Механізми формування тонких плівок, отриманих різними методами іонно-плазмового осаджування

Размещено на http://www.allbest.ru/

НАЦІОНАЛЬНА АКАДЕМІЯ НАУК УКРАЇНИ

ІНСТИТУТ ПРОБЛЕМ МАТЕРІАЛОЗНАВСТВА ІМ. І.М. ФРАНЦЕВИЧА

УДК 539.23.216.2:533.924:546.171.1:621.762:661.65

Механізми формування тонких плівок, отриманих різними методами іонно-плазмового осаджування

спеціальність: 01.04.07. - фізика твердого тіла

АВТОРЕФЕРАТ

дисертації на здобуття наукового ступеня доктора фізико-математичних наук

Шагінян Леонід Робертович

Київ 2001

Дисертацією є рукопис

Робота виконана в Інституті проблем матеріалознавства ім. І.М. Францевича

Національної Академії наук України

Науковий консультант:

доктор фізико-математичних наук член-кореспондент НАН України професор Курдюмов Олександр Вячеславович, Інститут проблем матеріалознавства НАН України, завідувач відділу

Офіційні опоненти:

доктор фізико-математичних наукчлен-кореспондент НАН України професор Макара Володимир Арсентьєвич,Київський Національний університет імені Тараса Шевченка, завідувач кафедри фізики металів

доктор фізико-математичних наук, професор Сидоренко Сергій Іванович Національний технічний університет України “Київський політехнічний інститут”, завідувач кафедри фізики металів

доктор технічних наук Саєнко Володимир Антонович, Науковий центр “Інститут ядерних досліджень” НАН України, старший науковий співробітник

Провідна установа:

Національний технічний університет “Харківський політехнічний інститут” кафедра металознавства та напівпровідників

Захист відбудеться “__6__”____06_______2001 року о__14___годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д26.207.01 в Інституті проблем матеріалознавства ім. І.М.Францевича НАН України за адресою: вул. Кржижановського, 3, Київ-142, 03142, Україна

З дисертацією можна ознайомитися в бібліотеці ІПМ НАН України

Автореферат розісланий __27. 04.___2001 року

Вчений секретар спеціалізованої Вченої ради Падерно Ю.Б.

плівка термоіонний осаджування розпилення

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

АКТУАЛЬНІСТЬ ТЕМИ. На сучасному етапі розвитку мікро-, опто-, кріолектроніки, обчислювальної і сенсорної техніки вдосконалення об'ємних матеріалів шляхом створення на них покрить різного призначення все більшого значення набувають плівкове матеріалознавство та плівкові технології.

Тонкоплівкові технології базуються на двох основних методах осаджування з газової фази - фізичному (PVD) та хімічному (CVD). PVD засновано на створенні газової фази з наступною конденсацією у вигляді плівки шляхом випаровування чи розпилення твердого тіла. У випадку CVD вихідним носієм компонентів плівки є газ(и).

Застосування в цих методах різного типу електричного розряду в газовій фазі в останні 15-20 років викликало лавиноподібну появу нових плівкових матеріалів і покрить, а ці методи почали називати іонно-плазмовими. Їхнє використання дало змогу інтенсифікувати хімічну взаємодію плівкоутворювальних частинок при кімнатній температурі за рахунок дисоціації та іонізації газів у плазмі, що істотно розширило коло плівкових матеріалів. По-друге, поряд з такими важливими параметрами як температура підкладки, її природа, швидкість конденсації, виник ще один могутній інструмент керування її властивостями у вигляді іонів з контрольованою енергією, здатних впливати на поверхню шару, що росте, за рахунок її бомбардування.

Дослідженню формування плівок, отримуваних іонно-плазмовими методами, присвячено велику кількість робіт (див. Ивановский Г., Петров В., 1986; Rossnagel S.M. et al., 1990). Однак у переважній більшості цих робіт досліджуються часткові питання прикладного характеру. Фундаментальні дослідження механізмів конденсації, а також загальних закономірностей формування плівок, що осаджуються різними іонно-плазмовими методами, практично відсутні.

Роботи з термоіонного осаджування плівок (ТІО), одного з найважливіших методів РVD технології, присвячені, в основному, одержуванню металевих конденсатів (див., наприклад, Саєнко В.А., 1999; Gusev I.V. et al., 1995). Механізми ж формування плівок сполук, одержуваних реакційним термоіонним осаджуванням (РТІО) в умовах бомбардування іонами хімічно активних газів, практично не вивчені. Відкритими залишаються такі питання, як природа плівкоутворювальних частинок; умови ефективного впливу іонного бомбардування (ІБ) на склад і структуру плівок сполук (зокрема, на епітаксіальний ріст); не зрозумілі механізми впливу ІБ на початкових стадіях росту металевих плівок.

Фрагментарно досліджені можливості іншого важливого напрямку іонно-плазмової РVD технології - магнетронного розпилення (МР) та реакційного магнетронного розпилення (РМР). Це зв'язано як з різноманіттям фізико-хімічних процесів, що протікають одночасно при розпиленні і конденсації, так і з труднощами вивчення складу розпилених частинок. Зовсім не досліджені, наприклад, концентрація молекул у загальному потоці плівкоутворювальних частинок, їхня роль у формуванні складу і структури конденсатів. Разом з тим неоднорідність складу конденсованих частинок може впливати на структуру плівок. Не встановлені причини та механізми зміни складу плівки при МР сплавів.

Серед сучасних методів активованого CVD найменш вивченим є процес активовання CVD НВЧ-розрядом із застосуванням електронного циклотронного резонансу (ЕЦР). Практично не досліджено вплив ІБ на властивості плівок, що осаджуються PA CVD. Разом з тим, роль цього фактора викликає особливе зацікавлення при PA CVD як з позицій вивчення механізмів формування плівок сполук, одержуваних цими методами, так і для порівняння з його дією у фізичних методах осаджування (ТІО/РТІО, МР/РМР).

З погляду явищ на поверхні конденсації імпульсне лазерне осаджування (ІЛВ) відноситься до методів іонно-плазмової технології з ІБ, оскільки в генерованому лазерним імпульсом потоці плівкоутворювальних частинок (лазерній плазмі) присутні заряджені частинки, причому енергія певної їхньої частки досягає сотень електронвольт. Особливості ІЛВ одержання плівок сполук передбачають наявність ряду переваг у порівнянні з розглянутими вище методами, однак у цьому методі залишається багато невирішених проблем (Chrisey D.B., Hubler G., 1994). Зокрема, не відомі причини відхилення складу плівок від складу мішені при випаровуванні ряду сполук; не визначені фізичні властивості матеріалів, відповідальні за появу в продуктах їхнього руйнування лазерним імпульсом рідкої фази, що служить причиною виникнення макродефектів у лазерних конденсатах (крапель, проколів); не досліджено, якими повинні бути мішені для одержання плівок сполук з оптимальними характеристиками.

