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

Природа максимуму на графіку залежності складу плівки (N/C) від U_п (енергії іонів) (мал. 12) така, як у випадку РТІО плівок GaN (мал. 2). Саме додаткові атоми азоту, що виникли на поверхні конденсації за рахунок ударної дисоціації іонів N₂⁺, реагують з атомами вуглецю, які є у надлишку на поверхні конденсації, наслідком чого є підвищений вміст азоту в плівці. Дослідження структури аморфних CN_x плівок методом КРС показало, що, незалежно від умов осаджування, атоми в сполуці зв'язані sp²-зв'язками. Найімовірнішою причиною формування такого типу зв'язків є те, що він наявний у плівкоутворювальних молекулах (CN).

Плівки, що осаджуються без ІБ, мали полімероподібну структуру. Під дією ІБ, починаючи з енергії ~100 еВ, така структура піддається фрагментації з одночасним упорядкуванням внутрішньої структури фрагментів у напрямку графітизації. Кінцева структура таких плівок сформована з графітоподібних кластерів, частина атомів вуглецю в яких замінена атомами азоту.

Мікротвердість CN_x плівок змінювалася від 7 до 13 ГПа, зростаючи зі зменшенням N/C.

Вірогідних даних про одержання плівок кристалічного b-С₃N₄ чи хоча б аморфного (CN_х) з sp³-зв'язками у літературі немає. Труднощі синтезу цих фаз пов'язані, мабуть, з існуванням сполуки вуглецю з азотом (параціаногена), структурною основою якого є графітоподібні кільця, в яких атоми азоту і вуглецю зв'язані стабільнішими, а тому конкурентноздатнішими sp¹- і sp²-зв'язками, ніж sp³-зв'язок у гіпотетичній сполуці зі структурою b-С₃N₄.

2.4. Структура вуглецевих плівок, отримуваних МР. Незважаючи на велику кількість досліджень, присвячених отримуванню аморфних алмазоподібних плівок (АПП) вуглецю, робіт, у яких досліджувалася б можливість одержання таких плівок методами, заснованими на катодному розпиленні, практично немає. Разом з тим, одержання АПП таким розповсюдженим методом значно розширило б область застосування цих плівок і зробило б дешевшим їхнє виробництво. У даній роботі було проведено систематичні дослідження формування структури плівок вуглецю при дії двох структуроутворювальних факторів - температури підкладки та ІБ.

Вплив температури підкладки (ІБ відсутнє). Згідно даних електронографії, при Т_пЈ500°С

плівки мали аморфну структуру, незмінну в цьому інтервалі температур. Однак вимірювання коефіцієнта анізотропії електроопору К=r_^/r_|| (де r_^ і r_|| - питомий опір плівки, обмірюваний перпендикулярно і паралельно підкладці) (мал. 13) і співвідношення інтенсивностей D- і G-піків (I_D/I_G) на спектрах КРС (мал. 14) свідчать про структурні зміни в напрямі графітизації плівки. В області температур Т_п=600-800°С за даними електронографії, а також судячи з незмінних величин К та I_D/I_G , на підкладці формувалися однофазні плівки полікристалічного графіту.

Присутність на спектрах КРС двох піків, один із яких відповідає графітовій складовій структури (G-фазі), а інший - разупорядкованій D-фазі, дозволяє припустити, що така плівка сформована з кластерів двох типів, які відповідають D- і G-фазам. При цьому G-фаза складається з кластерів, в яких фрагменти графітових сіток упорядковані за типом графіту, тоді як у D-фазі вони розміщені довільно (мал. 15).

Якщо в межах D-кластера фрагменти графітової сітки почати упорядковувати за типом графіту, то D-кластер буде перетворений у G-кластер.

Причиною графітизації плівок зі збільшенням Т_п до ~500°С є термостимульоване упорядкування фрагментів графітових сіток у межах D-кластера, про що свідчить збільшення коефіцієнта К=r_^/r_|| (мал. 13). При цьому не відбувається ріст розмірів кластерів, змінюється тільки ступінь упорядкування всередині кластерів (мал. 14 та електронографія).

При Т_пі600°С відбувається зміна механізму росту плівки і замість зародків двох D- та G-фаз з'являються тільки зародки фази графіту, розміри яких починають рости при збільшенні Т_п до 800°С.

Вплив ІБ (Т_п<40°С). За ІБ плівки іонами з енергією ~100 еВ порушується порядок у структурі частини кластерів G-фази, тобто вони перетворюються в кластери D-фази, що виявляється на спектрах КРС як зростання I_D/I_G. При цьому залишаються тільки такі G-кластери, у яких графітоподобні (базисні) площини паралельні потоку іонів. Тобто під дією ІБ відбувається текстурування аморфної плівки, про що свідчать дані електронної мікроскопії та електронографії. Виникнення текстури в аморфній вуглецевій плівці зв'язане з тим, що базисна площина в графіті є найщільніше упакованою, а тому найменш піддана дії іонів. Подальше збільшення енергії іонів веде до підвищення температури в локальних температурних піках, що приводить до відпалювання дефектів і впорядковування (графітизації) структури всередині кластерів, що видно зі зниження I_D/I_G на спектрах КР. Ці дослідження показують, що ІБ, як ефективний інструмент для створення sp³-зв'язків в АПП вуглецю, одержуваних іонно-променевим розпиленням графіту, не має схожої дії за МР графіту.

Аналіз умов, у яких формується АПП із sp³-типом зв'язку, показує, що: (i) плівко- утворювальними частками повинні бути тільки атоми й іони вуглецю; (ii) енергія частинок, що надходять на підкладку, повинна бути контрольованою і чітко обмеженою. Відхилення від цих вимог приводить до формування плівок з sp²- типом зв'язків.

У випадку МР, по-перше, енергія частинок, що відбилися від мішені і бомбардують підкладку, має великий розкид і не може бути контрольованою; по-друге, відомо, що при розпиленні графіту серед розпилюваних частинок поряд з атомами присутні кластери з декількох атомів. Оскільки ці умови сильно відрізняються від необхідних для осаджування АПП, а наша спроба вплинути на тип зв'язку у вуглецевих плівках за допомогою температури підкладки та ІБ не дала позитивних результатів, можна вважати, що саме неконтрольоване бомбардування поверхні росту і неоднорідний склад плівкоутворювальних частинок при МР перешкоджають утворенню алмазоподобних плівок.

