CC BY
56
УДК 621.382.002
В. К. Калентьев, А. С. Хабибуллин, С. Ю. Бреслав,
Ю. А. Бреслав
ПЛАЗМОХИМИЧЕСКОЕ НАНЕСЕНИЕ НА ПОЛИМЕРНЫЕ И ДРУГИЕ МАТЕРИАЛЫ КРЕМНИЙСОДЕРЖАЩИХ ПОКРЫТИЙ.
ОБЗОР. ЧАСТЬ IV
Ключевые слова: полимерные материалы, плазмохимическое нанесение, кремнийсодержащие покрытия, плазматроны
Рассмотрены процессы, основные принципы и специфика
плазмохимического нанесения кремнийсодержащих покрытий,
предварительной и пост-обработки поверхностей, моделирование и масштабирование плазмохимических процессов, их структуры в
ретроспективе развития
Keywords: polymeric materials, Plazmochemical drawing, siliceous coverings, Plazmatron.
Processes, main principles and specificity Plazmochemical drawings of siliceous coverings, preliminary and post-processings of surfaces, modeling and scaling Plazmochemical processes, their structure in a development retrospective show are considered
Структуры органо-неорганических кремнийсодержащих слоев и методы формирования их физико-химических свойств
Кремнийсодержащие слои структуры SIGxCyHz наиболее изучены и широко используются для многих изделий, таких как микроэлектроника, оптика, газовые фильтры, мембраны, биоматериалы, антикоррозионные слои и прочее [І]. В определенных условиях плазмолиза величины у и z могут быть равны нулю, и этих случаях образуются стеклообразные слои оксида кремния SiO2. Технические характеристики слоев зависят от их применения и требования к ним противоречивы. В одних случаях слои должны быть плотными, не содержащими пор и полостей, бездефектными (отсутствие границ блоков, дислокаций и пр.), в других - состоять из блоков и пор контролируемого размера. С другой стороны, слои должны быть либо максимально гидрофобны или, наоборот, должны обладать определённой смачиваемостью. Противоречивы также и требования к гибкости и прочности слоев различного назначения. Помимо решения технологических задач достижения определенных эксплуатационных характеристик слоев, необходимо решать технико-экономические задачи снижения стоимости и увеличения скорости процесса, масштабирования для промышленного производства, экологической совместимости.
Для достижения требуемых свойств слоя варьируются:
• величины х, у и z, т.е. степень его «органичности»
• структура слоя - степень блочности, т.е. размеры блоков (до наноблоков); пористость; шероховатость поверхности
• адгезия слоя к субстрату, которая рассматривается как специальная и важная проблема
• методы предварительной обработки поверхности субстрата и пост-обработки поверхности нанесенного слоя.
Слои ЭЮхОуИг могут содержать группы М — 1Ч81-(СН3)3, О — Н231(-0-)2, Т — ЯЗ/(-0-)з, и о — 31(-0-)4 [2]. М-группы уменьшают плотность слоя и снижают величину диэлект-рической постоянной, О-группы увеличивают прочность, но снижают величину диэлект-рической постоянной, Т-группы снижают механическую прочность, но увеличивают скорость отложения слоев [3] и О-группы придают слою наибольшую механическую прочность, но их диэлектрические константы не превышают 4,0. Компромиссное сочетание концентраций групп М, О, Т, и О обеспечивает хорошее сочетание механической прочности, модуля упругости и диэлектрической проницаемости.
Выбор прекурсора и состава Гееё-газа определяет свойства слоев. Так диэлектрическая константа к зависит от количества метильных групп в прекурсоре и от наличия восста-новителя (Н2) или окислителя (О2) в Гееё-газе, как показано на рис. 1 [2].
Рис. 1 - Зависимость к от числа метильных групп в прекурсоре и состава Гее^газа
Установлено множество закономерностей процесса плазмохимического нанесения слоев. Приведем наиболее важные из них.