Автори більшості робіт, присвячених виділеним проблемам, як правило, не йдуть далі встановлення залежності властивостей плівок від технологічних параметрів конкретного методу. Робіт з вивчення механізмів формування плівок, одержуваних конкретним методом, дуже небагато, тоді як єдиний підхід до вивчення механізмів та виявлення загальних закономірностей формування плівок, одержуваних різними методами, взагалі відсутній.

Разом з тим очевидно, що без розуміння механізмів формування структури і складу конденсату та значення в їхній реалізації кожного з фізико-технологічних параметрів неможливо прогнозувати властивості плівки, одержуваної даним методом, і усвідомлено керувати цими властивостями.

ЗВ'ЯЗОК З НАУКОВИМИ ТЕМАМИ. Дисертаційна робота безпосередньо зв'язана з виконанням науково-дослідних робіт з тем, що проводилися в ІПМ НАН України, у тому числі: 33Е "Исследование физических свойств и электронного строения тугоплавких соединений", 1976-1980 г., №7705932, Постановление Президиума АН УССР №174 от 20.05.1976; 1.3.3/1 "Исследование основных закономерностей формирования структуры и свойств тонких пленок тугоплавких соединений", 1981-1985 г., №81030970, Постановление Президиума АН УССР №604 от 20.12.1980 г.; 1.14.1 "Разработка методов получения пленок тугоплавких соединений, изучения их структуры и свойств, определение перспективных областей их применения", 1986-1990 г., №01860060676, Постановление Президиума АН УССР №474 от 25.12.1985 г.; 1.6.2.40 "Создание научных представлений и разработка технологических основ напыления пленок керамических материалов методами ионно-плазменного осаждения", 1991-1994 г., №01910024130, Постановление Бюро ОФТПМ №2 от 11.01.1991 г.; 1.6.2.8.-97 97 "Процеси газофазного осадження сполук різноманітної хімічної природи, вивчення структури і властивостей покрить, тонких плівок, полікристалічних матеріалів та монокристалів", 1997-2000 р., №0193U017364, Постанова Бюро ЗФТПМ №11 НАН України від 26.06.1997 р.

МЕТА І ЗАДАЧІ ДОСЛІДЖЕННЯ. Мета даної роботи - вияснити механізми формування складу і структури плівок, отримуваних різними іонно-плазмовими методами (ТІО/РТІО, МР/РМР, PA CVD і ІЛВ), а також виявити універсальні для цих методів фактори та закономірності, що визначають фундаментальні характеристики конденсатів (склад і структуру).

Для досягнення мети було необхідно вирішити такі завдання:

У широкому діапазоні фізико-технологічних параметрів осаджування (загального та парціального тисків робочих газів, енергії іонів, що бомбардують, потужності розряду, температури і природи підкладки) отримати зразки плівок різних матеріалів методами ТІО/РТІО, МР/РМР, PA CVD та ІЛВ.

Методом мас-спектрометрії газової фази, іншими методами, вивчити склад та енергію плівкоутворювальних частинок, генерованих у кожному з методів.

За допомогою методів просвічувальної, растрової електронної мікроскопії, електронографії, рентгеноструктурного аналізу, мікрорентгеноспектрального аналізу, методів оптичної спектроскопії (ІЧ- та комбінаційного розсіювання), визначення мікротвердості, коефіцієнта тертя, стійкості зношування, питомого електроопору вивчити вплив фізико-технологічних параметрів на структуру, склад, оптичні та механічні властивості плівок.

На підставі проведених досліджень визначити вплив методу осаджування і його фізико-технологічних параметрів на склад та енергію плівкоутворювальних частинок і встановити зв'язок між цими їхніми властивостями і фундаментальними характеристиками конденсатів.

Для проведення експериментальних досліджень було необхідно розробити і сконструювати лабораторні технологічні устаткування для отримання плівок методами ТІО і РТІО; різними модифікаціями МР (ВЧ- і на постійному струмі) і РМР; ІЛВ.

Узагальнюючий характер отриманих результатів забезпечено вибором різних методів осаджування плівок, на фізичних основах яких базуються сучасні іонно-плазмові технології.

Узагальнення розв'язку досягнуто також дослідженням плівок широкого спектру сполук і сплавів. При цьому для кожного методу вибрано сполуки, при отриманні плівок яких найяскравіше проявляються особливості методу. Так, для дослідження методу РТІО обрано нітриди AlN, GaN, TiN і оксид In₂O₃, у яких монотонно змінюється взаємна хімічна активність металу стосовно газу. Такі дослідження дають змогу виявити вплив іонного бомбардування на формування складу сполук.

Оскільки для отримання плівок сплавів і тугоплавких сполук найприйнятливішим є метод магнетронного розпилення, для його дослідження обрано сплав W-Ti, сполуки (W,Ti)N, AlN, BN, TiN, CN_x, TaC. При цьому застосування методів МР і РМР для одержання плівок тих самих сполук (AlN і TiN) дозволяє виявити особливості та механізми реакційного і безреакційного магнетронного розпилення сполук з високою взаємною хімічною активністю компонентів, а МР і РМР сплаву W-Ti - встановити роль відмінності атомних мас компонентів при розпилюванні сплавів.

Процеси формування плівок при PA CVD настільки складні, що для їхнього дослідження доцільно вибрати сполуку, синтезовану з найпростіших газів. Саме такою сполукою вибрано нітрид вуглецю, синтезований з метану й азоту. Вибір цієї сполуки зв'язаний ще і з необхідністю порівняти особливості механізмів його формування різними методами (PA CVD) і РМР.

Метод ІЛВ розглянуто як найуніверсальніший з погляду можливості одержання плівок сполук усілякого складу. Для дослідження його реальних можливостей обрані сплави і сполуки з закономірно змінюваними фізико-хімічними властивостями матеріалів та їхніх складових компонентів, а також ряд металів із закономірно змінюваними теплофізичними характеристиками. Це дало змогу встановити механізми формування лазерних конденсатів і визначити переваги та недоліки цього методу.