2.5. Особливості формування плівок при безреакційному (в аргоні) МР сполук (BN, TiN, AlN). При розпиленні цих сполук не було виявлено впливу фізико-технологічних параметрів (тиску робочого газу, його складу, Т_п, ІБ) на склад плівок. Разом з тим, при РМР сплаву W-Ti, графіту (див. вище) і алюмінію (табл. 1) склад плівок залежав від параметрів осаджування. Зіставляючи ці результати, можна припустити, що причиною є різний вигляд плівкоутворювальних частинок, генерованих при реакційному і безреакційному розпиленні.

Таблиця 1 Залежність складу плівок від параметрів осаджування при ВЧ-РМР мішені з Al

Так, при РМР сплаву (W-30Ti) серед плівкоутворювальних частинок присутні молекули, і вплив ІБ на склад плівок істотно слабше, ніж при МР цього сплаву, коли плівкоутворювальними частинками були тільки атоми. Тобто, якщо розпилення сполуки відбувається у вигляді атомів і молекул одночасно, тоді відхилення складу плівки від складу мішені під дією технологічних параметрів буде тим меншим, чим більшою буде частка молекул. Це дає підставу вважати, що розпилення мішеней BN, TiN, AlN у наших дослідженнях відбувається переважно в молекулярному виді. Якщо не було виявлено впливу параметрів осаджування на склад плівок, одержуваних МР сполук, то зміни в структурі цих конденсатів під дією ІБ були помітні та мали ту ж спрямованість, що й у випадку плівок, одержуваних РТІО чи РМР. Саме при перевищенні іонами (індивідуальної для кожної сполуки) енергії спостерігалося зниження чи зникнення текстурування плівки і зменшення розмірів зерен.

При вивченні впливу тиску робочого газу на структуру і властивості плівок BN, що осаджуються без ІБ, виявлено, що плівки, отримані при високому (2,0 Па) тиску, мали полікристалічну структуру h-BN, містили ~1,5-3,0% домішки кисню, їхня мікротвердість була 15-19 ГПа. Плівки, осаджувані при низькому (0,2 Па) тиску, були квазіаморфні, містили в середньому вдвічі менше домішок і були твердішими (22-24 ГПа). Аналогічний вплив на структуру і властивості цих плівок мало ІБ. Це означає, що зміна властивостей плівок при низькому тиску є наслідок їхнього неконтрольованого бомбардування відбитими від мішені швидкими частками, яке підсилюється при зниженні тиску робочого газу (див.вище). Результат впливу бомбардування на властивості плівок BN такий сам, як для РТІО плівок In₂O₃ і AlN: їхня мікроструктура змінювалася в напрямку підвищення густини і зменшення розміру зерна. Таким чином, якщо плівка формується переважно з молекул (розпилення BN, AlN, TiN), тоді вплив ІБ чи бомбардування швидкими частками позначається на їхній структурі і не стосується складу. У випадку формування плівки переважно чи тільки з атомів бомбардування може впливати також і на її склад (РТІО плівок InN, МР сплаву (W-Ti)).

В ТРЕТЬОМУ РОЗДІЛІ описано результати досліджень процесів при НВЧ-ЕЦР активованому хімічному осадженні (НВЧ-ЕЦР CVD) плівок нітриду вуглецю із суміші газів СН₄-N₂ та обговорюються механізми їхнього формування.

Принцип активації хімічних процесів електричним розрядом у газі при одержанні плівок РА CVD полягає в дисоціації молекул газу електронним ударом. Чим вища концентрація електронів, їхня температура і частота зіткнень, тим вища ефективність процесу. Найменш вивчено у такому застосуванні НВЧ-розряд. У зв'язку з цим було проведено дослідження росту плівок, одержуваних CVD з активацією НВЧ-розрядом і утриманням електронів у магнітному полі для підвищення ефективності процесів іонізації та дисоціації. Як об'єкт обрано плівки нітриду вуглецю. Цей об'єкт обрано з метою порівняння механізмів формування плівок одного матеріалу, одержуваного різними методами (РМР - розд. 2), а також у зв'язку з його особливими механічними властивостями.

Встановлено, що найбільший вплив на склад і властивості плівок мають потужність НВЧ-випромінювання Р_НВЧ; напруга на підкладці U_п; частка азоту (%N₂) у суміші СН₄-N₂. Процеси на поверхні конденсації визначаються видом частинок, що надходять на неї. У НВЧ-плазмі молекули метану дисоціююють за реакцією СН₄®СН+3Н, С+4Н, С₂+8Н, і інтенсивність цих реакцій зростає зі збільшенням Р_НВЧ. Одночасно відбувається дисоціація (N₂®N+N, Н₂®Н+Н) та іонізація (N₂®N₂⁺, Н®Н⁺) молекул і атомів азоту та водню. З цього спектру частинок плівкоутворювальними є димери С₂ і атоми С, N та молекули СН, з яких на поверхні конденсації формується плівка сполуки CN_xH_y. Взаємодія атомів і іонів N, Н и Н⁺ з плівкою, що росте, приводить до утворення на поверхні росту летких молекул (CN), (СНN), СН_x, NH_x (х>1) з наступною їхньою десорбцією. Як показали дослідження, підвищення Р_НВЧ інтенсифікує процес утворення таких молекул, що приводить до зниження швидкості росту плівки V_Р і впливає на вміст у ній азоту (N/C). Визначено оптимальне значення Р_НВЧ, при якому V_Р і N/C для плівок максимальні.

Дослідження залежностей N/C і V_Р від вмісту азоту в робочому газі (%N₂) для плівок, осаджуваних при оптимальному значенні Р_НВЧ=150 Вт і за відсутності ІБ (U_п=0 В), показали, що V_Р зростає зі збільшенням %N₂, досягаючи максимуму при %N₂@35% (мал. 16). Це означає, що завдяки реакції з азотом плівкоутворювальні частинки, які за відсутності азоту десорбувались з поверхні конденсації, залишаються на ній. Цей процес одночасно забезпечує підвищення N/C у плівці (мал. 16). Зниження V_Р і досягнення насичення азотом плівки за збільшення %N₂ понад 50% зв'язані зі зниженням у робочому газі частки метану, що є постачальником вуглецевовмісних плівкоутворювальних частинок (мал. 16). Принциповим обмежником вмісту азоту в таких плівках є водень, що входить до складу плівкоутворювальних частинок СН і присутній у вигляді атомів на поверхні конденсації. Хімічна активність водню вища, ніж азоту, тому він є активним конкурентом азоту в утворенні зв'язків з вуглецем.

