разцов — 3, соответственно. Толщи на пленок ( ) составляла 450 нм. Также были изготовлены пле чные образцы серии толщиной 50 нм, которые осаждались при Кристаллическая структура образцов и фазовый состав пленок 3 исследо­ вались на рентгеновском дифрактометре ДРОН 4М в монохроматизированном Cu α или Co α излучении. Идентификация фаз в образцах проводилась путем сопостав ления набора меж плоскостных расстояний, считанных с использованием формулы Вуль Брегга по стандартной методике [7], с имеющимися наборами межплоскостных расстояний для окислов олова в справо чных карточках АСТМ. Относительное количес­ тво каждой из фаз в многофазных образцах нивалось как доля интегральной ин вности всех ди фракционных линий дан ной фазы в суммар ной интегральной интен­ сивности рассеяния образца в интервале Г. С. ХРИПУНОВ, А. В. ПИРОГОВ, В. А. НОВИКОВ ФІП ФИП PSE, 2014, т. 12, № 3, vol. 12, No. 3 Малая толщина образцов серии 4 не по­ зволила использовать для исследования их кристаллической структуры метод рентге нодифрактометрии, а отделение этих пле нок от подложки для их изучения методами просвечивающей электронной микроскопии оказалось невозможным из за хорошей ад­ гезии пленок к ситаллу. Поэтому кристал ческая структура таких образцов изучалась с помощью образцов свидетелей, которые осаждались на сколах NaCl одновременно с образцами серии 4. Пленки, получен ные на подложках NaCl, легко отделялись тем растворения последней и исследова лись ме тодами просвечивающей электрон ной ми кроскопии. Идентификация фаз в от ных пленках проводилась путем со­ поставления набора определенных по элек­ тро нограмме межплоскостных расстояний со справочными данными АСТМ. Со отно­ шение концентраций фаз в многофаз ках оценивалось по соотношению ин­ сивностей (измеренных методом фотоме­ трирования) для наиболее сильных дифрак ционных линий, с учетом теоретических от носительных интенсивностей для этих Для исследуемых образцов проводился прерывный контроль их удельной элек­ тро проводности ( ) при проведении всех следующих за конденсацией операций, чая хранение образцов и их пост кон­ сационный отжиг на воздухе. Особенно­ стью измерений являлось одновременное пользование для регистрации изменения цифрового вольтметра (со временем ин рования сигнала 1 сек) и цифрового за­ минающего осциллографа (со временем интегрирования сигнала 0,001 сек), что по зволило одновременно отслеживать медлен ные и быстрые изменения электропроводно РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫХ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ Была исследована динамика относительно го изменения удельной электропроводности ) пленок диоксида олова (рис. 1), полу ченных методом магнетронного распыления на постоянно токе, после их извлечения из вакуумной камеры. За исходное значение была принята электропроводность пленоч ных образцов через час после эвакуации из вакуумной камеры. Наблюдаемые измене ния удельной электропроводности образцов обусловлены взаимодействием пленок SnO с кислородом воздуха, поскольку конденса ция слоев и их последующее охлаждение до комнатной температуры происходило в ва­ куумной камере при парциальном давлении кислорода много ниже атмосферного. Зафиксированное экспериментально умень шение удельной электропроводности пленок диоксида олова (см. рис. 1) может быть обу­ словлено следующими физическими про­ цес сами. Это хемосорбция атомов кислоро да на поверхности пленки диоксида олова, ко торая приводит к обеднению слоя носите лями заряда, и диффузия кислорода по гра ницам зерен, способствующая увеличению зернограничных потенциальных барьеров, что приводит к снижению подвижности ос новных носителей заряда. Результаты иссле дования э. д. с. Холла полученных пленок сида олова в процессе их вылеживания на воздухе, свидетельствует о том, что домини рующее влияние на уменьшение удельной электропроводности оказывает соответству ющее снижение концентрации носителей При использовании пленок оксида олова в качестве активных элементов резистивных газовых датчиков контроль состава газо­ вой атмосферы проводиться по величине , отн. ед. Рис. 1. Относительное изменение электропровод сти пленочных образцов 3 диоксида олова при «вылеживании» образцов на воздухе: ▲ 3, ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКИ АКТИВИРОВАННЫХ СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ПЛЕНКАХ ДИОКСИДА... ФІП ФИП PSE, 2014, т. 12, № 3, vol. 12, No. 3 