А) Введение О2 в достаточных концентрациях в/ееё-газ
• уменьшает величины у и г, увеличивает величину х в ЭЮхСуН [4];
• уменьшает концентрацию гидроксильных групп в слое и снижает диэлектрическую константу [2];
• увеличивает угол смачивания и гидрофобность слоя;
• повышает плотность и прозрачность слоя [5] и наибольшей величины они достигают для ЭЮ2;
• повышает прочность и модуль упругости [6];
• повышает коэффициент растяжения [7];
• уменьшает пористость [5];
• повышает коэффициент отражения [5];
• уменьшает скорость отложения слоя [5, 8, 9];
• уменьшает пористость слоя и газопроницаемость [10].
В определенных условиях зависимости параметров слоя могут быть немонотонными, и иметь экстремумы [4].
Б) Повышение удельной энергии плазмы
• увеличивает пористость слоев и увеличивает диэлектрическую константу [2];
• увеличивает газопроницаемость [7,10], и паропроницаемость [11] слоев и уменьшает прозрачность;
• уменьшает угол смачивания и увеличивает толщину слоя [12];
• уменьшает огнестойкость и ухудшает огнезащитные слоев (скорость тепловыделения, время воспламенения, общее тепловыделение) [13];
• увеличивает скорость отложения слоев [1, 4, 6];
• увеличивает коэффициент преломления П [1, 8], чем менее совершенна структура слоя, тем больше П [14];
• увеличивает коэффициент диффузии, концентрацию растворенных газов и газопроницаемость слоев [10, 11, 15], однако при слишком высоких удельных энергиях эти параметры могут уменьшаться;
• уменьшается концентрация ОН групп в слое [7].
В) Пост-отжиг слоев приводит к:
• увеличению [2] или уменьшению [6] величины ^
• увеличению прочности и модуля упругости [6];
• отжиг уменьшает величины у и z в слоях ЭЮхСуН [16];
• увеличению прозрачности слоя [17].
Свойства слоев зависят от множества других параметров, таких как расстояние от места введения прекурсора до поверхности субстрата [4, 14]; скорость подачи feed-газа и прекурсора - чем больше скорость, тем меньше плотность и больше пористость слоя [17]; частота пульсации поля [9], давление парогазовой смеси в реакторе [18], от температур стенок реактора и субстрата [19] и прочее. Кроме того, свойства слоев зависят от их толщины. Структура очень тонких слоев существенно связана со структурой подложки и чем толще слой, тем меньше влияние подложки и тем ближе свойства слоя к свойствам объёмного (безподложечного) материала. Так ширина запрещенной зоны ЭЮх зависит от толщины слоя [20].
В общем случае структура и свойства получаемых слоев зависят от кинетики консекутивных процессов: а) возбуждения плазмы и диссоциации молекул газа-носителя, б) массопереноса возбужденных и/или диссоциированных частиц, в) газофазных реакций между возбужденными и диссоциированными молекулами газа-носителя и молекулами прекурсора и г) адсорбции, десорбции и реакций на поверхности субстрата [4]. Рис. 2 иллюстрирует процессы, инициируемые плазмой.
Выбор и оптимизация условий плазмохимического нанесения кремнийсодержащих слоев до настоящего времени остается эмпирическим.
Рис. 2 - Схематическое представление консекутивных плазмохимических процессов при РЕ СУБ [48а
31МхОуСиНм
Тонкие плёнки состава 81^0уСеН^ в структуре которых превалирует нитрид кремния, обладают рядом несомненных преимуществ для изготовления больших интегральных плат, оптических волноводов и фильтров, светоэмиссионных устройств, солнечных элементов [21, 22]. Введение нитрида в кремнийсодержащие слои увеличивает стойкость к окислению [23], существенно улучшает трибологические свойства слоев -прочность, истираемость, упругость и уменьшает коэффициент трения, увеличивает диэлектрическую константу [24], уменьшает коэффициент диффузии атомов бора, фосфора, водорода [24], улучшает вольтамперные характеристики и увеличивает порог пробоя [25], увеличивает ширину запрещенной зоны слоя-диэлектрика, увеличивает адгезию слоя к субстрату и уменьшает электропроводность, увеличивает коэффициенты преломления [21]. Отмечается [24], что нитридные слои можно изготавливать очень тонкими (несколько нм) и они сохраняют свои объёмные свойства. Кроме того, слои 81э^ обладают уникальными огнезащитными свойствами, которые могут использоваться в экстремальных условиях.