Проте, завдяки вищій концентрації атомарного азоту, генерованого НВЧ-розрядом, вміст його в плівках CN_xH_y, осаджуваних без ІБ, на 30-50% вищий, ніж у плівках, отриманих CVD методами, актованими ВЧ-розрядом чи розрядом на постійному струмі. Крім того, збільшення густини плазми шляхом утримання електронів у зоні ЕЦР також підвищило ефективність генерації плівкоутворювальних частинок за рахунок посилення процесів дисоціації й іонізації в зоні ЕЦР. Це дозволило проводити осаджування плівок при нижчому тискові робочого газу (0,1-0,05 Па) у порівнянні з застосовуваних в РА CVD методах і, відповідно, підвищити швидкість росту плівки і контроль за процесами осаджування.

З досліджень ІЧ-спектрів було встановлено, що плівки CN_xH_y, осаджувані без ІБ (U_п=0 В), мають полімероподібну структуру, відмінну від структури полімерних вуглеводневих плівок СН_х присутністю трьох додаткових смуг поглинання, викликаних коливаннями N-H і CєN зв'язків. Цей результат, а також дослідження КР-спектров цих плівок показують, що атоми в плівці CN_xH_y зв'язані sp²-зв'язками.

Осаджування плівок CN_xH_y в умовах ІБ (подавання напруги на підкладку) вплинуло на їхні властивості і наклало обмеження на технологічні параметри. Так, якщо при U_п=-100 В частка азоту в метані перевищувала 20%, струм іонів N₂⁺, що бомбардують підкладку, збільшувався настільки, що конденсація плівки припинялася. Таке обмеження %N₂ у робочому газі накладає обмеження і на вміст азоту N/C у плівках, максимальна величина якого для плівок, осаджуваних в умовах ІБ, не перевищувала N/C=0,23. Тенденції залежностей V_Р і N/C від U_п (чи енергії іонів) для плівок CN_xH_y (мал. 17) збігаються з такими ж залежностями для плівок CN_x, отриманих РМР (мал. 12). Це є свідченням ідентичності впливу іонного бомбардування на процеси, які протікають при формуванні плівок, що осаджуються принципово різними методами осаджування. Деякий ріст вмісту азоту в плівках CN_x і CN_xH_y, а також у плівках GaN, що спостерігається на графіках N/C (мал. 12, 17) і N/Ga від U_п (мал. 2) і з'являється при U_п~-(110-150) В, має одну фізичну природу.

Вплив ІБ на структуру плівок CN_хН_у, за даними оптичних досліджень (ІЧ- і КРС- спектроскопія), виявився аналогічним тому впливові, який спостерігався для плівок CN_х і плівок вуглецю. Полімероподібна структура плівок CN_хН_у під дією ІБ піддається подрібленню на менші кластери. Ці кластери структурно наближені до D- і G-кластерів в аморфній вуглецевій плівці, але більші за розміром, і частина атомів вуглецю в них заміщена азотом і воднем. З ростом інтенсивності ІБ, як і у випадку вуглецевих плівок, всередині кластерів відбувається упорядкування в напрямку графітизації, тоді як їхні розміри трохи зменшуються.

Мікротвердість плівок CN_хН_у зростає зі збільшенням інтенсивності ІБ, однак її максимальна величина не перевищує 7 ГПа, що нижче за мікротвердість плівок CN_x, отриманих РМР, і значно нижче за мікротвердість а-С:Н плівок (~20 ГПа) з sp³-типом зв'язку. Твердість матеріалу визначається його складом, характером міжатомної взаємодії і мікроструктурою. Природа sp²-зв'язку в плівках CN_хН_у визначає невисоку мікротвердість цього матеріалу, тоді як зменшення розмірів вихідних елементів його мікроструктури під дією ІБ приводить до збільшення його мікротвердості. Роль ІБ у формуванні мікроструктури та її опосередкований вплив на мікротвердість розглянута нами для плівок (W_,Ti)N і BN (розд. 2), і такий її прояв є загальним для різних плівкових матеріалів і методів їхнього одержання.

Принциповою відмінністю в механізмах формування плівок CN_хН_у при їхньому синтезі (НВЧ-ЕЦР CVD) методом і при одержанні плівок CN_х за допомогою РМР є присутність у плазмі побічного продукту розкладання метану - водню. Його наявність у плівках суттєво вплинула на їх склад та структуру, а через них - на механічні властивості конденсатів.

ЧЕТВЕРТИЙ РОЗДІЛ присвячено вивченню механізмів формування плівок, одержуваних імпульсним лазерним випаровуванням (ІЛВ), та пошуку розв'язків найважливіших проблем методу.

Метод ІЛВ відрізняється від інших методів плівкової технології такими особливостями.

При дії лазерного імпульсу короткої тривалості і великої потужності на поверхні речовини розвиваються настільки високі температури, що всі її компоненти можуть бути переведені в парову фазу одночасно і з однією швидкістю. Це дає змогу очікувати на отримання конденсату зі складом, наближеним до складу мішені.

Конденсовані частинки мають високу кінетичну енергію, що може позитивно впливати на властивості плівки.

Незважаючи на великий експериментальний матеріал з дослідження ІЛВ , присутність у лазерних конденсатах макродефектів у вигляді крапель (ефект бризків) залишається одним з найважливіших недоліків методу; механізми формування складу і структури лазерних конденсатів до кінця не встановлені (Chrisey D., Hubler G., 1994). У зв'язку з цим поставлено дослідження з установлення теплофізичних властивостей металів, відповідальних за виникнення рідкої фази в продуктах їхнього руйнування лазерним випромінюванням; з вивчення механізмів формування і причин порушення складу лазерних конденсатів сплавів і сполук; здійснено пошук оптимального типу мішені для одержання лазерних конденсатів з мінімальною дефектністю.

Випаровування матеріалів проводилося у вакуумі (10^-3 Па) імпульсом випромінювання з l=1,06 мкм, енергією 1000 Дж і тривалістю 1 мс. Змінним технологічним параметром була густина потужності випромінювання: q=1,5Ч10⁶ Вт/см² (розфокусований) і 5Ч10⁷ Вт/см² (сфокусований) режими.

4.1. Частка пари в продуктах руйнування металів лазерним імпульсом. Продукти руйнування матеріалу лазерним випромінюванням містять парову і рідку фази. З першої формується плівка речовини, друга присутня на поверхні конденсації у виді макродефектів - крапель чи проколів, залишених краплями, що відбилися. Тому вирішення проблеми зв'язку між теплофізичними властивостями матеріалу та часткою парової фази в продуктах його руйнування означає вирішення однієї з найважливіших ІЛВ проблем. Спроби попередніх дослідників установити кореляцію між часткою пари в продуктах випаровування металів лазерним імпульсом і їхніми фізичними властивостями не дали належних результатів.