НАУКОВА НОВИЗНА роботи полягає в тому, що вперше:

встановлено, що у формуванні фундаментальних властивостей плівок (їхнього складу і структури) провідне значення має енергія та склад плівкоутворювальних частинок;

виявлено закономірності формування складу плівок, осаджуваних РТІО (InN, GaN, AlN, In₂O₃). Визначено місце розташування реакції синтезу плівки, вид хімічно активних частинок і роль взаємної хімічної активності компонентів сполук у механізмі утворення складу плівки;

встановлено основні механізми впливу іонного бомбардування при ТІО і РТІО на ріст плівок (In), їхню структуру і склад (InN, GaN, AlN, In₂O₃), епітаксіальний ріст (GaN);

визначено, що факторами, які керують механізмом формування складу плівок, осаджуваних МР сплавів, є відмінність атомних мас компонентів, що входять до складу сплаву, тиск робочого газу, вплив на плівку, що росте, швидких частинок, відбитих від мішені (W-Ti);

прямими мас-спектрометричними дослідженнями складу плівкоутворювальних частинок при РМР титану, сплаву W-Ti показано, що частка молекул у них залежить від концентрації азоту в робочому газі (Ar-N₂) і може досягати 17% (TiN) - 38% (WN);

встановлено, що при одержанні плівок (W,Ti)N методом РМР присутність у потоці плівкоутворювальних частинок молекул WN і Ti поряд з атомами W, Ti, N сприяє формуванню дисперсних конденсатів;

за допомогою розробленої методики вимірювання коефіцієнта анізотропії питомого електроопору аморфних вуглецевих плівок та електронно-оптичних методів установлена еволюція текстури конденсатів під дією ІБ;

синтезовано плівки СN_хН_у з максимальним для них вмістом азоту (N/C=0.6), що стало можливим завдяки активації хімічного осаджування НВЧ-розрядом з ЕЦР. Показано, що головною причиною обмеження концентрації азоту в цих плівках є присутність водню, який є активним конкурентом азоту при його взаємодії з вуглецем;

на підставі експериментальних досліджень запропоновано критерії вибору речовин, плівки яких можна отримати методом ІЛВ зі збереженням складу;

встановлено зв'язок між часткою парової фази і теплофізичними властивостями металів у продуктах їхнього руйнування лазерним імпульсом.

ПРАКТИЧНЕ ЗНАЧЕННЯ дисертаційної роботи полягає в тому, що отримані результати є науковою основою для вибору оптимального методу осадження плівки з необхідними складом, структурою і властивостями; для прогнозування змін структури і складу плівки під дією ІБ; для керування властивостями конденсатів при їхньому осаджуванні найперспективнішими методами іонно-плазмової технології.

ОСОБИСТИЙ ВНЕСОК АВТОРА. Приведені в дисертаційній роботі результати досліджень отримано при особистій участі і під науковим керівництвом автора в період з 1980 по 1999 рр. Постановка досліджень і вибір шляхів їхнього вирішення, вибір методів осаджування плівок і матеріалів для дослідження, участь у конструюванні технологічного устаткування, проведення більшості експериментів з одержання плівок і структурних досліджень виконані автором самостійно.

Особистим внеском автора в наукові результати є:

формулювання й обґрунтування фізичних моделей і механізмів формування структури і складу плівок, одержуваних методами ТІО\РТІО, МР/РМР, PA CVD, ІЛВ;

встановлення універсальних для всіх досліджених методів факторів, відповідальних за формування складу і структури плівок сполук, якими є вид і енергія плівкоутворювальних частинок;

встановлення умов, причин і механізмів впливу іонного бомбардування на склад плівок сплавів і сполук, що осаджуються кожним з вивчених методів;

встановлення ролі молекул, присутніх у складі плівкоутворювальних частинок, у формуванні структури і складу плівок;

виявлення і пояснення ефектів анізотропії структури та електроопору аморфних вуглецевих конденсатів; опрацювання моделі структури плівок аморфного вуглецю.

Внесок автора в спільно опубліковані за матеріалами дисертації роботи полягає в: плануванні, виконанні більшої частини експериментів, узагальненні їхніх результатів та підготуванні статей.

АПРОБАЦІЯ РОБОТИ. Основні результати роботи подані автором у вигляді доповідей на 27 наукових конференціях, у тому числі: V Всесоюзном Совещании по нерезонансному взаимодействию излучения с веществом/ Ленинград, 1981; Всесоюзном Совещании "Физико-химия взаимодействия ионного и лазерного излучения с поверхностью металлов/ Москва, 1983; Всесоюзном Симпозиуме по электронному строению и физ.-хим. свойствам тугоплавких соединений/ Львов, 1984; II Всесоюзной Конференции по физике и технологии тонких пленок/ Ивано-Франковск, 1984; V и VIII Республиканском Семинарах по физике и технологии тонких пленок/ Ивано-Франковск, 1983,1986; Научно-технической Конференции по комплексной программе "Технология микроэлектронных приборов"/ Москва, 1985; III ; Всесоюзном Совещании по физике и технологии полупроводников/ Махачкала, 1986; Всесоюзной Конференции по ионно-лучевой модификации поверхности материаллов/ Черноголовка, 1987; ХII Всесоюзной Научной Конференции по микроэлектронике/ Тбилиси, 1987; ХII Всесоюзной Конференции по физике и технологии полупроводников / Киев, 1990; Всесоюзной Конференции по металлических конденсатах/ Харьков, 1990; 1^st Int. Symp. on Atomically Controlled Surfaces/ Tokyo, Japan, 1991; Российской научно-технической Конференции "Новые материаллы и технологии в машиностроении"/ Москва, 1993; 4^th Europ. Conf. on Diamond, DLC and Related Materials/ Albufeira, Portugal, 1993; 4^th Europ. Symp. on Semicond. Engineering and Materials Technology/ Warsaw, Poland,1994; C-BN & Diamond Conf., Jablonna, Poland, 1995; Международном Симпозиуме "Тонкие пленки в электронике"/ Херсон, 1995; 5^th Int. Conf. on Phys. and Technol. of Thin films/ Ivano-Frankovsk, 1995; Международной Конференции по аморфным и микрокристаллическим полупроводникам/ С.-Пб., 1998; 6^th and 8^th Int. Conf. on Plasma Surface Engineering/ Garmisch-Partenkirchen, Germany, 1998, 2000; Europ. Materials Research Society (E-MRS) Spring Meeting/ Strasbourg, France, 1997, 1999; 7^th Int. Conf. on Materials and Technology/ Protozor, Slovenia, 1999; VI Международной Научно-Технической Конференции"Актуальные проблеммы твердотельной электроники и микроэлектроники ПЭМ-99", Таганрог, 1999; 15th Europhysics Conf. on Atomic and Molecular Physics of Ionized Gases/ Miskolc-Lillafured, Hungary, 2000.