Установлено, что для получения слоев чистого нитрида кремния 81э^ или обогащенных нитридом (х^ 1,3) необходимо:
• выбирать прекурсор, не содержащий кислорода и углерода, например, 81И4 [21,
22, 26, 27], 81^Ме2)4, (Ме28|)2ЫН или кислорода - (СНэ)2Н812МИ, (СИэ)481 и (СНэ)э81-81(СНэ)э [28];
• в feed-газ в качестве нитрирующего агента вводятся ЫНэ, N2 и N20 [21, 22, 24 -
30];
• увеличивать температуру субстрата [21, 22, 31, 32], однако с увеличением температуры увеличивается шероховатость слоя, уменьшается скорость отложения [31];
• оптимизировать соотношения компонентов feed-газа. Так увеличение соотношения NHз/ N2 + N20 увеличивает содержание нитрида в слое [27, 30],
• проводить пост-отжиг [26], при котором удаляется кислород и углерод.
Сравнение электрофизических и механических свойств 81^0уС7^ слов с различными соотношениями величин x, у, z и П, полученных на различных субстратах из различных прекурсоров и при различных условиях плазмолиза, показывает [26, 33], что зависимости свойств слоев от параметров процесса нелинейны, трудно предсказуемы и в настоящее время имеются лишь их полуэмпирические описания. Кроме того, природа и способ приготовления подложки оказывают существенное влияние на кинетику, механизм роста и свойства слоев.
Следует отметить, что многие технологические приемы, описанные для нанесения слоев 8ЮхСу^, могут успешно использоваться и для слоев 81^0уС7^. Варьированием состава слоя можно преднамеренно менять его электрофизические, оптические и механические свойства [21-26, 29, 31, 32].
ЗЮхОу^
Плёнки состава SiCX0уNz, в структуре которых превалирует карбид кремния, применяются для особо жёстких условий эксплуатации изделий. 8Ю является широкозонным полупроводником, который обладает высокими механической, химической и термической стабильностями [34-37], высокой теплопроводностью [35, 36], высокой дрейфовой скоростью электронов [35] и повышенной стойкостью к УФ-излучению [37]. Поэтому он применяется для изготовления высоковольтных устройств, работающих при повышенных температурах и полевых фототранзисторов. Так как постоянная решетки 8Ю близка к GaN (светоизлучатель), то карбид кремния пригоден для создания светодиодов, эмитирующих синий свет.
Традиционные способы нанесения 8Ю ограничены из-за высоких температур плавления карбида кремния. В этом случае плазмохимическое нанесение 8Ю становится уникальным. Однако получение чистого 8Ю для создания высококачественных слоев электронных устройств, требует высоких температур электронов плазмы, близких к 10 эВ [36]. Это положение иллюстрируется для метилсилана диаграммой рис. 3.
Рис. 3 - Энергетическая диаграмма метилсилана и его дочерних ионов, рассчитанная методом МО [35]
Температура электронов и плотность плазмы может достигаться и контролироваться применением трёхэлектродного плазмотрона, имеющим средний электрод-решётку, заряженную от источника постоянного тока [38].