Для її розв'язку обрано ряд металів з різними температурами плавлення (Т_пл), інтенсивного випаровування (Т_випар) і теплопровідністю. Для кожного металу визначали частку пари в продуктах його руйнування лазерним імпульсом, що складалися з рідкої (у виді крапель різного розміру) і парової фаз. Загальну масу m продуктів руйнування визначали зважуванням мішені до і після "пострілу", масу пари m_v у них установлювали за спеціально розробленою методикою на підставі виміру товщини плівки, сконденсованої з пари. Виявлено чітку залежність між m_v/m і різницею DТ= Т_випар-Т_пл (мал. 18а).

Чим менша ця різниця, тим більше пари в продуктах лазерної абляції металу. Об'єм розплавленого металу в зоні дії випромінювання залежить від швидкості відведення тепла з цієї зони, яка визначається швидкістю випаровування металу і його теплопровідністю. Якщо при Т_пл метал випаровується інтенсивно і його теплопровідність висока, тоді об'єм розплаву і, відповідно, кількість крапель у продуктах руйнування, менша, а частка пару більша. Ілюстрацією цього є Cr і Zr з близькими Т_пл, але сильно відмінними теплопровідністю і Т_випар (мал. 18а).

Кореляція між часткою пари і DТ= Т_випар -Т_пл зберігається й у випадку випаровування сфокусованим імпульсом, хоча частка пари значно нижча для всіх металів (мал. 18б). Це зумовлено тим, що кратер, який утворюється на мішені після "пострілу" сфокусованим випромінюванням, виявляється набагато глибшим. Пари металу, перегріті у вузькому і глибокому кратері, передають частину енергії його стінкам, розплавляючи їх і виносячи велику масу розплаву у вигляді крапель. Отже, енергія випромінювання при такому режимі витрачається менш ефективно через те, що вона перерозподіляється на нагрівання-плавлення металу.

Проведені дослідження, по-перше, дозволили встановити теплофізичні характеристики матеріалу, від яких залежить ефект бризків, по-друге, показали, що існують принципові обмеження можливості одержання плівок ІЛВ методом без макродефектів.

4.2. Особливості формування складу і структури лазерних конденсатів. Для досліджень обрано речовини, що складаються з хімічно слабко (сплави 80Fe-20Co, 80Fe-17Ni-3Cr, 50Fe-50Si, 80Fe-20B, 75Nb-25Si) і сильно (сполуки LaВ₆, SiC, CdSe, силіциди Fe, Cr, Ti, W, Ta, BN, AlN, Si₃N₄) зв'язаних елементів.

Установлено, що склад плівок, отриманих випаровуванням сплавів із сильно відмінними теплофізичними властивостями компонентів, збагачений більш звітрюваним компонентом (кремнієм для Nb-Si, залізом для Fe-B). Якщо ж компоненти сплаву мають близькі теплофізичні характеристики, то склад плівок збігається зі складом мішені (Fe-Co, Fe-Ni-Cr, Fe-Si). Це означає, що механізм лазерного випаровування сплавів такий сам, як і при звичайному випаровуванні, і відповідає закону Рауля.

Закономірності, встановлені при випаровуванні металів, виявилися справедливими і для випаровування сплавів. Так, у плівках, отриманих випаровуванням сплаву 50Zr-50Ni, виявлено підвищену кількість крапель Zr, тоді як склад самої плівки був сильно збагачений Ni. Ефект зумовлений відмінністю теплофізичних властивостей Ni і Zr. Коли температура на поверхні сплаву під дією випромінювання досягала величини інтенсивного випаровування нікелю, цирконій був тільки в розплавленому стані й у вигляді крапель був перенесений парами нікелю на поверхню конденсації.

Склад плівок, отриманих випаровуванням сполук, в основному збігався з вихідним. Однак у плівках силіцидів Cr, Ta, Ti, SiС, незважаючи на те, що в середньому склад мішені і конденсату збігається, виявлено окремі краплі чи невеликий надлишок більш легкоплавкого компонента - кремнію, що свідчить про часткову дисоціацію цих сполук при випаровуванні. У випадку випаровування нітридів алюмінію і кремнію плівки не містили (AlN) чи майже не містили (Si₃N₄) азоту, тоді як у плівках BN помітний дефіцит азоту спостерігався лише при випаровуванні мішені в сфокусованому режимі.

Ці результати свідчать про різноманітні механізми формування складу плівок сполук. Більшість тугоплавких сполук, очевидно, розпилюються переважно у вигляді молекул з невеликою дисоціацією, що забезпечує близькість складу мішені і плівки. Окремі з них при випаровуванні цілком (AlN, Si₃N₄) чи частково (BN) дисоціюють, тому плівки позбавлені азоту чи збіднені ним. Легкоплавкі сполуки (CdSe) випаровуються з повною дисоціацією, і для них реалізується механізм лазерного випаровування, коли мішень розігрівається до температури, при якій всі компоненти, як легкоплавкі, випаровуються однаково.

Структура плівок всіх тугоплавких сполук, осаджуваних на підкладки при Т_п<500°С, була аморфною. Це пояснюється двома причинами: (i) впливом неконтрольованого бомбардування поверхні росту швидкими частинками, що присутні в лазерній плазмі, генерованій при взаємодії випромінювання з мішенню; (ii) високою неоднорідністю плівкоутворювальних частинок - від атомів до кластерів з багатьма десятками атомів, наслідком чого є їхня нижча рухливість на поверхні росту. Саме ці фактори відповідальні за нижчу в середньому досконалість кристалічної структури лазерних плівок у порівнянні зі структурою плівок тих же сполук, осаджуваних іншими методами.

Вплив теплофізичних властивостей мішені на характеристики лазерних конденсатів.

Вище було показано, що висока теплопровідність сплавів приводить до втрати частини енергії випромінювання на нагрівання і плавлення мішені. Теплопровідність мішені можна знизити, виготовивши її з порошку. Однак досліджень, у якому вигляді найфективніше застосовувати порошок - довільно насипаний чи пресований з різною густиною, раніше не проводилося.

Для розв'язку цього питання було виготовлено мішені холодним пресуваням (ХП) (W, CdSe, Nb₃Ge, 90W-10Cu) і гарячим пресованям (ГП) (90W-10Cu, силіциди Cr, Ta, W, Ti) порошків і проведено дослідження ефективності випаровування (товщина плівки, яка була напилена за імпульс), рівня дефектності і складу плівок залежно від типу мішені і густини потужності випромінювання.