менения удельной электропроводности гретого образца. Поэтому для получения воспроизводимых и корректных результа тов определения состава газовой атмосфе ры необходимо иметь пленочные образцы, ходная величина удельного электропро водности которых остается постоянной при рабочих температурах газового датчика (до 400 °С). Поэтому для временной и темпера­ турной стабилизации удельной электропро водности полученных пленок SnO они от жигались на воздухе в течение 1 часа при температуре 500 °С. Были проведены рентгендифрактометри ческие исследования пленочных образцов сида олова до и после проведения отжи Установлено, что до отжига образцы се 1 состояли полностью из аморфной фазы. В образцах серии 2 количество амор и кристаллических фаз составля ло соответ­ ственно 85 % и 15 %, причем количество сталлической тетрагональной фазы SnO и субоксидов (SnO, Sn , Sn ) было при мерно равным. Образцы серии 3 практиче ски полностью состояли из кристал лической тетрагональной фазы SnO (субоксидов не более 3 %). После отжига содержание рент­ геноаморфной фазы в образцах серий 1 и 2 уменьшилось примерно на 20 %. Было также установлено, что количество субокси дов в образцах серий 2 и 3 уменьшилось вдвое. Методом электронной микроскопии было показано, что образцы свидетели пленок 4 выращенные на NaCl, являются аморф ными. При нагреве электронным лучом не­ посредственно в колонне электронного ми­ кроскопа они полностью кристаллизуются с размером кристаллитов 2—15 нм. Следует отметить, что образование кристалличес кой фазы SnO в этом случае сопровож ется на личием некоторого количества су боксидов. Об этом свидетельствует присут ствие на эле ктронограммах дифракционных ли ний слабой интенсивности (менее 10 % ности максимальной линии), ха рактерных не для SnO , а для субоксидов олова. При интерпретации результатов структурных исследований пленочных об 2 и 4 следует иметь в виду, что идентифицированная методом электронной микроскопии мелкокристаллическая фаза с размером кристаллитов 2—15 нм методом рентгендифрактометрии регистрируется как рентгеноаморфная. Поэтому мы считаем, что наличие после отжига на воздухе при пературе 500 °С значительного количе ства рентгеноаморфной фазы в образцах 1 2 свидетельствует о формировании мел кокристаллической фазы SnO Было установлено, что, в процессе пост­ кон денсационного отжига на воздухе, на­ блю дается изменение удельной электропро водности пленок оксида олова. Изменение может быть связано с зафиксированной экспериментально после отжига кристал зацией аморфной фазы и изменением со от шения между фазой диоксида олова и суб­ оксидов. Изменение электропроводности, связанное с описанными выше стру тур­ ми процессами, имеет необратимый ха­ ктер. При этом необходимо отметить, что формирование мелкокристаллической фа с развитой зернограничной поверхностью собно интенсифицировать процессы ад­ бции и десорбции молекул и атомов из окружающей среды, которые обуславливают обратимое изменение электропроводности в процессе постконденсационного от жига на воздухе. Обратимое изменение в про цессе отжига может быть обусло влено как рос том концентрации носителей заряда вну три микрокристаллов, так и изменением их подвижности в результате адсорбционно десор ционных процессов на поверхно сти микрокристаллов, способных изменить соту межзеренных потенциальных ба рьеров. Сопоставление температурных за висимостей , полученных при первом и последующих отжигах, позволяет разде лить обратимое и необратимое изменение электропроводности. Для этого в процессе проведения проведении отжига осущест влялось измере ние удельной электропро водности образцов 3 и 4 (рис. 2). Анализ экспери тальных результатов по казывает, что вне зависимости от температу ры оса ния образцов все кривые характе ризуются наличием ма ксимума. Повторное измерение электропроводности пленок в Г. С. ХРИПУНОВ, А. В. ПИРОГОВ, В. А. НОВИКОВ ФІП ФИП PSE, 2014, т. 12, № 3, vol. 12, No. 3 цессе проведения повторного отжига (рис. 3) показало, что ди апазон изменения уменьшается на несколько порядков, но экстремальный ход за висимостей каче ственно не изменяется. Экстремальная зависимость удельной элек тропроводности обусловлена обрати мым аб десорбционным ме­ ха низмом, заключающимся в действии дующих кон курирующих физических цессов при повышении температуры. Тер мостиму лированная ионизация повер стных состояний (в рассматриваемом интервале температур — преимущественно