Чистый ЭЮ получают при использовании следующих составов Гееё-газа: Э1(СНзЬНС! + Н [124], (МезЭ02СН2, (СНзЬСНЭ1Н(СНзЬ или Э1НзСНз в смеси с Н2, Аг или Не [23, 35], (МезЭ1)2 + Н2 [209], Э1Н4+Сн4+Н2+02 [39], Э1Н4+СН4+Н2 и Э12(СНз)6 + Н2+И2+ Аг [40], Ме2МЭ1Мез + О2 [79], Э1(СНз)4 + С2Н2 [41] и Э1(СНз)4 + О2 [42]. Как видно, в качестве прекурсоров в этих случаях выбираются кремнийорганические соединения, не содержащие кислорода и азота. Водород, введенный в состав газа, является источником Н радикалов, экстрагирующих метильные группы и атомы галогена.
Карбид кремния присутствует в слое не только в кубической форме зСв ЭЮ, но и в
гексагональных политипах. Электрофизические и другие свойства ЭЮ зависят
соотношения политипов в слое. Так ширина запрещенной зоны составляет 2,2 эВ для 3С
ЭЮ, 3,3 эВ для 4Н ЭЮ и 3,0 эВ для 6Н ЭЮ, а подвижности электронов, соответственно, 2 1 1
1000, 950 и 450 см в сек [35]. Таким образом, на свойства слоев, обогащенных карбидом кремния, оказывают влияние не только химический состав, но и кристаллографическая структура их блоков.
Пленки ЭЮ, применяемые для электрофизических устройств, должны быть свободны от примесей и дефектов, способных захватывать носители заряда. Предлагаются трехэлектродные и КР-СУО плазмохимические реакторы [23, 37, 40], которые могут обеспечить получение бездефектных слоев.
Изучены закономерности формирования слоев ЭЮхОу^ и способы варьирования их химического состава. Варьируя состав Гееё-газа, температуру, прекурсор, конструкцию реактора и источник плазмы можно изменять состав слоя. От его состава зависят свойства покрытий. Например, зависимость коэффициента преломления п и оптической ширины запрещенной зоны ЕОПТ для плазмолиза тетраметилсилана с кислородом представлена в табл. 1.
Таблица 1 - Композиция БЮхОуНи слоев и их оптические свойства [42]
Элементный состав слоёв, атомные %% N Еопт, эВ
Бі С О Н
15 40 0 45 1,71 3,55
18 28 26 28 1,55 3.59
21 17 38 24 1,48 6,33
21 32 0 47 1,79 3,09
24 11 44 20 1,54 4,35
БіРхОуСи
Фторуглеродные СхРу покрытия, например, политетрафторэтилена, известны как прекрасные водоотталкивающие и несмачивающиеся плёнки [43]. Фторуглеродные тонкие слои обладают замечательной биосовместимостью, гидрофобностью и низкими диэлектрическими константами [44]. Однако фторуглеродные плёнки имеют слабую адгезию едва-ли не ко всем типам субстратов, т. к. имеют низкую поверхностную энергию.
Образование фторуглеродных плёнок требует повышенных температур > 350 °С. Кроме того эти плёнки матовые и не позволяют достигать требуемой прозрачности.
С другой стороны, кремнийорганические тонкие пленки ЭЮхСуН имеют высокие диэлектрические константы, прозрачны, биосовместимы, имеют низкую шероховатость и хорошую адгезию ко всем практически важным субстратам [44].
С помощью РЕ СУО удается создать композиционные слои Э1РхОуС7, сочетающие преимущества этих двух покрытий. Установлено, что сополимерные Э1РхОуС7 слои прочно удерживаются на поверхности субстратов, термически стабильны, например, при повышенных температурах сборки медицинских имплантатов (~ 150 °С) и являются электроизоляторами. Для защиты металлов от коррозии первейшими требованиями являются прочная адгезия защитного слоя, высокая гидрофобность, прочность и сопротивление к истиранию [45]. Эти требования удовлетворяют Э1РхОуС7 слои. Кроме того ультра гидрофобность и низкая поверхностная энергия позволяют использовать их в качестве защиты от биологического обрастания (биоимплантаты).