Ефективність випаровування ГП мішеней 100-200 нм/імп. (q=1,5Ч10⁶ Вт/см²), що в середньому в 3-10 разів перевищувало ефективність випаровування сплавів. Дефектність плівок була порівняно невисока і слабко залежала від q; склад плівок усіх сполук, крім 90W-10Cu, збігався з вихідним. Ефективність випаровування ХП мішеней була дещо вища, однак істотно вищою була їхня дефектність. Плівки, отримані випаровуванням ХП і ГП мішеней 90W-10Cu, збагачені міддю, причому вона присутня в плівці в основному у виді крапель. Склад плівок інших сполук був наближений до вихідного.

Електронно-мікроскопічні дослідження кратерів, залишених на мішенях лазерним "пострілом", показали, що причиною підвищеної дефектності плівок, отриманих випаровуванням ХП мішеней, виявилися гази, оклюдовані в порах ХП мішені. Виходячи з них через тонкий шар розплаву з великою швидкістю, вони захоплюють за собою краплі рідини, що переносяться на підкладку. Оптимальним видом з погляду ефективності випаровування лазером є гарячепресовані мішені. Однак наші дослідження і літературні дані показують, що бездефектні лазерні конденсати одержати неможливо, якщо не використовувати спеціальних заходів для сепарації великих частинок. Причина цього - властивий ІЛВ високий рівень нерівноважності всіх процесів, що породжує високу неоднорідність виду й енергії плівкоутворювальних частинок.

В П'ЯТОМУ РОЗДІЛІ проводиться порівняння чотирьох досліджених методів з погляду механізмів і особливостей формування складу і структури плівок. Однорідний атомарний потік плівкоутворювальних частинок, гнучкість і простота контролю їхнього потоку й енергії, формування плівки з окремих атомів на поверхні підкладки - ці особливості методів ТІО/РТІО дозволяють керувати складом і структурою плівок у широких межах.

При осаджуванні плівок методами розпилення механізм формування їхнього складу і структури ускладнюється. Такі особливості цієї групи методів, як неконтрольоване бомбардування поверхні росту відбитими від мішені швидкими частками і поява в складі плівкоутворювальних частинок поряд з атомами молекул, вміст яких важко регулювати, впливають на склад і структуру плівок та обмежують можливості керування їхніми властивостями. Разом з тим використання методів розпилення дозволяє отримати значно ширший спектр плівкових матеріалів.

При одержанні плівок активованими плазмою методами CVD, керування властивостями плівок ускладнюється обов'язковою присутністю на поверхні росту небажаних домішок у вигляді газів. При осаджуванні плівок деяких речовин (наприклад, кремнію із силану) ці гази не впливають істотно на їхній склад, однак з цієї причини плівки деяких сполук не можна отримати за допомогою цієї групи методів. При осаджуванні плівок нітриду вуглецю такою домішкою є водень, присутність якого обмежує концентрацію азоту в плівках і змінює їх склад. Крім того, при одержанні плівок PACVD на поверхні конденсації протікають набагато складніші фізико-хімічні процеси, ніж у попередніх методах, що додатково ускладнює керування процесом осадження.

Найменш керованим з вивчених методів є метод ІЛВ, що зумовлено високою складністю та різноманіттям процесів, які протікають при взаємодії імпульсу оптичного випромінювання великої енергії з речовиною. Вид частинок, що надходять на підкладку, вкрай неоднорідний - від іонів до багатоатомних кластерів, рідких і твердих великих частинок. Їхня енергія залежить від розмірів частинок і змінюється від теплової до сотень еВ. Наслідком цих явищ є висока неоднорідність лазерних конденсатів за структурою, складом, а також практично неминуча присутність в них макродефектів.

ВИСНОВКИ

Основним результатом дослідження механізмів формування складу і структури плівок є встановлення універсальних для всіх методів осаджування фізичних факторів, відповідальних за формування цих фундаментальних характеристик плівок, і виявлення загальних закономірностей формування плівок, одержуваних методами іонно-плазмової технології. Таким чином вирішена важлива фізико-технічна проблема плівкового матеріалознавства, що дало змогу науково обґрунтовано підходити до вибору оптимального методу одержання плівок з необхідними характеристиками. Вірогідність отриманих результатів забезпечено великою кількістю експериментальних даних, отриманих для широкого спектру матеріалів за допомогою сучасних методів технології та дослідження.

В результаті проведених досліджень було встановлено, що:

Найважливішими факторами (поряд з температурою підкладки), що визначають фундаментальні характеристики конденсату незалежно від методу його одержання, є вигляд плівкоутворювальних частинок (атоми, атомні кластери, молекули) та енергія частинок, що надходять на поверхню росту. Чим однорідніші плівкоутворювальні частинки, тим досконалішим за складом і структурою буде конденсат, тим керованішим буде процес росту плівки. Присутність у потоці, що падає на підкладку, частинок, енергія яких значно перевищує енергію плівкоутворювальних частинок, є чинником, що активно впливає на всі властивості плівок і проявляється аналогічно, незалежно від методу одержання.

Існує принципова відмінність у впливі частинок, що бомбардують, на поверхню вже сформованої плівки та плівки, яка є в стадії формування. У першому випадку механізм розпорошення аналогічний механізмові, як при розпиленні поверхні твердого тіла. В другому - механізмом є розпилення з поверхні росту адатомів, які мігрують, для чого потрібна істотно менша енергія (десятки еВ). Результатом цього може стати збідніння плівки більш легко розпилюваним компонентом (з меншими атомною масою чи енергією адсорбції).

Бомбардування плівки, що росте, може спричинити зміну її складу за двох умов: якщо формування плівки відбувається з атомів на поверхні конденсації і якщо компоненти плівки виявляють слабку взаємну хімічну активність. Тоді, залежно від енергії частинок, бомбардування може знизити кількість одного з компонентів плівки (Ti у плівках, отриманих МР сплаву W-30ат. %Ti), або плівка сполуки може взагалі не сформуватися (РТІО плівок InN). В деяких випадках для певної енергії частинок (80-120 еВ) можна спостерігати зворотний ефект (РТІО плівок GaN, РМР плівок СN_х, НВЧ-ЕЦР CVD плівок СN_хН_у). Він зумовлений появою додаткової кількості атомарного азоту на поверхні росту за рахунок ударної дисоціації молекулярних іонів N₂⁺.

Бомбардування плівки швидкими частинками проявляється на всіх стадіях її росту. Початкові стадії росту плівки характеризуються підвищеною густиною і меншими розмірами острівців. Структура суцільних плівок більш дисперсна і менш пориста, такі плівки стійкіші до окисленення і старіння та містять менше домішок (ТІО плівок In).

