способ модификации поверхностей металлов или гетерогенных структур полупроводников

Формула изобретения

1. Способ модификации поверхности металлов или гетерогенных структур полупроводников путем воздействия на них энергии ионизирующего излучения, отличающийся тем, что, с целью упрочнения приповерхностного слоя в металлах или изменения примесно-дефектного состава приборного слоя в полупроводниковых гетероструктурах, в структуру детали или конструкции из этих материалов вводят диэлектрический слой, облучают источником импульсного рентгеновского излучения, а для определения положительного эффекта используют результаты сравнения измерений до и после воздействия ионизирующего излучения и изотермического отжига полупроводниковых гетероструктур любого из их физических свойств: микротвердости, оптических свойств, морфологии поверхности.

2. Способ по п.1, отличающийся тем, что, с целью трансформации энергии импульсного рентгеновского излучения в энергию объемной ударной волны, внешнюю по отношению к падающему рентгеновскому излучению поверхность объекта из металла покрывают предварительно слоем жидкого силикатного стекла толщиной 480-600 мкм, отверждают его, а затем производят обработку поверхности объекта импульсным рентгеновским излучением с допороговой энергией образования дефектов структуры, E_X-Ray 100-300 кэВ, длительностью импульса на полувысоте _P 50-150 нс, а остатки силикатного стекла удаляют после радиационной обработки доступным способом.

3. Способ по п.1, отличающийся тем, что, с целью придания однородных свойств прочности обрабатываемой металлической детали или модификации морфологических и электрофизических свойств полупроводниковых гетероструктур, их поверхность обрабатывают с использованием многократного воздействия импульсного рентгеновского излучения с допороговой энергией образования дефектов структуры, E_X-Ray 100-300 кэВ, длительностью импульса на полувысоте _Р 50-150 нс и диаметром пучка рентгеновского излучения D _hkl, равному расстоянию d между ближайшими плоскостями Брэгга в данном материале для максимальной энергии в спектре квантов падающего рентгеновского излучения, а позиционирование импульсов, воздействующих на поверхность в режиме многократного облучения различных точек поверхности определяют из соотношения , где t - толщина стенки детали для случая, если длина свободного пробега рентгеновских квантов в материале объекта _X-Ray сравнима или меньше толщины стенки объекта t.

4. Способ по п.2, отличающийся тем, что, с целью упрочнения металлических деталей с внутренней полостью, обрабатываемую внутреннюю поверхность после отверждения силикатного стекла облучают по продольной оси полости источником импульсного рентгеновского излучения с допороговой энергией образования дефектов структуры, E_X-Ray 100-300 кэВ, длительностью импульса на полувысоте _Р 50-150 нс.

5. Способ по п.1, отличающийся тем, что в полупроводниковых гетероструктурах систем «кремний-на-диэлектрике» (КНД), с целью модификации морфологических и электрофизических свойств таких структур используют процесс формирования объемных ударных волн на границах раздела «приборный слой - диэлектрик» путем кулоновского взаимодействия ионов кремния и кислорода в оксидных слоях на интерфейсе слоев «полупроводник-диэлектрик», для чего структуры КНД облучают импульсным рентгеновским излучением с допороговой энергией образования дефектов структуры, E _X-Ray 100-300 кэВ, длительностью импульса на полувысоте _Р 50-150 нс, а затем производят отжиг при температуре 250°С в течение 1 ч для структур КНИ и при температуре не менее 100°С в течение 1,5 ч для структур КНС.

Описание изобретения к патенту

Изобретение относится к области машиностроения и может быть использовано в космических технологиях, авиастроении, автомобилестроении, станкостроении, технологиях создания строительных материалов и конструкций, в области трубопроводного транспорта и в технологии создания полупроводниковых приборов.

Во всех перечисленных областях техники широкое применение получили детали и конструкции с повышенными прочностными свойствами. Для придания таких свойств твердотельным деталям широко используют способы упрочнения, основанные на использовании термообработки (цементирования), ультразвуковой обработки, воздействии пучков электронов или лазерного облучения /1/.