Фторированные слои Э1РхОуС7 изучены очень интенсивно как кандидаты для интерметаллических диэлектриков интегральных схем [46]. Показано, что они имеют хорошо заполненную запрещённую зону, низкую диэлектрическую константу (~2,5) [47] и другие выдающиеся электрофизические свойства [46].
С другой стороны, известна общая тенденция замены стёкол на прозрачные пластики ПММА и ПК из-за их малого веса, хорошего контактного сопротивления, легкости формовки и прокраски. Но из-за их слабой поверхностной твёрдости и абразивной стойкости они не могут найти широкого применения. Низкое тепловое сопротивление пластиков вызывает ограничения в тепловой обработке [43]. Показано, что низкотемпературное плазмохимическое нанесение слоев Э1РхОуС7 на пластики позволяет восполнить недостатки пластиков, сочетать их преимущества с достоинствами фторокремнийорганических покрытий [43, 45, 49] и получать твёрдые, прозрачные и водоотталкивающие покрытия. Эти свойства являются решающими для оптических приборов, для окон самолётов, автомобилей и зданий.
Для нанесения фторокремнийорганических покрытий методом РЕ СУО используются смеси прекурсоров:
- гексаметилдисилан + гептадекафторо-1-децен, последний обеспечивает ультранизкую поверхностную энергию, а ненасыщенные этиленовые группы могут сшиваться под действием плазмы. В качестве газа-носителя использован Аг [45];
- триметилоксиметилсилан или тетраметилсилан + фторалкилсиланы (СРз(Ср2)пСН2СН2Э1(ОСНз)з, где п =0, 5 и 7, + Аг [49];
- тетраэтилоксисилан + СР4 или С2Р6 + Аг [46];
- ЭН + СР4 + N20 + Аг [46];
- (С2Н5)4Э1 + С4Р8 + Аг [47].
Может быть использован единственный прекурсор, содержащий исходные Э1 — Р связи, что обеспечивает более однородное распределения фтора в слое. Например, используются смеси Э1Р 4 + О2 или (С2Н5)зЭ1Р + О2, изменении соотношения Э1Рх/О2 позволяет контроли-ровать концентрацию фтора в Э1РхОу слое [46].
Фторокремнийорганические слои позволяют снизить свободную поверхностную энергию с 59 мН/м для стекла до 20 мН/м для Э1РхОу и увеличить краевой угол смачивания с 27° до 105°, соответственно [49]. Диэлектрические константы можно плавно уменьшать увеличением содержания фтора в Э1РхОу слое [46].
Получены разнообразные технологические зависимости свойств SiFxOy слоев от
условий плазмолиза [43, 45-47, 49].
Литература
1. Bousquet A., Granier A., Goullet A., Landesman J.P. Influence of plasma pulsing on the deposition kinetics and film structure in low pressure oxygen/hexamethyldisiloxane radiofrequency plasmas. 2006 Thin solid Films, Science@direct on line
2. Casserly T.B., Gleason K.K. Chemical vapor deposition of organosilicon thin films from methylmethoxysilanes. 2005 Plasma Process Polym. 2, 679-687.
3. Bogart K.H.A., Cushing J.P., Fisher E.R. Effects of plasma processing parameters on the surface reactivity of OH (Х2П) in tetra ethoxysilane/O2 plasmas during deposition of SiO2. 1997 J. Phys. Chem. B 102, 10016-10023.
4. Bauer Ch., von Rohr Ph. On the correlation between deposition rate and process parameters in remote plasma-enhanced chemical vapor deposition. 1998 Plasma Chem. and Plasma Process. 18, 189-213
5. Bapin E., von Rohr Ph. Deposition of SiO2 films from different organosilicon/O2 plasmas under continuous wave and pulsed mode. 2001 Surface and Coating Techn. 142-144, 649-654
6. Ross A.D., Gleason K.K. Effects of condensation reactions on the structure, mechanical, and electrical properties of plasma-deposited organosilicon thin films from octamethylcyclotetrasiloxane. 2005 J. Appl. Phys. 97, 113707.