ПУБЛІКАЦІЇ. За матеріалами дисертації опубліковано 36 статтей у журналах і збірниках, у тому числі два огляди, отримано авторське посвідчення на винахід.

СТРУКТУРА Й ОБ'ЄМ ДИСЕРТАЦІЇ. Дисертаційна робота складається з вступу, п'яти розділів, висновків, списку літератури з 291 назв. Її об'єм складає 292 сторінок, 96 малюнків, 28 таблиць.

ОСНОВНИЙ ЗМІСТ ДИСЕРТАЦІЇ

У вступі подано коротку характеристику проблеми в цілому, сформульовано й обгрунтовано актуальність, наукову новизну і значення отриманих результатів, відзначено вагомість вирішеної проблеми.

РОЗДІЛ 1 присвячено дослідженню закономірностей формування плівок, що осаджуються ТІО і РТІО (в останньому процес осаджування плівки відбувається в середовищі хімічно активного газу). На відміну від методу звичайного випаровування ріст плівки при ТІО і РТІО відбувається в умовах бомбардування поверхні конденсації іонами і нейтральними частинками з підвищеною енергією.

Огляд літератури на початку цього розділу показав, що дані про дію ІБ на плівку на острівцевій стадії росту плівок суперечливі; немає даних про дію ІБ на склад плівок, отримуваних РТІО; практично відсутня інформація про епітаксіальний ріст плівок сполук в умовах ІБ. У зв'язку з цим було проведено дослідження впливу ІБ на всіх стадіях росту металевих плівок; вивчені механізми формування плівок при їхньому синтезі методом РТІО з елементів з монотонно змінюваною взаємною хімічною активністю; досліджено вплив ІБ на епітаксіальний ріст плівок сполук; на підставі отриманих даних побудовано узагальнену фізико-хімічну модель формування плівок сполук, синтезованих з елементів на поверхні конденсації, підданій ІБ.

Плівки отримано випаровуванням металів з тигля, що нагрівається резистивно. Між заземленим тиглем і тримачем підкладки розміщували індуктор для збудження ВЧ-разряду в газі (Ar або пари металу - у випадку ТІО, N₂ чи O₂ - у випадку РТІО, тиск яких становив 0,1-0,5 Па). До тримача підкладки можна прикладати постійну напругу (U_п) різної величини та знаку (від +200 до -600 В). Швидкість росту конденсатів при РТІО змінювали в межах 0,2-0,5 нм/с, густина іонного струму на підкладку залежала від U_п і змінювалася в межах 0-0,5 мА/см². Як підкладки використовували електропровідні плівки аморфного вуглецю, що мають електричний контакт із тримачем підкладки, поміщені на мідні сітки для електронно-мікроскопічних досліджень (С_Cu), металізовані пластини ситалу, провідні монокристали Si і SiС. Непровідними підкладками були свіжі сколи кристалів KCl, пластини ситалу, монокристали -Al₂O₃.

1.1. ТІО - плівки індію. Електронно-мікроскопічне дослідження острівцевих плівок індію, що осаджуються на підкладки С_Cu без розряду (звичайне випаровування) і в розряді при різних U_п (при різних енергіях іонів, що бомбардують), показало: (і) густина острівців для плівок, що осаджуються в умовах ІБ, завжди вища, ніж для плівок, що осаджуються звичайним випаровуванням, і вона зростає зі збільшенням енергії іонів (мал.1а,б); (ii) суцільність плівок, що осаджуються у розряді при U_П=0, настає раніш, ніж при одержанні плівки звичайним випаровуванням (мал. 1б).

З результатів випливає, що ріст острівців плівок та їхня коалесценція ускладнені у випадку осадження в умовах ІБ. Це є наслідком двох процесів: (i) розпилення самих острівців; (ii) розпилення адатомів In, що мігрують, до їхнього вбудовування в острівець. Імовірність другого ефекту висока, оскільки середній час життя адатома до його вбудовування в острівець чи ревипаровування t~ 10^-10 с, тоді як середній час розвитку каскаду зіткнень, що приводить до розпилення, t~10^-13 с. Цей ефект може впливати також і на склад плівки сполуки за рахунок переважного розпилення одного з компонентів, навіть при бомбардуванні частинками з малою (десятки еВ) енергією, оскільки енергія адсорбції адатома до підкладки в декілька разів менша, ніж енергія зв'язку атома в ґратці.

Більш раннє настання суцільності та пласкіша і розвинутіша форма острівців плівки, що осаджується в розряді без ІБ (U_п=0 В), у порівнянні з плівкою, отриманою звичайним випаровуванням (мал. 1б), є наслідком прискореної коалесценції острівців у такій плівці.

Полегшення коалесценції, як показали електронографичні дослідження, пов'язане з утворенням на границі плівка-підкладка найтоншого шару In₂O₃. Змочуваність цього шару острівцями In вища за змочуваність ними вуглецевої підкладки, що приводить до їхньої прискореної коалесценції та раннього настання суцільності плівки.

Розмір зерна в суцільних (200-400 нм) плівках In, осаджуваних в умовах ІБ власними іонами, менший, ніж у плівках, отриманих без ІБ, однак більший, ніж у плівках, що осаджуються при бомбардуванні Ar⁺. Це зумовлено більшою енергією, переданою плівці іонами In⁺ з більшою масою. Щільність таких плівок вище , як наслідок, вони містять менше домішок.

1.2. РТІО - формування сполук плівок InN, GaN, AlN, In₂O₃. Технологічні умови при осаджуванні плівок цих сполук були однаковими. Дослідження плівок In показали: (1) при звичайному випаровуванні In в середовищі азоту на підкладках С_Cu і KCl при Т_п=25-300°С росли полікристалічні плівки In; (2) при випаровуванніі In в умовах розряду склад плівки залежав від знаку і величини U_п тільки у випадку підкладок С_Cu. При U_п=0 В чи U_п=+100 В (тобто за відсутності ІБ і іонів N₂⁺ на поверхні росту) формувалася плівка InN. При зростанні негативного -U_п (росту енергії іонів N₂⁺, що бомбардують підкладку) у плівках поряд з фазою InN з'являлася фаза In і збільшувався іЇ об'єм і при -U_п =600 В плівка повністю складалася з індію. На мікрофотографіях цих плівок спостерігалася чітка кореляція між їхньою мікроструктурою і складом. Чим вища енергія іонів, тим помітніші виділення In на тлі однорідної плівки InN; (3) на підкладках KCl за всіх U_п формувалася гомогенна за складом та мікроструктурою плівка InN; (4) вміст фази InN у плівці, що осаджується на С_Cu в умовах ІБ, підвищувався, якщо її осаджували на підкладку з вищою Т_п; (5) ІБ вже сформованої плівки InN не впливало на її склад.