хе сорбированных гидроксильных групп) водит к увеличению концент рации но­ телей заряда носителей за ряда и сниже нию высоты межзеренных по тенциальных барьеров [4], что обуславли вает формиро ва­ ние эк периментально на блю даемого учас­ тка мо нотонного роста уде ной элек тро­ проводности. С другой сто ны, повышение , отн. ед. a Рис. 2. Временная развертка температуры отжига и относительного изменения проводимости образцов серий 4 при отжиге образцов на воздухе: ▼ — , отн. ед. 10 1 1 10 0 100 200 300 400 500 a Рис. 3. Временная развертка температуры отжига и относительного изменения проводимости образцов серий 4 при их последующих нагревах: ▼ — ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКИ АКТИВИРОВАННЫХ СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ПЛЕНКАХ ДИОКСИДА... ФІП ФИП PSE, 2014, т. 12, № 3, vol. 12, No. 3 температуры свыше 450 °С стимулирует десор бцию частиц гидро ксильных групп, что обу славливает формирование учас тка монотонного снижения . Необходимо отметить, что интенсивность описанных выше про цессов возрастает с увеличением степени развитости зернограничной поверх ности. Экспериментально показано, что в про цессе проведения первого отжига с ростом температуры осаждения пленок диоксида олова при их неизменной толщине происхо­ дит смещение положение максимума в сто рону больших температур (см. рис. 2). Дей ствительно, структурные исследования детельствуют об увеличении содержания кристаллической фазы в исходном состоя нии в образцах по мере роста температуры осаждения. Поэтому смещение максимумов при проведении первого отжи га вправо обусловлено тем, что минималь ная температура, при которой начинаются струк турные изменения в образцах, тем выше, чем более термодинамически равно весным (с большей концентрацией кристал лической фазы) является исходное состоя ние пленочных образцов. Обращает на себя внимание тот факт, что для аморфных пленок серии 4 толщиной 50 нм кристаллизация начинается при более высоких температурах, чем для аналогич ных по температуре осаждения, но более толстых образцов серии 1, что обуславли вает соответствующее смещение положе ние максимума. Более высокая температура сталлизации является проявлением ста билизации термодинамически неравновес ной структуры в тонких пленках, которая обусловлена размерным фактором [8] При повторном отжиге все максимумы соответ ствуют одной и той же температуре 275 °С С ростом температуры осаждения пленок диоксида олова при их неизменной толщи не уменьшается величина максимума, что обу словлено снижением степени развитости нограничной поверхности мелкокристал­ лической фазы, которая возникает при кри­ стал лизации аморфной фазы вследствие уме шения содержания последней в исходном состоянии. Такой вывод подтверждается ре зультатами исследования аморфных пленок серии 4 толщиной 50 нм, которые имеют наибольшую величину максимума сре всех исследованных образцов как при про ведении первого, так и при проведении по следующего отжигов (см. рис. 2, 3). С помощью запоминающего осциллогра фа, регистрировавшего быстропротекающие изменения электропроводности образцов, было обнаружено, что зависимость от времени термообработки не всегда является плавной. При первом нагреве образцов се 2 и 4 изменение вблизи мак симумов принимает вид ступенчатой линии, для которой непериодические резкие (менее 0,001 сек.) спады чередуются с плавными подъемами. Это схематически изображено на рисунке 2, . На участках, для которых температура при отжиге пленок была менее °C или нагрев продолжался более 8 ми нут, описанное явление практически не на блюдалось. Оно также не наблюдалось при первом нагреве образцов серии 3 и при по вторных нагревах образцов всех серий. Это схематически изображено на рисунке 3, Наблюдаемые особенности можно объяснить, если предположить что эксперименталь но фиксированное сту пенчатое изменение является признаком необратимых локаль ных изменений стру ктурного характера на фоне обратимо го плавного роста электропро­ водности, обу словленного термостимулиро ванной ио низацией поверхностных состо С нашей точки зрения, локальные из нения кристаллической структуры свя с кристаллизацией аморфных обла стей в цессе нагрева пленок диоксида олова. этому отсутствие такого ступенчатого менения электропроводности при темпе­ ратуре менее 250 °C можно объяснить недо статочной температурой для указан ных фа зовых превращений. А отсутствие ступен