Бомбардування аморфних плівок приводить до зменшення розмірів вихідних структурних елементів (кластерів), тоді як упорядкованість їхньої структури залежить від енергії частинок. При енергії до ~100 еВ спостерігається зменшення ближнього порядку в кластерах, а при вищій енергії - збільшення (а-С плівки і плівки СN_х, отримані МР і РМР відповідно, плівки СN_хН_у, осаджувані НВЧ-ЕЦР CVD).

Температура епітаксіального росту плівки знижується, якщо він здійснюється в умовах бомбардування частинками з визначеною енергією (~130 еВ). Тоді змінюється механізм росту плівки від тривимірного до пошарового квазідвомірного шляхом рідиноподібної коалесценції пласких монодисперсних острівців. Суцільність таких плівок настає при меншій середній товщині і вони менш пористі (РТІО плівок GaN).

Модифікація мікроструктури плівок під дією ІБ опосередковано впливає на їхні механічні властивості (мікротвердість плівок ВN, (W,Ti)N, СN_хН_у, стійкість зношування та коефіцієнт тертя плівок СN_хН_у).

При магнетронному розпиленні неконтрольоване бомбардування поверхні конденсації енергетичними нейтральними і зарядженими частинками, відбитими від мішені, викликає порушення складу плівки (МР сплаву W-30ат.%Ti) і зміну її мікроструктури (ВЧ-МР мішені ВN).

У складі частинок, генерованих при реакційному магнетронному розпиленні металів (Ti) чи сплавів (W-Ti) у суміші Ar-N₂, поряд з атомами металів присутні молекули нітридів відповідних металів. Відносна концентрація молекул зростає зі збільшенням парціального тиску азоту і досягає декількох десятків відсотків (~13-17% TiN, 30-35% WN). Магнетронне розпилення сполук (ВN, AlN, TiN) в середовищі аргону відбувається переважно в молекулярному вигляді. Присутність молекул на поверхні росту зменшує вплив технологічних факторів на склад плівок і вимагає вищої температури підкладки для одержання плівок з досконалішою структурою (плівки (W,Ti)N отримані РМР; плівки сполук, отримані МР та ІЛВ).

Спосіб активації процесу CVD методом НВЧ-ЕЦР є ефективнішим, ніж інші (ВЧ-розряд, розряд на постійному струмі). Це виявляється в збільшенні вмісту азоту на 30-50% у плівках СN_хН_у, отриманих цим методом. Головна особливість методів CVD - неминуча присутність домішок у газовій фазі. Так, присутність водню стала причиною обмеження вмісту азоту в плівках СN_хН_у, оскільки водень є активним конкурентом азоту при його взаємодії з вуглецем.

Механізм формування складу плівок при ІЛВ сплавів аналогічний механізмові формування за звичайних методів випаровування. Для одержання плівок зі складом, що відповідає складові сплаву, його компоненти повинні мати схожі теплофізичні характеристики (температуру плавлення, температуру інтенсивного випаровування і теплопровідність).

Механізми формування сполуки плівок при ІЛВ сполук складніші та залежать від властивостей сполуки (енергії зв'язку її компонентів, температури плавлення, можливості його молекулярного випаровування). Склад плівок наближений до вихідного при випаровуванні сполук зі слабкою дисоціацією (силіциди Cr, W, Ti, Ta, Si, Ti, LaВ₆, BN), легкоплавких сполук (CdSe), а також, якщо їхні компоненти мають близькі теплофізичні властивості.

Існує кореляція між часткою пари в продуктах руйнування металів лазерним імпульсом та їхніми теплофізичними властивостями. Необхідною умовою для одержання максимальної частки пари є мінімальна різниця між температурами плавлення та інтенсивного випаровування для даного металу. Цей результат вказує, що одержати лазерний конденсат з мінімальним числом макродефектів можна лише у випадку, якщо теплофізичні властивості мішені задовольняють знайденій умові.

Оптимальним видом мішеней для одержання лазерних конденсатів з мінімальним числом макродефектів є мішені, отримані гарячим пресуванням порошків відповідних сполук. Використання таких мішеней дає змогу найефективніше перетворити енергію оптичного випромінювання в теплову для випаровування матеріалу.

Кристалічна структура лазерних конденсатів у середньому менш досконала, ніж структура плівок, осаджуваних при такій самій температурі підкладки іншими методами фізичного осаджування. Це зумовлено високою неоднорідністю складу плівкоутворювальних частинок і їх широким енергетичним розподілом. Обидва ці фактори є природним наслідком украй нерівноважних процесів, що розвиваються при дії імпульсу ОКГ великою густиною потужності на поверхню твердого тіла.

ОСНОВНІ РЕЗУЛЬТАТИ ДИСЕРТАЦІЇ ВИКЛАДЕНО В ТАКИХ РОБОТАХ

Пилянкевич А.Н., Куликовский В.Ю., Шагинян Л.Р. Исследование возможности получения пленок тугоплавких веществ методом импульсного лазерного испарения // Электронная техника, сер. Материалы.-1981. -№4.-С.71-76.

Куликовский В.Ю., Шагинян Л.Р., Смирнов В.П., Кухтарева Т.В. Влияние теплофизических свойств мишеней на некоторые характеристики лазерных конденсатов // Электронная техника, сер. Материалы.-1981. -№11.-С.29-32.

Бессараба В.И., Макаренко Т.И., Падерно Ю.Б., Шагинян Л.Р., Пилипенко В.А. Тонкие пленки карбида тантала, полученные катодным распылением // Электронная техника, сер. Материалы.-1981. -№10.-С.3-7.

Шагинян Л.Р., Черняев В.Н., Кондрашин А.А., Бессараба В.И. Импульсно-плазменное распыление гексаборида лантана // Порошковая металлургия.-1981.-№9.-С.88-91.

Куликовский В.Ю., Пилянкевич А.Н., Шагинян Л.Р. О точности прямого измерения интенсивности электронограмм // Заводская лаборатория.-1981.-№12.-С.29-31.

Черняев В.Н., Васильев А.М., Бессараба В.И., Шагинян Л.Р. Получение и исследование свойств тонких пленок гексаборидов РЗМ (обзор) // Электронная техника, сер. Материалы.-1982. -№7.-С.3-9.

Бессараба В.И., Шагинян Л.Р., Пилянкевич А.Н. Структура пленок карбида тантала // Электронная техника, сер. Материалы.-1982. -№6.-С.76-79.

Пилянкевич А.Н., Куликовский В.Ю., Шагинян Л.Р. Определение доли паровой фазы при воздействии импульсного лазерного излучения на металлы // ФХОМ.-1984.-С.7-11.