Аналіз цих даних з урахуванням того, що основними частинками у ВЧ-плазмі азоту є атоми N і іони N₂⁺, показує, що: (1) вихідними компонентами синтезу плівки є атоми N і In; (2) синтез плівки здійснюється на поверхні конденсації; (3) механізмом дії ІБ на склад плівки є іонно-стимульована десорбція адатомів N з поверхні росту, а не термостимульована десорбція чи селективне розпилення азоту з готового нітриду.

Закономірності формування плівок, одержуваних випаровуванням Ga в азоті, були аналогічні закономірностям, встановленим для плівок InN, за винятком однієї особливості, що виявляється як при дослідженні мікроструктури цих плівок, так і при вивченні залежності їхнього складу (N/Ga) від U_п. Мікроструктура плівок, осаджуваних при U_п=120-150 В, була однорідна - на ній були відсутні виділення галію, характерні для плівок, осаджуваних при інших U_п, а на залежності N/Ga від U_п при U_п@130 В виникав максимум (мал. 2). Спеціально поставлені експерименти показали, що це явище зумовлене появою на поверхні конденсації додаткової кількості атомарного азоту, що взаємодіє з галієм з утворенням GaN, і за рахунок цього частка азоту в плівці (N/Ga) збільшується (мал. 2). Причиною появи додаткового азоту є ударна дисоціація іонів N₂⁺=N+N, ймовірність якої зростає зі збільшенням енергії іонів N₂⁺. Однак, коли енергія іонів N₂⁺ перевищує 130-150 еВ, енергія атомів N, що виникають внаслідок ударної дисоціації, також збільшується, і вони відбиваються від поверхні росту, не встигнувши взяти участі у формуванні нітриду; і кількість азоту в плівці знижується до колишнього рівня. Подальше збільшення енергії N₂⁺ інтенсифікує іонно-стимульовану десорбцію з поверхні росту атомів N, які надходять із плазми, що зумовлює подальше зниження N/Ga у плівці (мал. 2). Ці процеси спостерігаються і при синтезі плівки InN в умовах ІБ, однак унаслідок нижчої хімічної активності In до азоту (різниця електронегативностей DХ_In-N=1.3, DХ_Ga-N=1.4) час життя атома N до вступу його в реакцію з In такий, що додаткові атоми азоту, які виникають, виявляються десорбованими перш, ніж вступити в реакцію з атомами In.

На підставі такого механізму можна очікувати, що підвищення хімічної активності металу до азоту повинно скоротити час життя атома N до реакції з атомом Ме настільки, що ІБ взагалі перестане впливати на склад плівки, що і було виявлено при РТІО Al (DХ_Al-N=1.5).

Цей ефект також підтвердили досліди з РТІО індію в кисні, взаємна хімічна активність яких найвища (DХ_In-O=1.8) серед вивчених сполук. В усьому дослідженому діапазоні енергій впливу ІБ на склад плівок In₂O₃ (як і у випадку плівок Al) не було виявлено. Відзначимо, що у складі плівок, отриманих випаровуванням індію в кисні без розряду, кисню не виявлено. Це підтверджує висновок про те, що хімічно активними частками газу є не його молекули, а атоми.

1.3. РТІО - вплив ІБ на епітаксіальний ріст плівок. Вплив ІБ на структуру плівок всіх досліджених сполук проявлявся в тому, що за осаджування в розряді на підкладку, яка не підігрівається, без ІБ плівки були аморфні, а при осаджуванні в умовах ІБ (U_п і100 В) росли полікристалічні плівки. Докладніше вплив ІБ та Т_п на структуру плівок, одержуваних РТІО, було досліджено на плівках GaN.

Досконалість структури плівок, осаджуваних без ІБ, залежала від Т_п і типу підкладки. Оптимальними для епітаксіального росту плівок виявилися підкладки -Al₂O₃ і 6H-SiC, причому тип і параметри ґратки 6H-SiC більш відповідні таким у GaN. При Т_п>700°С спостерігалося зниження кількості азоту в плівці, зривання її епітаксіального росту і зниження швидкості росту. Збіднення плівок азотом зумовлено частковою дисоціацією нітриду, а зривання епітаксії зв'язане з появою і нагромадженням у них вакансій азоту. Епітаксіальному ростові плівок GaN на підкладках з монокристалів Si перешкоджало виникнення на його поверхні тонкого (і10 нм) аморфного шару Si_X N_1-X-Y, що виникає під впливом азотної плазми.

Виявлено, що температура епітаксії плівок GaN/6H-SiC, що осаджуються в умовах ІБ з енергією іонів 100-130 еВ, на 150-200°С нижча, ніж при осаджуванні без ІБ (мал. 3б,в). При збільшенні енергії іонів до 300 еВ відбувається зривання епітаксіального росту, а при енергії 600 еВ плівка на підкладці з Т_п=500°С не конденсувалася.

Сприятливий вплив на епітаксіальний ріст ІБ має у випадку, якщо енергія іонів достатня для підвищення рухливості адатомів на поверхні росту (що еквівалентне підвищенню температури підкладки), але вона ще не настільки велика, щоб створювати радіаційні дефекти, які не встигають "заліковуватися", за даної Т_п. Крім того, за рахунок розпилення кристалографічно менш стабільних у таких умовах зародків "виживають" стійкіші зародки з близькою структурною конфігурацією, що полегшує їхнє зрощування і епітаксіальний ріст плівки. Іони з підвищеною енергією (300 еВ) створюють таку кількість дефектів у шарі, який росте, що вони не встигають "заліковуватися" і відбувається зривання епітаксіального росту. Припинення конденсації плівки на підкладці з Т_п=500°С при енергії іонів 600 еВ, чого при тій же енергії іонів не спостерігалося, якщо осадження проводили на підкладку з Т_п<200°С, зв'язане зі збільшеною термодесорбцією адатомів за високої Т_п. Тому цієї енергії іонів при такій Т_п виявляється досить для розпилення більш слабозв'язаних адатомів. Це є непрямим доказом того, що відбувається розпилення не сформованої сполуки, а мігруючих адатомів.