того изменения электропроводно сти при на греве более 8 минут, обусловле но тем, что в пленках уже исчерпался запас центров ло кальных структурных превраще ний, все стру ктурные превращения произош ли, и об разовалось стабильное структурное Г. С. ХРИПУНОВ, А. В. ПИРОГОВ, В. А. НОВИКОВ ФІП ФИП PSE, 2014, т. 12, № 3, vol. 12, No. 3 состояние. Необратимый характер этих структурных превращений объясняет отсут ствие обсуждаемых быстропротекающих малых изменений электропроводности при проведении последующего отжигах во всем интервале изменения температуры. В поль зу предположения о структурной причине ступенчатого изменения электропроводно сти пле нок диоксида олова при проведении от га свидетельствуют литературные дан ные о взрывном характере кристаллизации в процессе роста пленок в вакууме, которое водит к резким скачкам электропровод ности [8]. В отличие от описанного в лите ратуре [8], в нашем случае отдельные акты кристаллизации в процессе отжига на возду хе имеют более локальный характер, что на ходит отражение в относительно небольших скачках электропроводимости и большом ко личестве таких актов. Такое различие в ханизмах кристаллизации, по видимому, обусловлено тем, что в процессе отжига на воздухе в насыщении оборванных связей на межзеренных границах участвует большое количество хемосорбированных примес атомов. Это приводит к снижению сво бодной энергии кристаллизующихся об ластей, что препятствует быстрому распро странению фронта кристаллизации по всему образцу и приводит к ступенчатому характеру изме нения электропроводности. Обнаруженное явление хорошо иллюстрируется особенно­ стями временной развертки пропорцио нального изменению дифференцированной водимости сигнала запоминающего ос­ лографа, несущего в себе информацию только о быстро протекающих изменениях (рис. 4). Плотность всплесков на разверт ке этого сигнала характеризует частоту сле дования отдельных актов кристаллизации, а амплитуда отдельного всплеска пропорцио нальна размерам области, охваченной этим актом. Эти параметры позволяют судить об относительной интенсивности процесса кристаллизации и визуализировать динами ку этого процесса для образцов с различным содержанием аморфной и кристаллической фаз. Приведенные на рис. 4 экспери ментальные данные подтверждают, что при увеличении содержания аморфной фазы в образцах процесс кристаллизации при на греве наступает раньше, т. е. при более низ кой температуре. Сопоставление рис. 4 и рис. 4, сви детельствует о том, что при нагреве полно стью аморфных пленок диоксида олова с шей толщиной, процесс их кристалли­ ции при нагреве начинается позже, т. е. при более высоких температурах (нагрев всех образцов проводился с одинаковой скоро стью), что обусловлено описанным выше раз мерным фактором. Из сопоставле ния за висимостей , в рис. 4 видно, что при уменьшении доли аморфной фазы в пленках диоксида олова, что обусловлено как увеличением температуры осаждения при неизменной толщине, так и уменьшени­ ем толщины пленки при неизменной темпе ратуре, частота следования импульсов сни жается. Это мож но интерпретировать как уменьшение количества актов ступенчатой кристаллизации аморфных областей при уменьшении их плотности. Наблюдаемое при этом возрастание амплитуда импульсов обусловлено увеличением размеров локаль ных областей аморфной фазы. ВЫВОДЫ Экспериментально показано, что в пленках диоксида олова, полученных методом маг­ ного распыления на постоянном токе при температурах осаждения 150—350 блюдается обратимый абсорбционно сорбционный механизм изменения элек тро­ проводности от времени отжига на воздухе 3 4 5 6 8 Рис. 4. Временные развертки пропорциональные из менению дифференцированной проводимости сигна ла запоминающего осциллографа при отжиге на воз духе для образцов серий: ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКИ АКТИВИРОВАННЫХ СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ПЛЕНКАХ ДИОКСИДА... ФІП ФИП PSE, 2014, т. 12, № 3, vol. 12, No. 3 при температуре 500 °С. При этом ве диапазона изменения элек тро водности висит от температуры оса дения пленок, поскольку она оп ляет содержание в слое субоксидов, а также со отношение меж ду аморфной и кри стал лической фазой ди­ оксида олова. Установлено, что отжиг на воздухе при температуре 500 °С на протяжении 1 часа водит к стабилизации временной зави симости электропроводности при последу­ ющем отжиге. В то же время различие в ве личине