Известно большое число способов модификации поверхностного состояния деталей из металлов, композиционных материалов, диэлектрических и полупроводниковых структур, в том числе и с применением лазерных технологий. Из /1/ известны основные технологии лазерной обработки поверхности и результаты ее модификации при различных режимах работы и типах примененных лазеров ((CO ₂, Nd:YAG, эксимерные лазеры). В результате поверхностной обработки возможна реализация следующих процессов:

(1) трансформационного упрочнения;

(2) поверхностного плавления;

(3) сглаживания поверхностных шероховатостей;

(4) поверхностной сварки.

Известно из /2/, что образцы из стали и металлоорганики, облучали лазерным излучением диодного лазера («Fishba Optic», длина волны 808 нм и мощность 150 Вт) и неодимового лазера на алюмо-иттриевом гранате - Nd:YAG (2 кВт непрерывного излучения (cw), длина волны 1064 нм), фиксировали в зоне упрочнения и в смежной с ней области эволюцию результатов изменения металлографии, прочности, микротвердости. Зафиксированный результат демонстрировали улучшение указанных характеристик от 8 до 12% при применении диодного лазера.

Недостатки всех известных способов модификации поверхностей деталей, материалов и конструкций заключаются в следующем:

- невозможность обработки деталей со сложной конфигурацией поверхности и внутренних полостей деталей, а также требование непрерывности поступления в зону обработки экранирующего газа или технологических присадок флюсов;

Известно, что процессы, при которых в твердое тело вводится энергия в импульсном режиме, отличаются от процессов стационарного воздействия. Основное отличие состоит в том, что поглощенная энергия при импульсном режиме воздействия, выделяющаяся в локальных объемах облучаемого материала, воздействует не на слабейшее звено в структуре материала, а на связи между отдельными элементами структуры /3/. Это может привести к отказу наиболее прочного звена в структуре материала.

Известно /4-6/, что обработкой высокоэнергетическими потоками корпускулярного или фотонного излучения можно существенно улучшить механические свойства материалов с различным типом межатомных связей, в частности, повысить предел упругости и износоустойчивость металлов. Вид излучения, его энергетические и дозовые характеристики определяют как степень упрочнения, так и толщину модифицированного слоя, физико-химические свойства которого зависят от спектра и профиля распределения введенных радиационных нарушений и трансформированного состояния исходной структуры материала вследствие, так называемого, «эффекта дальнодействия» /7, 8, 9, 10/.

При известной в микроэлектронике технологии ионной имплантации. (внедрении ионов на заданную глубину в заданном объеме) поверхность полупроводникового материала с кристаллической структурой облучают ионами с заданной энергией и затем подвергают процедуре высокотемпературного изотермического отжига, при котором происходит восстановление индуцированных радиацией дефектов структуры. При этом происходит изменение примесно-дефектного состава (ПДС) материала и реализуется принцип дальнодействия /7/. Этот способ модификации поверхностного состояния материалов выбран за прототип предлагаемого технического решения.

Недостатком способа является то, что для достижения необходимых позитивных изменений свойств материалов при радиационных воздействиях требуются высокие дозы облучения и достаточно жесткие температурные условия обработки, обеспечивающие эффективное примесно-дефектное блокирование подвижных дислокации, ответственных за микротвердость, а в итоге - за пластическую деформацию и разрушение изделий. Кроме того, традиционные радиационные методы практически также непригодны для упрочнения изделий сложной формы, например, имеющих внутренние поверхности, не доступные для пространственно ориентированных ионных, электронных или лазерных пучков.

К настоящему времени экспериментально и теоретически доказано, что упругие (ударные) волны (УВ) возникают в твердых телах при радиационных воздействиях излучениями различной природы с энергиями как больше, так и меньше пороговой энергии упругого смещения атомов (ионов) в кристаллической решетке. Источниками УВ являются тепловые пики, каскады смещений, области локальных реакций между структурными дефектами и релаксации исходного состояния упруго-напряженных межатомных связей. В полупроводниках и диэлектриках УВ могут генерироваться вследствие кулоновского отталкивания ионов, возникающих в поле ионизирующего излучения. Этот механизм, по-видимому, наиболее эффективен для гетерогенных и гетерофазных систем, в которых материалы-компоненты либо сильно легированы акцепторными примесями, либо имеют заметную ионную составляющую межатомных связей.