ІБ приводить також до зміни механізму росту плівки. Замість формування монокристалічної плівки шляхом агломерації тривимірних кристалів різного розміру, характерного для росту без ІБ (мал. 3в,г), ріст плівки, що осаджується в умовах ІБ з оптимальною енергією, починається з зародження великого числа дрібних пласких острівців із близькими формою та розміром. Подальший ріст здійснюється шляхом їхньої рідиноподібної коалесценції (мал. 3а,б), наслідком чого є квазідвомірний ріст плівки. Такий механізм забезпечує настання суцільності плівки при істотно меншій товщині, ніж за відсутності ІБ.

На підставі отриманих результатів запропоновано фізичну модель, що встановлює кількісний зв'язок складу плівки з двома факторами - взаємною хімічною активністю металу й азоту та ІБ.

Нехай на підкладку надходить потік атомів азоту К. Ці атоми взаємодіють з металом Ме+N=МеN, утворюючи нітрид і залишаючись на підкладці, а також один з одним N+N=N_{2 ,} утворючи молекули, що залишають підкладку. Час життя а атома азоту до утворення МеN визначається взаємною активністю металу й азоту, що характеризується різницею електронегативностей DХ_Ме-N. Час життя b до утворення молекули N₂ пропорційний електронегативності азоту Х_N-N. З огляду на це, зміну кількості атомів азоту n на одиницю поверхні конденсації в одиницю часу можна записати як:

dn/dt = K - nd (1)

де d=1/а+1/b - член, що враховує втрату атомів азоту за рахунок їхньої взаємодії з Ме і N. Розв'язок цього рівняння має вид:

n=KЧmЧ[1-exp(-t/m)] (2)

З (2) видно, що при t>>m на поверхні буде KЧm атомів азоту, тобто, всі вони розподіляються на дві частини, одна з яких бере участь у синтезі Ме, інша звітрюється у вигляді молекул N₂. Звідси можна записати: Ме+N₂=КЧt. З огляду на те, що Ме/N₂=b/a, з цих рівностей знайдемо число атомів азоту, що взяли участь у синтезі нітриду:

MeN=КЧt/[(a/b)+1] (3)

Рівняння (3) демонструє роль взаємної активності металу й азоту в синтезі нітриду. З нього випливає, що чим більше величина а, тим менше MeN, тобто, тим більша кількість атомів азоту може бути вилучена під дією зовнішніх факторів, що і спостерігалося експериментально при дослідженні впливу ІБ на склад плівок нітриду індію, для якого DХ_Ме-N найменша (тобто а найбільший) у ряді AlN-GaN-InN.

Щоб оцінити вплив ІБ на величину MeN, віднімемо з (3) член (К₁ЧС)Чt, що враховує втрату частини атомів азоту з поверхні росту за рахунок іонно-стимульованої десорбції, де К₁ - потік іонів на поверхню росту, С - коефіцієнт, що показує, яку частку іонів з потоку К₁ десорбує азот:

MeN=КЧt/[(a/b)+1] - (К₁С)t (4)

Підставляючи в (4) С=D/[(a+b)/ab]=DЧdЧa, де враховується залежність С від часу життя атома азоту a і b і від енергії іона (параметр D), одержимо:

Ме=dЧ[(K-K₁ЧDЧa)]t (5)

З (5) видно, що при малих величинах потоку іонів К₁ чи при малому часі життя а роль ІБ (параметра D) у формуванні сполуки плівки незначна. Саме це спостерігалося експериментально для плівок AlN, для яких а малий та ІБ не впливало на склад плівки. Навпаки, для InN, у якого а великий, спостерігалося збідніння складу плівки азотом при збільшенні енергії іонів.

Узгодження експериментальних результатів з описаними в моделі свідчить про принципову адекватність моделі процесам, що протікають на поверхні конденсації.

У ДРУГОМУ РОЗДІЛІ приведено результати дослідження й обговорення механізмів формування складу і структури плівок, одержуваних магнетронним розпиленням сплаву W-30ат%Ti, сполук ВN, TiN, AlN, TaС і вуглецю в аргоні, а також реакційним магнетронним розпиленням сплаву W-30ат.%Ti і графіту в суміші газів Ar-N₂.

2.1. Механізми формування плівок, одержуваних МР у Ar. При МР багатокомпонентних матеріалів фізико-технологічними параметрами, здатними вплинути на склад плівки, є відмінності в атомних масах компонентів, ІБ та тиск робочого газу. Теоретично атоми з меншою масою при переміщенні від мішені до підкладки можуть сильніше розсіюватися на атомах робочого газу, змінюючи енергію і напрямок руху, що приведе до збідніння плівки цим компонентом. Легші атоми легше розпилюються ІБ з поверхні конденсації, що може бути причиною збідніння плівки цим компонентом. Нарешті, відмінність в кутових розподілах розпилених з мішені атомів різної маси в просторі мішень-підкладка також може виявитися причиною, що впливає на склад конденсату.

У літературі нема однозначних відповідей на ці питання, хоча їхня важливість безсумнівна як для розуміння механізмів формування плівок сполук, одержуваних методами розпилювання, так і в прикладному аспекті. У зв'язку з цим було проведено систематичне вивчення впливу кожного з перелічених факторів на склад плівок, що осаджуються МР на постійному струмі (потужність розряду ~150-180 Вт) мішені W-30ат.%Ti в аргоні на кремнієві і сталеві підкладки.

Дослідження залежності складу плівки від тиску робочого газу показали, що плівки сильно збіднені титаном при проведенні процесу при низьких (0,05-0,5 Па) тисках (мал. 4), тобто, саме тоді, коли розсіювання розпилених атомів W і Ti на атомах Ar відсутнє і відмінності в атомних масах компонентів сплаву (M_W/M_Ti~4) не можуть грати ніякої ролі у відхиленні складу плівки.

Оскільки в цих дослідах ІБ відсутнє, причиною збідніння могла бути відмінність в просторовому кутовому розподілі атомів W і Ti у момент їхнього розпилення з поверхні мішені. Однак склад плівок, осаджуваних одночасно на двох підкладках, одна з яких була в звичайному положенні (потік розпилених частинок падав на неї нормально), а інша була розташована паралельно потоку, виявився ідентичним, причому для двох сильно відмінних тисків аргону (Р_Ar=0,05 і 25 Па). Цей результат означає, що нема відмінності в кутових розподілах атомів W і Ti.