Pilyankevich AN., Kulikvsky V.Yu., Shaginyan L.R. influence of ion bombardment on the structure of ion plated indium films // Thin solid films.-1986.-v.137.-P.215-224.

Пилянкевич А.Н., Куликовский В.Ю., Шагинян Л.Р. Механизм синтеза пленок нитрида индия при термоионном реакционном осаждении // Поверхность.-1986.-№10.-С.97-105.

Пилянкевич А.Н., Куликовский В.Ю., Шагинян Л.Р. Исследование состава и структуры пленок нитрида галлия, осажденных в условиях ионной бомбардировки // Поверхность.-1987.-№6.-С.75-80.

Пилянкевич А.Н., Куликовский В.Ю., Шагинян Л.Р., Новоженюк Л.И. Исследование процессов образования пленок нитрида алюминия, получаемых в условиях ионной бомбардировки // Поверхность.-1988.-№6.-С.68-74.

Пилянкевич А.Н., Куликовский В.Ю., Шагинян Л.Р. К вопросу о влиянии ионной бомбардировки на состав пленок, получаемых реактивным осаждением // Поверхность.-1988.-№8.-С.147-150.

Дыбань А.Ю., Косско И.А., Пилянкевич А.Н., Шагинян Л.Р. Ионно-стимулированная сорбция азота при термоионном осаждении нитрида галлия // Поверхность.-1990.-№2.-С.67-72.

Власкина С.И., Дыбань А.Ю., Кицюк Н.В., Родионов В.Е., Шагинян Л.Р. Эпитаксиальные пленки нитрида галлия на сапфире: электрические и оптические свойства // Поверхность.-1991.-№9.-С.40-44.

Пилянкевич А.Н., Куликовский В.Ю., Шагинян Л.Р. О механизме образования пленок, получаемых реакционным ионно-плазменным осаждением // Поверхность.-1991.-№12.-С.24-28.

Власкина С.И., Дыбань А.Ю., Родионов В.Е., Шагинян Л.Р. Фотолюминесценция пленок нитрида галлия, полученных термоионным осаждением на различных подложках // оптоэлектроника и полупроводниковая техника.-1991.-вып.19.-С.62-65.

Верещака В.М., Куликовский В.Ю., Шагинян Л.Р. Получение пленок нитрида титана безреакционным магнетронным распылением // Поверхность.-1992.-№3.-С.57-62.

Onoprienko A.A., Shaginyan L.R. Role of microstructure in forming thin carbon film properties // Diamond and related materials.-1994.-№3.-?.1132-1136.

Куликовский В.Ю., Шагинян Л.Р., Верещака В.М. Сравнительное исследование состава и структуры пленок AlN, полученных распылительными методами и реакционным термоионным осаждением // Тонкие пленки в электронике, т.1.-М.: АО ЦНИТИ "Техномаш".-1995.-С.42-45.

Кulikovsky V.Yu., Shaginyan L.R., Vereshaka V.M., Hatynenko N.G. Preparation of thin hard boron nitride films by r.f. magnetron sputtering // Diamond and related materials.-1995.-№43.-Р.113-119.

Zubka A, Dwilinski R., Suchanek B., Janik W., Kwyatkowsky S., Kaminska M., Shaginyan L. GaN layers grown by reactive ion plating // Acta physica polonica A.-1995.-V.88.-№5.-P.1058-1063.

Курдюмов А.В., Куликовский В.Ю., Шагинян Л.Р., Петруша И.А. Кубический нитрид бора -перспективный материал для микроэлектроники // Тугоплавкие соединения в микроэлектронике.-К.: изд.ИПМ.-1996.-С.15-19.

Dwilinski R., Zubka A, Janik W., Kwyatkowsky S., Kaminska M., Shaginyan L. Growth of GaN layers using reactive ion plating method // J.of CVD.-1996.-V.4-P.212-218.

Shaginyan L.R., Jastrabik L., Fendrych F. Influence of deposition conditions on the growth and mechanical properties of CN_xH_y films obtained by ECR plasma activated CVD // Surface and coatings technology.-1998.-№99.-P.42-51

Shaginyan L.R., Artamonov V.V., Valakh M.Ya., Vysotsky V.G. Ion bombardment effect on CN_xH_y films properties // Functional materials.-1999.-v.6.-№5.-Р.836-841.

Shaginyan L.R., Onoprienko A.A., Vysotsky V.G., Artamonov V.V. Microstructure evolution of amorphous carbon films with substrate temperature // Functional materials.-1999.-v.6.-№5.-Р.851-855.

Shaginyan L.R., Onoprienko A.A., Vereshaka V.M., Fendrych F., Vysotsky V.G. Role of ion bombardment in forming CN_x and CN_xH_y films deposited by rf magnetron sputtering and ECR PA CVD methods // Surface and coatings technology.-1999.-№113.-P.134-139.

Shaginyan L.R., Misina M., Musil J., Regent F. Characterization of hard Ti-W-N films deposited by reactive DC magnetron sputtering // Kovine, zlitine, tehnologije.-1999.-v.33.-P.497-500.

Shaginyan L.R., Fendrych F., Jastrabik L., Soukup L., Kulikovsky V.Yu., Musil J. CN_xH_y films obtained by ECR PA CVD: role of substrate bias (DC,RF) and some other deposition parameters in growth mechanisms // Surface and coatings technology.-1999.-№116-119.-P.65-73.

Jastrabik L., Soukup L., Shaginyan L.R., Onoprienko A.A. Deposition conditions and composition and structure relationships for nitride carbon films // Surface and coatings technology.-2000.-№123.-P.261-267.

Shaginyan L.R. Influence of ion bombardment on mechanical properties of CN_xH_y films obtained by ECR plasma activated CVD // Электрон. микроскопия і твердость материалов. -К.: изд. ИПМ.-1998.-№8.-С.136-143.

Шагинян Л.Р. Методи получения, структура и свойства пленочных материалов на основе системы углерод-азот (обзор) // Порошковая металлургия.-1998.-№11/12.-С.89-103.

Shaginyan L.R. Formation mechanisms of nitride carbon films deposited by ECR activated CVD and reactive magnetron sputtering // J. of CVD.-1998.-v.6-№3.-P.219-231.

Шагинян Л.Р. Исследование влияния ионной бомбардировки на свойства пленок электронно-микроскопическими и электронно-зондовыми методами // Электрон. микроскопия и прочность материаллов. К.: изд. ИПМ.-1998.-№8.-С.144-153.