Принято, что ситуация с кулоновской природой УВ реализуется в структурах «кремний-на-диэлектрике» (КНД) при облучении фотонами допороговых энергий, например, в сапфире, который можно рассматривать как пространственно упорядоченную совокупность молекул (Al⁺³)₂-(O^-2 )₃. При возбуждении Оже-каскада в ионах кислорода (Е_к=0,532 кэВ) амплитуда упругого импульса от одной «выделенной» группы Al₂O₃ может достигать величины ~20 ГПа. Волны такой амплитуды, проникая в приборный слой кремния, способны существенно трансформировать его ПДС и субструктуру. Последнее подтверждают результаты исследований микроморфологии поверхности эпитаксиальных слоев кремния структур «кремний-на-сапфире» (КНС) после облучения в импульсном режиме рентгеновскими лучами с энергией E=75 кэВ.

При облучении гетерофазных структур из-за различного волнового сопротивления сопрягающихся слоев возможно как усиление, так и уменьшение амплитуды УВ при прохождении из одной среды в другую. А это означает несимметричность эффектов структурных перестроек в таких композициях в количественном и качественном отношениях, поскольку они будут определяться тем, с какой (упруго жесткой или мягкой) стороны проводится облучение и на каких глубинах локализован максимум неупругих потерь энергии используемого излучения.

Возбуждаемое радиацией поле УВ может приводить еще к ряду негативных явлений, из которых следует выделить:

1. «Взрывное» растворение кластеров за счет генерации вторичных УВ при аннигиляции френкелевских пар, инициируемой полем первичных волн /1/. При таком растворении становится возможным усиление амплитуды динамических напряжений в структуре и интенсификации деградационных процессов.

2. УВ, распространяющиеся вдоль внутренних границ раздела структур, вследствие эффекта усиления /2/ способны вызвать латеральную трансформацию компонентов ПДС на больших расстояниях от зоны облучения. В случае гетероструктур этому будут способствовать статические поля упругих напряжений, снижающие барьеры для реакций между дефектами.

3. Изменение амплитуд статических и динамических упругих напряжений в полупроводниковом материале сопровождается смещениями минимумов зоны проводимости и вершины валентной зоны, т.е. изменениями ширины запрещенной зоны E_g. В общем виде это можно записать: E_g= ·P, где P - механическое напряжение; - численная константа, зависящая от типа полупроводника и вида напряженного состояния. Например, для кремния при сжатии и растяжении вдоль направления <001> константа , соответственно, равна -7,39 и -3,57·10^-11 эВ·Па^-1. Уменьшение ширины запрещенной зоны в поле напряжений приводит к перераспределению носителей заряда и увеличению концентрации неосновных носителей заряда в структуре:

где

- n_p (или p_n) - концентрация носителей в деформируемом материале;

- n_lo - концентрация носителей в собственном полупроводнике;

- N_A (или N_D ) - концентрация легирующих примесей. Оценки показывают, что для кремния n-типа при сжатии вдоль направления кристаллографических осей <001> (наиболее сильная фаза УВ) давлением P~10÷15 ГПа отношение

(n_po - концентрация носителей в недеформированной структуре) составляет 2·10¹⁸ . Такая избыточная концентрация неосновных носителей, локализованная вблизи барьерных слоев (p-n-переходы, МОП-структуры), может существенно ухудшить их функциональные свойства. Растворение кластеров под действием УВ дополнительно усиливает этот эффект.

Поэтому весьма актуальна задача разработки технологий упрочнения, которые, с одной стороны, как и радиационные методы, позволяли бы контролируемо модифицировать механические свойства материалов и морфологические и электрофизические свойства полупроводниковых гетероэпитаксиальных структур (ГЭС), а с другой - обладали бы универсальными возможностями по обработке изделий различной формы.