Отже, при низьких тисках робочого газу можлива лише одна причина дефіциту в плівках титану: - переважне розпилення адатомів Ti за рахунок неконтрольованого бомбардування підкладки швидкими частинками. Ця причина підказана тим фактом, що збідніння складу плівки титаном спостерігалося також під дією ІБ при подаванні на підкладку напруги (мал. 5). Щоб перевірити це припущення, були проведені мас-спектрометричні дослідження складу й енергетичного розподілу частинок, що прибувають на підкладку. Енергетичні розподіли атомів W і Ti були вузькими з максимумом ~3 еВ, тоді як розподіл атомів Ar був помітно ширшим і до 40% з них мало енергію >100 еВ. Тобто плівка в процесі осаджування піддається неконтрольованому бомбардуванню цими енергетичними частинками аргону. Оскільки напруга на підкладці була відсутня, тому, походження швидких частинок Ar в області підкладки одне - це відбиті від мішені нейтралізовані іони Ar.

Можуть бути два механізми збідніння складу плівки титаном під дією бомбардування швидкими частинками: селективне розпилення титану із самої плівки чи розпилення адатомів Ti до їхнього вбудовування в структуру плівки. Коефіцієнти розпилення масивних вольфраму і титану дуже близькі (Y_Тi=1,13, Y_W=1,1 при E_Ar+=1 кэВ), тобто селективного розпилення титану зі сформованої плівки не існує. Разом з тим, оскільки енергія адсорбції адатома W на вольфрамі майже на порядок вища, ніж адатома Ti на вольфрамі, частинки, які бомбардують поверхню росту, розпилюють саме адатоми Ti, що і є причиною збідніння плівки титаном. Це явище має ту ж природу, що і збідніння азотом плівок InN під дією ІБ (розд. 1). Слабка хімічна взаємодія між атомами In і N приводить до великого часу життя адатомів N і, відповідно, підвищеної ймовірності їхнього розпилення. Хімічна взаємодія між титаном і вольфрамом також дуже слабка, про що свідчить відсутність взаємної розчинності цих металів до температури >550°C. Крім того, атомна маса титану в 4 рази менша, ніж вольфраму, що істотно полегшує розпилення адатомів Ti у порівнянні з адатомами W.

Підвищення концентрації титану в плівці зі збільшенням тиску аргону (мал. 4) зумовлено двома причинами. З одного боку, це зниження бомбардування плівки, що росте, за рахунок термалізації відбитих від мішені швидких частинок аргону при їхньому розсіюванні на атомах газу; з іншого боку - дифузійний характер руху від мішені до підкладки атомів W і Ti, коли частота їхніх зіткнень з атомами робочого газу стає настільки високою, що відмінність атомних мас стає неістотною. Таким чином, реалізація того чи іншого механізму формування складу плівок, одержуваних розпиленням сплаву, залежить від трьох фізико-технологічних параметрів: відмінності атомних мас компонентів сплаву, їхньої взаємної хімічної активності та тиску робочого газу.

2.2. Закономірності формування плівок, одержуваних РМР у суміші Ar-N₂. Найменш дослідженими в механізмі реакційного розпилення є склад розпилених частинок, його залежність від технологічних параметрів і його роль у формуванні властивостей плівок. У зв'язку з цим було проведено: (i) мас-спектрометричне дослідження залежності складу частинок, генерованих при розпиленні сплаву W-30%Ti у суміші газів Ar-N₂ від концентрації азоту; (ii) дослідження залежностей від цього параметра складу, структури і мікротвердості плівок; (iii) дослідження впливу ІБ на склад та мікротвердість плівок. Тиск робочого газу у всіх експериментах підтримувалося постійним Р₀=0,5 Па.

Якщо мішень розпилювано в чистому аргоні, то частинками, що прибувають на підкладку (під час мас-спектрометричних досліджень замість підкладки поміщали зонд спектрометра), були тільки атоми W і Ti (у даному дослідженні атоми Ar не розглядаємо). З введенням до складу робочого газу азоту в потоці плівкоутворювальних частинок з'являються молекули WN і TiN та атоми N. В області концентрацій азоту до ~20% поряд зі збільшенням частки молекул спостерігається збільшення швидкості росту плівки, при цьому сумарна частка атомів W і Ti спадає. Подальше підвищення концентрації азоту в робочому газі супроводжується зменшенням кількості всіх плівкоутворювальних частинок (крім атомів азоту), і одночасно падає швидкість росту плівки (мал. 6).

Зі зміною складу плівкоутворювальних частинок у складі і структурі плівок відбуваються зміни, відображені на мал. 7. Плівки, осаджувані в чистому аргоні, мали структуру b-W з розміром кристалітів від 50 до 100 нм (мал. 9а). Зі збільшенням концентрації азоту в робочому газі кількість вольфраму в плівці спадає (мал. 7), в ній одночасно зменшуються об'єм фази b-W і розмір її кристалітів. Поряд з фазою b-W у плівці виникає фаза (W_хTi_у)₂N зі структурою типу W₂N іблизьким до неї параметром ґратки. Про присутність в металевій підгратці цієї фази атомів Ti можна судити з того, що у плівках, які осаджуються у всіх режимах, фаз титану чи його нітридів не зафіксувано, тоді як у хімічному складі плівок титан виявляли завжди. Плівки, осаджувані в суміші Ar-16%N₂ , складалися з двох фаз [(W_хTi_у)₂N+b-W], де об'єм фази b-W не перевищував 16%, а середній розмір кристалітів обох фаз був ~10-20 нм (мал. 9б).

Коли концентрація азоту в робочому газі перевищувала 20%, фаза b-W зникала, плівки ставали однофазними зі структурою (W_хTi_у)₂N і розміром кристалітів ~20-40 нм (мал. 9в). На залежності мікротвердості плівок від частки азоту в робочому газі видно, що вона зростає зі збільшенням цієї частки, досягаючи максимальної величини ~62 ГПа при 16%N₂ для плівки зі складом [(W_0,36Ti_0,2)N_0,28+b-W_0,16)] (мал. 10).

Дослідження впливу ІБ на склад плівок, що осаджуються при фіксованому (Ar-16%N₂) складі робочого газу, показало, що він значно слабший, ніж при осаджуванні плівок у чистому аргоні (Ti/W на мал. 5 і мал. 8). Більш того, відносний вміст титану (Ti/W) у плівках (W,Ti)N, істотно вищий, ніж у плівках W-Ti (мал.5 і мал.8). ІБ помітно впливало на мікротвердість плівок (W,Ti)N (мал. 11).