7. Creatore M., Palumbo F., d’Agostino R. Deposition of SiO2 films from hexamethyldisiloxane/oxygen radiofrequency glow discharges: process optimization by plasma diagnostics. 2002 Plasmas and Polymers 7, No.3, 291-310
8. Sahli S., Reblai S., Raynaud P., Segui Y., Zenasni A., Mouissat S. Deposition of SiO2-like films by HMDSN/O2 plasmas at low pressure in a MMP-DECR reactor. 2002 Plasmas and Polymers 7, No.4, 327-340.
9. Theirich D., Soll Ch., Leu F., Engemann J. Intermediate gas precursors during plasma CVD of HMDSO. 2003 Vacuum 71, 349-359.
10.Supiot P., Vivien C., Granier A., Bousquet A., Maskova A., Escaich D., Clergereaux R., Raynaud p., Stryhal Z., Pavlik J. Growth and modification of organosilicon films in PECVD and remote afterglow reactors. 2006 Plasma Processes and Polymers 3, 100-109.
11.Roualdes S., Durant J., Field R.W. Comparative performance of various plasma polysiloxane films for pervaporative recovery of organics from aqueous streams. 2003 J. Membrane Sci. 211, 113-126
12.Wu Y., Inoue Y., Sugimora H., Takai O., Kato H., Murai S., Oda H. Characteristics of ultra water-repellent films prepared by combined process of microwave plasma-enhanced CVD and oxygen-plasma treatment. 2002 Thin Solid Films 407, 45-49.
13.Quede A., Mutel B., Supiot P., Jama C., dessaux O., Delobel R. Characterization of organosilicon films synthesized by N2-PACVD. Application to fire retardant properties of coated polymers. 2004 Surface and Coating Techn. 180-181, 265-270.
14.Walkewicz-Pietrzykowska A., Cotrino J., Gonzalez-Elipe A.R. Deposition of thin films of SiOXCYH in a surfatron microwave plasma reactor with hexamethyldisiloxane as precursor. 2005 Chem. Vap. Deposition 11, 317-323.
15.Roualdes S., Sanchez J., Durand J. Gas diffusion and sorption properties of polysiloxane membrane prepared by PECVD. 2002 J. Membrane Sci. 193, 299-310
16.Benitez F., Martinez E., Esteve J. Improvement of hardness in plasma polymerized hexamethyldisiloxane coatings by silica-like surface modification. 2000 Thin Solid Films 377-378, 109114.
17.Vallee C., Goullet A., Nicolazo F., Granier A., Turban G. In situ ellipsometry and infrared analysis of PECVD SiO2 films deposited in an O2/TEOS helicon reactor. 1997 J. Non-Crystal. Solids 216, 48-54
18.Inoue Y., Takai O. Mass spectroscopy in plasma-enhanced chemical vapor deposition of silicon-oxide films using tetramethyloxysilane. 1998 Thin Solid Films 316, 79-84.
19.Teshima K., Inoue Y., Sugimura H., Takai O. Reduction carbon impurities oxide films prepared by rf plasma-enhanced CVD. 2001 Thin Solid Films 390, 88-92.
20.Diebold A.C., Venables D., Chabal Y., Muller D., Weldon M., Garfunkel E. Characterization and production metrology of thin transistor gate oxide films. 1999 Mater. Sci. Semiconduct. Processing 2, 103-147.
21.Kato H., Kashio N., Ohki Y., Seol R.S., Noma T. Band-tail photoluminescence in hydrogenated amorphous silicon oxynitride and silicon nitride films. 2003 J. Appl. Phys. 93, No. 1. 239-244.
22.Soh M.T.K., Savvides N., Musca C.A., Martyniuk M.P., Faraone L. Local bonding environment of plasma deposited nitrogen-rich silicon nitride thin films. 2005 J. Appl. Phys. 97, 093714(1-8).