Shaginyan L.R. Deposition conditions composition and structure relationships for nitride carbon films deposited by ECR PACVD and reactive rf-magnetron sputtering // Abstracts of European Materials Research Society (E-MRS) Spring Meeting. -Strasbourg (France). -1999. -P.B-16.

Способ нанесения прозрачного омического контакта к карбиду кремния: А.с. 1284424 СССР, МКИ Н 01 L 21/28/ С.И.Власкина, А.Н. Деревенко, М.П. Лисица, О.Т. Сергеев, И.Т. Рассохин, Л.И. Черненко, Л.Р. Шагинян /СССР/.- №3849382; Заявлено 31.01.85; Опубл. 15.09.1986.

АНОТАЦІЇ

Шагінян Л.Р. Механізми формування тонких плівок, отриманих різними методами іонно-плазмового осаджування. - Рукопис.

Дисертація на здобуття наукового ступеня доктора фізико-математичних наук за фахом 01.04.07 - фізика твердого тіла. - Інститут проблем матеріалознавства ім. І.М.Францевича НАН України, Київ, 2001.

Дисертація присвячена встановленню загальних закономірностей та виявленню найважливіших фізичних факторів, відповідальних за формування складу і структури тонких плівок, отримуваних термоіонним і реакційним термоіонним осаджуванням, різними модифікаціями магнетронного розпилення, методами активованого плазмою хімічного осадження і лазерного випаровування. У роботі вирішено важливу фізико-технічну проблему плівкового матеріалознавства, що дозволяє науково обґрунтовано підходити до вибору оптимального методу одержання плівок з необхідними характеристиками. Установлено, що вигляд плівкоутворювальних частинок (атоми, атомні кластери, молекули) і енергія часток, що надходять на поверхню росту, для всіх методів осадження плівок є універсальними факторами, що визначають їхній склад і структуру. Ці фактори визначаються методом осаджування плівки і залежать від фізико-технологічних параметрів процесу. Показано, що умовами, які визначають повну керованість властивостями плівок, є атомарний склад плівкоутворювальних частинок і регульована енергія частинок, що бомбардують поверхню росту. Присутність на поверхні конденсації поряд з атомами молекул сполук і неконтрольоване бомбардування швидкими частинками плівки, яка росте, істотно перешкоджають формуванню плівок з досконалим складом та структурою й ускладнюють керування процесом їхнього осаджування. Отримані результати дозволяють прогнозувати характеристики плівок залежно від методу їхнього осаджування та усвідомлено підходити до їхнього керування.

Ключові слова: термоіонне і реакційне термоіонне осаджування, реакційне магнетронне розпилення, активоване плазмою хімічне осаджування, лазерне випаровування, іонне бомбардування, склад, структура, плівкоутворювальні частинки, десорбція.

Шагинян Л.Р. Механизмы формирования тонких пленок, получаемых различными методами ионно-плазменноого осаждения. - Рукопись.

Диссертация на соискание научной степени доктора физико-математических наук по специальности 01.04.07 - физика твердого тела. - Институт проблем материаловедения им. И.Н.Францевича НАН Украины, Киев, 2001.

Диссертация посвящена установлению общих закономерностей и наиболее важных физико-технологических факторов, ответственных за формирование состава и структуры тонких пленок, получаемых ТИО и РТИО, различными модификациями магнетронного распыления, методами PACVD и ИЛИ.

Установлено, что важнейшими факторами (наряду с температурой подложки), определяющими фундаментальные характеристики конденсата независимо от метода его получения, являются вид пленкообразующих частиц (атомы, атомные кластеры, молекулы) и энергия частиц, поступающих на поверхность роста. Чем более однородны пленкообразующие частицы, тем более совершенен по составу и структуре конденсат, тем более управляем процесс роста пленки. Бомбардировка растущей пленки частицами, энергия которых значительно превышает энергию пленкообразующих частиц, является фактором, активно воздействующим на все свойства пленок и проявляется сходно независимо от метода получения.

Установлено, что существует принципиальное отличие в воздействии бомбардирующих частиц на поверхность уже сформированной пленки и находящейся в стадии формирования. В первом случае механизм распыления аналогичен таковому при распылении твердого тела. Во втором - механизмом является распыление с поверхности роста мигрирующих адатомов, для чего требуется на порядок меньшая энергия. Результатом этого может явиться обеднение пленки более легко распыляющимся компонентом (с меньшими атомной массой или энергией адсорбции). Изменение состава пленки под действием бомбардировки может происходить при двух условиях: если ее формирование происходит из атомов на поверхности конденсации и если компоненты пленки проявляют слабую взаимную химическую активность. При этом, в зависимости от энергии частиц, бомбардировка может снизить количество одного из компонентов пленки (Ti в пленках, полученных МР сплава W-30ат.%Ti), или пленка соединения может вообще не сформироваться (реакционное термоионное осаждение пленок InN). Обнаруженное увеличение содержания азота в пленках, осаждаемых в условиях бомбардировки ионами N₂⁺ с определенной энергией (80-120 эВ), связано с появлением дополнительного количества атомарного азота на поверхности роста за счет ударной диссоциации этих ионов (РТИО пленок GaN, РМР пленок СN_х, РА CVD пленок СN_хН_у).

Бомбардировка пленок быстрыми частицами оказывает существенное воздействие на их структуру. Начальные стадии роста характеризуются повышенной плотностью и меньшими размерами островков. Структура сплошных пленок более дисперсна и менее пориста, такие пленки более устойчивы к окислению и старению и содержат меньше примесей.

Бомбардировка аморфных пленок уголерода, СN_х и СN_хН_у уменьшает размеры исходных структурных элементов (кластеров), тогда как упорядоченность их структуры зависит от энергии частиц. При энергии до ~100 эВ наблюдается уменьшение ближнего порядка в кластерах, а при более высокой энергии - увеличение.

Температура эпитаксиального роста пленки снижается, если он осуществляется в условиях ИБ с определенной энергией (~130 эВ). При этом изменяется механизм роста пленки от трехмерного к послойному квазидвумерному. Сплошность таких пленок наступает при меньшей средней толщине и они менее пористы (РТИО пленок GaN).

Модифицирование микроструктуры пленок под действием ИБ опосредованно влияет на их механические свойства (микротвердость пленок ВN, (W,Ti)N, СN_хН_у и износостойкость, коэффициент трения пленок СN_хН_у).

При МР неконтролируемая бомбардировка поверхности конденсации энергетичными нейтральными и заряженными частицами, отраженными от мишени, вызывает нарушения в составе пленки (распыление сплава W-30ат.%Ti) и уменьшение размеров кристаллитов (ВЧ-распыление ВN).