Техническим результатом заявляемого способа является получение возможности реализовывать модификацию поверхностей металлов или полупроводниковых ГЭС импульсным рентгеновским излучением, упрочнение металлических деталей и конструкций со сложной формой поверхности, в частности, имеющих внутренние полости, модификацию морфологических и электрофизических свойств полупроводниковых ГЭС.

Технический результат достигается тем, что в способе модификации поверхности металлов или гетерогенных структур полупроводников путем воздействия на них энергии ионизирующего излучения, с целью упрочнения приповерхностного слоя в металлах или изменения примесно-дефектного состава (ПДС) приборного слоя в полупроводниковых гетероструктурах, в структуру детали или конструкции из этих материалов вводят диэлектрический слой, облучают источником импульсного рентгеновского излучения (РИ), а для определения положительного эффекта используют результаты сравнения измерений микротвердости, оптических свойств или исследования морфологии поверхности до и после воздействия импульсного РИ и изотермического отжига полупроводниковых ГЭС.

С целью трансформации энергии импульсного РИ в энергию объемной ударной волны (ОУВ), внешнюю по отношению к. падающему РИ поверхность объекта из металла покрывают предварительно слоем жидкого силикатного стекла толщиной 480-600 мкм, отверждают его, а затем производят обработку поверхности объекта импульсным РИ с допороговой энергией образования дефектов структуры, E_X-Ray 100-300 кэВ, длительностью импульса на полувысоте _P 50-150 нс, а остатки силикатного стекла удаляют после радиационной обработки доступным способом.

С целью придания однородных свойств прочности обрабатываемой металлической детали, ее поверхность обрабатывают с использованием многократного воздействия импульсного РИ излучения с энергией E_X-Ray 100-300 кэВ, длительностью импульса на полувысоте _P 50-150 нс и диаметром пучка рентгеновского излучения D _hkl, равным расстоянию d_i между ближайшими плоскостями Брэгга в данном материале для максимальной энергии в спектре квантов падающего РИ, а позиционирование импульсов, воздействующих на поверхность в режиме многократного облучения различных точек поверхности определяют из соотношения , где t - толщина стенки образца для случая, если длина свободного пробега рентгеновских квантов в материале детали _X-Ray сравнима или меньше толщины стенки детали t.

С целью упрочнения металлических деталей с внутренней полостью, обрабатываемую внутреннюю поверхность после отверждения силикатного стекла облучают по продольной оси полости источником импульсного РИ с энергией E_X-Ray 100-300 кэВ, длительностью импульса на полувысоте _P 50-150 нс.

В полупроводниковых гетероструктурах систем «кремний-на-диэлектрике» (КНД) с целью модификации морфологических и электрофизических свойств таких структур используют процесс формирования ОУВ на границах раздела «приборный слой-диэлектрик» путем кулоновского взаимодействия ионов кремния и кислорода в оксидных слоях на интерфейсе слоев «полупроводник-диэлектрик», для чего структуры КНД облучают импульсным РИ с энергией E _X-Ray 100-300 кэВ, длительностью импульса на полувысоте _P 50-150 нс, а затем производят отжиг при температуре 250°С в течение 1 часа для структур КНИ и при температуре не менее 100°С в течение 1,5 час для структур КНС.

На Фиг.1 представлена зависимость прочностных свойств металлов (микротвердость Н) от плотности дислокации (N_d).

На Фиг.2 представлена схема упрочнения металлов при воздействии импульсного ионизирующего излучения с энергией меньше пороговой, где E_k - энергия кулоновского взаимодействия фотоэлектронов с кулоновским полем ионов кислорода, h - энергия падающего РИ, P(z) - распределение по глубине z импульса давления от интерфейса «диэлектрик - металл».