23.Gray W.D., Loboda M.J., Bremmer J.N., Struyf H., Lepage M., Van Hove M., Donaton R.A., Sleeckx E., Stucchi M., Lanckmans F., Gao T., Boullart W., Coenegrachts B., Maenhoudt M., Vanhaelemeersch S., Meynen H., Maex K. Process optimization and integration of trimethylsilane-deposited a-SiC:H and a-SiCO:H dielectric thin films for damascene processing. 2003 J. Electrochem. Soc. 150, No.7, 404-411.
24.Hoffmann P., Schmeisser D, Beck R.B., Cuch M., Giedz M., Jakubowski A. Photoemission studies of very thin (<10 nm) oxynitride (SiOXNY) layers formed by PECVD. 2004 J. Alloys and Compounds 382, 228-233.
25.Chaimani A., Nema S.K., Kikani P., John P.I. Electronic structure of carbon-free silicon oxynitride films grown using an organic precursor hexamethyl-disilazane. 2002 J.Phys. D: Appl. Phys. 35, 44-47
26.Thurn J., Cook R.F. Stress hysteresis and mechanical properties of plasma-enhanced chemical vapor deposited dielectric films. 2004 J. Appl. Phys. 95, 967-976.
27.Viard J., Beche E., Perarnau D., Berjoan R., Durand J. XPS and FTIR study of silicon oxynitride thin films. 1997 J. Europ. Ceramic Soc. 17, 2025-2028.
28.Jamroz P., Zyrnicki W. Spectroscopic study of the decomposition process of tetramethylsilane in the N2 - H2 and N2 - Ar low pressure plasma. 2005 Diamond & Relat. Mater. 14, 1498-1507.
29.Kang M.S., Chung T.H., Kim Y. Plasma enhanced chemical vapor deposition of nitrogen-incorporated silicon oxide films using TMOS/N2O gas. 2006 Thin Solid Films 506-507, 43-49.
30.Viard J., Beche E., Durand J., Berjoan R. Si-H bonding environment in PECVD a-SiOXNY:H thin films. 1997 J. Europ. Ceramic Soc. 17, 2029-2032
31.Blaszczyk-Lezak I., Wrobel A.M., Aoki T., Nakanishi Y., Kucinska I., Tracz A. Remote nitrogen microwave plasma chemical vapor deposition from a tetramethyldisilazane precursor. 1. Growth mechanism, structure and surface morphology of silicon carbonitride films. 2006 Thin Solid Films 497, 24-34
32. Schmidt-Szalowski K., Rzanek-Boroch Z., Sentek J., Rymuza Z., Kusznierewicz Z., Misiak M. Thin films deposition from hexamethyldisiloxane and hexamethyldisilazane under dielectric-barrier discharge (DBD) conditions. 2000 Plasmas and Polymers 5, 173-192.
33.Stenton M.J., Stevens G.C. Surface modification of polymer surfaces: atmospheric plasma versus vacuum plasma treatment. 2001 J. Phys. D: Appl. Phys. 34, 2761-2768.
34.Avila A., Montero I., Galan L., Ripalda J.M., Levy R. Behavior of oxygen doped SiC thin films: X-ray photoelectron spectroscopy study. 2001 J.Appl. Phys. 39, No.1, 212-216.
35.Matsutani T., Kiuchi M., Takeuchi T., Matsumoto T., Mimoto K., Goto S. Deposition of 3C-SiC films using ECR plasma of methylsilane. 2000 Vacuum 59, 152-158.
36.Yasui K., Kimura M., Akahane T. Growth of crystalline SiC films by triode plasma CVD using an organosilicon compound. 1999 Electronics and Communications in Japan, part 2, 82, No.2.
37.Wrobel A.M., Walkiewicz-Pietrykowska A., Klembereg-Sapieha J.E., Hatanaka Y., Aoki T., Nakanishi Y. Remote hydrogen plasma chemical vapor deposition of silicon-carbon thin-film materials from a hexamethyldisilane source: characterization of the process and deposits. 2002 J. Appl. Polymer Sci. 86, 1445-1458.