относительного изменения элек тропроводности в процессе отжига, в плен ках, полученных при различных температу­ рах осаждения и имеющих различную тол щину, сохраняется. Выявлены два конкурирующих термиче ски активированных структурных процес са оказывающих влияние на технические параметры пленочных газовых датчиков с чувствительным слоем на основе диоксида олова, полученных методом магнетронного распыления на постоянном токе. C одной стороны, с ростом температуры подложки до 350 °С при осаждении пленок оксида олова толщиной 450 нм повышается стабиль ность газовых датчиков на их основе при работе в агрессивных средах, поскольку при этом в данных слоях уменьшается содержание мически не стойких субоксидов, которые частично сохраняются после стабилизирую щего отжига на воздухе. С другой стороны, при уменьшением температуры осаждения до 150 °С в пленках диоксида олова толщи ной 450 нм наблюдается увеличение доли аморфной фазы, которая при проведении по следующего отжига кристаллизуется и фор мирует развитую зернограничную поверх ность с высокой газочувствительностью. Показано, что в пленках оксида олова толщиной 50 нм полученных при темпера­ туре осаждения 150 °С при последующем от жиге при температуре 500 °С в ре зультате ступенчатой кристаллизации фор мируется мелкокри сталлическая фаза с развитой поверхностью и высокой газочувствитель­ ностью. При этом, образующаяся мел ко­ кристал лическая фаза, отличается повышен­ ной температурной стабильностью, что ляется проявлени ем эффекта стабилиза­ ции термодинамически нерав новесной стру­ ктуры в тонких пленках, обу словленной раз мерным фактором. В качестве активного слоя газового рези­ стивного датчика сочетающего высокую га зочувствительность и воспроизводимость со стабильностью предлагается методом маг нетронного распыления при температуре осаждения 350 °С получать пленку оксида олова толщиной 450 нм, а затем при темпе ратуре 150 °С формировать на их поверхно сти аморфную прослойку толщиной 50 нм и проводить отжиг на воздухе при темпера туре 500 °С на протяжении 1 часа. ЛИТЕРАТУРА Seiama Т., Kato A., Fujuishi К. A New De ctor for Gaseous Components Using Se ductive Thin Films // Analytical Chemistry. — 1962. — V. 34. — P. 1502—1503. Moseley T. S., To�eld B. C. Solid State Gas sors. Bristol: Adam Hilger, 1987. — 245 p. Физико химические свойства полупровод­ ковых веществ: Справочник. Под ред. Самсонова А. А. М.: Наука, 1978. — 390 с. Meixner Н., Lampe U. Metal Oxide Sensors // Sensors and Actuators. — 1996. — Vol. — P. 198—202. Gopel W., Shierbaum K. D. Sn0 sensors: current status and future prospects // Sensors and Actuators. — 1995. Vol. B 26—27. — P. 1—129. Reactor design for uniform chemikal vapor de­ grown �lms without substrare rotation Патент 4649859 США, МКИ H01L21/205. / Wanlass M. (США); Заявлено 19. 02. 85; Опубликовано 17.03.87. — 8 с. Структура и физические свойства твердого тела: Лабораторный практикум / Под редак цией Л. С. Палатника. — К.: Вища школа, 1983 г. — 211 c. Панчеха. П. А. Примесно размерный фак тор формирования структуры тонких метал лических пленок // Труды Украинского ваку умного общества Т. 2. Харьков: ННЦ ХФТИ. LITERATURA Seiama T., Kato A., Fujuishi K. A New ctor for Gaseous Components Using Se ductive Thin Films // Analytical Che mistry. — 1962. — Vol. 34. — P. 1502—1503. Г. С. ХРИПУНОВ, А. В. ПИРОГОВ, В. А. НОВИКОВ ФІП ФИП PSE, 2014, т. 12, № 3, vol. 12, No. 3 Moseley T. S., To�eld B. C. Solid State Gas sors. Bristol: Adam Hilger, 1987. — 245 p. himicheskie svojstva poluprovod kovyh veschestv: Spravochnik. Pod red. Sam­ nova A. A. M.: Nauka, 1978. — 390 p. Meixner N., Lampe U. Metal Oxide Sensors // Sensors and Actuators. — 1996. — Vol. — P. 198—202. Gopel W., Shierbaum K. D. Sn0 sensors: cur rent status and future prospects // Sensors and Actuators. — 1995. Vol. B 26—27. — P. 1—129. Reactor design for uniform chemikal vapor de­ grown �lms without substrare rotation Patent 4649859 SShA, MKI H01L21/205. / Wan lass M. (SShA); Zayavleno 19. 02. 85; Struktura i �zicheskie svojstva tverdogo tela: Laboratornyj praktikum / Pod redakciej L. S. latnika. — K.: Vischa shkola, 1983 g. — 211 Pancheha. P. A. Primesno razmernyj faktor mirovaniya struktury tonkih metallicheskih nok // Trudy Ukrainskogo vakuumnogo ob­ stva Vol. 2. Har kov: NNC HFTI. — 1996. — P. 59—63.

Приложенные файлы

  • pdf 2469363
    Размер файла: 1 MB Загрузок: 0

Добавить комментарий