Закономірності зміни складу, структури і мікротвердості плівок зі зміною концентрації азоту в робочому газі можна пояснити, ґрунтуючись на зміні складу плівкоутворювальних частинок. В області концентрацій азоту в Ar-N₂ до 20% на підкладку надходять атоми W, Ti, N і молекули WN і TiN, з яких формуються двофазні [(W_хTi_у)₂N+b-W] конденсати. Оскільки за таких умов частка атомарного азоту в потоці плівкоутворювальних частинок менша, ніж сумарна частка молекул (WN+TiN) (мал.6), можна вважати, що більша частина нітридної фази цих плівок сформована з цих молекул, а не за рахунок реакції між атомами W, Ti і N на поверхні росту.

Поява на поверхні росту великих і менш рухливих молекул МеN поряд з атомами металів обмежує рухливість атомів металів, що виявляється в зменшенні в 3-5 разів розмірів кристалітів металевої (b-W) фази. А малий розмір кристалітів нітридної фази в цих плівках, крім цієї причини, зумовлений також невисокою температурою підкладки (~300°С) для таких високотемпературних сполук. Плівки двофазного композиційного матеріалу [(W_0,36Ti_0,2)N_0,28+16%(b-W)] з мінімальним розміром кристалітів формувалися при 16%N₂ в робочому газі (мал. 9б). Саме ці плівки мали максимальну мікротвердість (мал. 10), що узгоджується з відомими уявленнями про зворотну залежність між розміром зерна та мікротвердістю матеріалу.

Збільшення частки азоту в робочому газі супроводжується підвищенням концентрації атомів азоту на поверхні росту й одночасним скороченням частки молекул МеN (мал. 6). За цих умов синтез нітридної фази відбувається переважно на поверхні росту з атомів Ме+N=MeN. На підкладці формуються однофазні конденсати зі структурою та складом типу (W_хTi_у)₂N, розмір кристалітів у яких зростає до 20-40 нм (мал. 9в). Їхній ріст пояснюється підвищенням температури поверхні конденсації за рахунок виділення теплоти реакції у синтезі нітридної фази з окремих атомів. Зниження мікротвердості однофазних (W_хTi_у)₂N плівок зумовлено збільшенням кристалітів і зникненням другої (металевої) фази.

Дія ІБ на склад і мікротвердість плівок також залежить від складу плівкоутворювальних частинок. Дослідження впливу ІБ на склад плівок проводилося в умовах, коли плівка формувалася переважно з атомів W, Ti і молекул WN і TiN. Вміст титану (Ti/W) у таких плівках значно менше залежить від дії ІБ (область енергій іонів 20-200 еВ, мал. 8), ніж тоді, коли плівка формується тільки з атомів металів (мал. 5). Це зумовлено тим, що велика частина титану переноситься на поверхню конденсації у виді молекул TiN, ймовірність розпилення яких нижча, ніж розпилення адатомів Ti. Виникнення дефіциту азоту в плівках при збільшенні енергії іонів до 300 еВ (мал. 8) є наслідком дисоціації нітриду.

Залежність мікротвердості плівок від напруги на підкладці (мал. 11) пояснюється тим, що при енергії іонів 100-120 еВ розміри кристалітів обох фаз плівки мінімальні, що забезпечує їй максимальну твердість. Іони з більшою енергією "розігрівають" поверхню конденсації, унаслідок чого відбуваються ріст кристалітів та відпалювання дефектів, і твердість плівки знову знижується.

Несподіваним у механізмі реакційного розпилення виявилося те, що при концентраціях азоту в Ar-N₂ до 20% молекули WN і TiN з поверхні мішені розпилюються легше, ніж атоми W і Ti. Про це свідчить підвищення швидкості росту плівки з появою в газовій фазі молекул WN і TiN, тоді як кількість атомів W і Ti при цьому знижується (мал. 6). Це можливо у випадку, якщо молекули МеN зв'язані з поверхнею мішені слабше, ніж атоми Ме. Такий випадок реалізується, якщо концентрація молекул на поверхні мішені недостатня для виникнення на ній суцільного нітридного шару. Якщо ж уся поверхня мішені вкрита нітридним шаром (що відбувається при вищих концентраціях азоту), то його коефіцієнт розпилення знижується, у результаті чого швидкість росту плівки падає (мал. 6). Іншою причиною зниження швидкості росту з підвищенням концентрації азоту в аргоні є скорочення частки іонів Ar⁺, які ефективніше, ніж N₂⁺, розпилюють матеріал мішені.

Таким чином, на прикладі вивчення реакційного магнетронного розпилення сплаву W-30%Тi показано, що склад плівкоутворювальних частинок відіграє принципову роль в механізмах формування складу, структури й інших властивостей плівок.

2.3. Особливості формування плівок, одержуваних ВЧ-РМР графіту в Ar-N_2. Крім вивчення механізмів формування плівок, одержуваних РМР, це дослідження було цікавим і в зв'язку з відомою гіпотезою про особливі механічні властивості нітриду вуглецю у випадку одержання його в структурі типу b-Si₃N₄. Для нітриду b-С₃N₄ характерні висока концентрація (N/C=1,33) азоту і sp³-зв'язок між атомами.

Щоб одержати плівки з таким вмістом азоту, необхідно підвищити концентрацію атомарного азоту в плазмі. Для цього застосовано ВЧ-магнетронне розпилення, що сприяє ефективнішій дисоціації молекул азоту. sp³-зв'язок між атомами вуглецю в плівці можна одержати, осаджуючи її в умовах ІБ. Оскільки плівки нітриду вуглецю мають діелектричні властивості, то для забезпечення ефективного ІБ використано ВЧ-напругу на тримачі підкладки.

Дослідження залежності складу плівок від концентрації азоту в робочому газі Ar-N₂ показали, що оптимальною є суміш Ar-70%N₂, для якої швидкість росту плівок і концентрація в них азоту були максимальні. Хоча досягти відносної концентрації азоту в плівках більше, як N/C=0,75 не вдалося, ця величина в середньому вища, ніж при магнетронному розпиленні на постійному струмі.

З огляду на те, що графіт при взаємодії з азотом утворює молекули газу ціану (CN), а також те, що в складі плівок, отриманих нами розпиленням графіту в суміші Ar-N₂, присутній надлишок вуглецю, можна вважати, що розпилення графіту відбувається у виді частинок вуглецю, атомів азоту і молекул (CN). У цьому випадку можна очікувати, що ІБ впливатиме на склад плівки, яка формується з таких частинок. Однак (якщо абстрагуватися від максимуму на графіку залежності (N/C) від U_п в області 120-170 В) видно, що зі збільшенням U_П швидкість росту плівки неухильно падає, тоді як її склад (N/C) не змінюється (мал. 12). Це означає, що розпиленими під дією ІБ частинками є молекули ціану CN.