38.Yasui K., Fujita H., Ninagawa N., Akahane T. Low temperature growth of microcrystalline SiC films by confined CVD method. Proc. 6th Int. Conf. Silicon Carbide and Related Materials, Kyoto, Japan, 1995, 253-256.
39.Lucovsky G., Niimi H., Remote plasma-assisted oxidation of SiC: a low temperature process for SiC-SiO2 interface formation that eliminates interfacial Si oxycarbide transition regions. 2004 J. Phys. Condensed Matter 16, 1815-1837.
40.Xu Y.-Y., Muramatsu T., Taniyama M., Aoka T., Hatanaka Y. Deposition of a a-SiC:H thin film from organosilicon material by remote plasma CVD method. 2000 Thin Solid Films 368, 181-184
41.Mйller U., Haurter R. The coefficient of static friction of silicon containing diamond-like carbon films. 2004 Surface and Coating Technol. 177-178, 552-557.
42.Grill A., Patel V., Low dielectric constant films prepared by plasma-enhanced chemical vapor deposition from tetramethylsilane. 1999 J. Appl. Phys. 85, 3314-3318.
43.Hozumi A., Takai O. Preparation of silicon oxide films having a water-repellent layer by multi-step microwave plasma-enhanced chemical vapor deposition. 1998 Thin Solid Films 334, 54-59.
44.Murthy S.K., Olsen D.D., Gleason K.K. Effect of filament temperature on the chemical vapor deposition of fluorocarbon-organosilicon copolymers. 2004 J. Appl. Polymer Sci. 91, 2176-2185
45.Carpentier J., Grundmeier G. Chemical structure and morphology of thin bilayer and composite organosilicon and fluorocarbon microwave plasma polymer films. 2005 Surface and Coating Technol. 192, 189-198.
46.Zhang J., Fisher E.R. Creation of SiOF films with SiF4/O2 plasmas: From gas-surface interactions to film formation. 2004 J. Appl, Phys. 96, 1094-1103.
47.Ding S-J., Wang P-F., Zhang D.W., Wang J-T., Lee W.W. The influence of Ar addition on the structure of an a-SiOCF film prepared by plasma-enhanced chemical vapor deposition. 2001 J. Phys. D: Appl. Phys. 34, 155-159.
48.a) Shirafuji T., Motomura H., Tachibana K. Fourier transform infrared phase-modulated ellipsometry for in situ diagnostics of plasma-surface interactions. 2004 J.Phys. D: Appl. Phys. 37, 49-73; b) Vallee C., Goullet A., Nicolazo F., Granier A., Turban G. In situ ellipsometry and infrared analysis of PECVD SiO2 films deposited in an O2/TEOS helicon reactor. 1997 J. Non-crystal. Solids 216, 48-54; c) Grundmeier G., Brettmann M., Thiemann P. In situ spectroscopic and corrosion studies of ultra-thin gradient plasma polymer layers on zinc. 2003 Appl. Sur. Sci. 217, 223-232; d) Inoue Y., Sugimura H., Takai O. In situ surface analysis by infrared reflection adsorption spectroscopy in PECVD of silicon-oxide films. 2001 Thin Solid Films 386, 252-255.
49.Takai O., Hozumi A., Sugimoto N., Coating of transparent water-repellent thin films by plasma-enhanced CVD. 1997 J. Non-Crystal. Solids 218, 280-285.
© В. К. Калентьев - канд. техн. наук, ст. науч. сотр., доц. каф. технологии полиграфических
производств и кинофотоматериалов КГТУ, [email protected]; А. С. Хабибуллин - канд. техн. наук, проф., зав. каф. технологии полиграфических производств и кинофотоматериалов КГТУ; С. Ю. Бреслав - асп. РХТУ им. Д.И.Менделеева; Ю. А. Бреслав - д-р техн. наук, проф.