На Фиг.3 представлена структура жидкого стекла Na ₂SiO₃+9H₂O и единичного силикатного аниона . Здесь:

- амплитуда импульса давления на глубине z;

q1 и q2 - заряды взаимодействующих ионов;

e - элементарный заряд;

_i - время взаимодействия

z - координата по глубине образца;

r <a> 2.10^-8 см - среднее расстояние между взаимодействующими ионами;

J_R - потенциал взаимодействия ионов;

На Фиг.4 представлены процессы усиления эффектов ионизации и увеличения площади упрочнения за счет дифракционных эффектов. Здесь:

- условие Брегговского рассеяния рентгеновских квантов в твердом теле;

d_l - расстояние между плоскостями Брега отражения РИ;

h - постоянная Планка;

c - скорость света;

E - энергия рентгеновских квантов;

n - номер реплики (отражения);

_i - угол отражения ( >45°);

D_hkl - диаметр пятна РИ;

S - поперечный размер зоны упрочнения;

S₀ - конус отражения (телесный сегмент) РИ от брэгговских плоскосей.

На Фиг.5 представлен способ упрочнения металлических изделий с внутренними поверхностями.

На Фиг.6 представлены результаты измерения микротвердости H, в ГПа, от величины радиационной нагрузки P (интегральная доза импульсного облучения D, в P), для образцов стали марки 08ПС толщиной 0,4 мм:

1 - до облучения; 2 - после импульсного облучения без диэлектрического покрытия; 3 - после облучения с силикатным покрытием толщиной 480-600 мкм. Доза РИ за импульс ~12 Р.

На Фиг.7 приведены поперечные сечения полупроводниковых ГЭС: а) «кремний-на-изоляторе» (КНИ или SOI); б) «кремний-на-сапфире» (КНС или SOS).

На Фиг.8 представлены: а) микрофотография поверхности образца № 1 структуры КНИ после облучения 10 импульсами источника РИ излучения и последующего изотермического отжига со стороны приборного слоя; б) пространственное распределение пиков на поверхности (Peak Spacing Distribution).

На Фиг.9 представлены: а) микрофотография поверхности образца № 2 структуры КНИ после облучения 20 импульсами источника РИ и последующего изотермического отжига со стороны приборного слоя; б) пространственное распределение пиков на поверхности (Peak Spacing Distribution).

На Фиг.10 представлены: а) микрофотография поверхности образца № 3 структуры КНИ после облучения 30 импульсами источника РИ излучения и последующего изотермического отжига со стороны приборного слоя; б) пространственное распределение пиков на поверхности (Peak Spacing Distribution).

На Фиг.11 представлены: а) микрофотография поверхности образца № 3 структуры КНИ после облучения 50 импульсами источника РИ и последующего изотермического отжига со стороны приборного слоя; б) пространственное распределение пиков на поверхности (Peak Spacing Distribution).

На Фиг.12 представлена зависимость оптической толщины приборного слоя ГЭС КНС от интегральной дозы РИ (облучение со стороны Si): 1 - исходное значение; 2 - после воздействия РИ; 3 - после воздействия РИ и последующего отжига.

На Фиг.13 - представлена зависимость коэффициента отражения N оптического излучения в Al₂O₃ от дозы РИ (облучение со стороны Si): 1 - исходное значение; 2 - после воздействия РИ; 3 - после воздействия РИ и последующего отжига.

На Фиг.14 представлена зависимость коэффициента отражения N оптического излучения в Si от дозы РИ (облучение со стороны Si): 1 - исходное значение; 2 - после воздействия РИ; 3 - после воздействия РИ и последующего отжига.

Предлагаемый способ реализуется следующим образом.

Для упрочнения приповерхностного слоя в металлах или изменения ПДС приборного слоя в полупроводниковых ГЭС, в структуру детали или конструкции из этих материалов вводят диэлектрический слой, облучают источником импульсного рентгеновского излучения, а для определения положительного эффекта. используют результаты, сравнения измерений микротвердости, оптических свойств или исследования морфологии поверхности до и после воздействия ионизирующего излучения и изотермического отжига полупроводниковых гетероструктур.

1. Обработка металлов.

Способ реализуется следующим образом для металлических объектов (материала, детали, конструкции). На поверхность металлического объекта наносят слой диэлектрика (композиционный материал или диэлектрик в жидкой фазе) и выдерживают определенное время до его полного отверждения (Фиг.2).

Например, в качестве жидкого диэлектрика используют жидкое стекло (силицид кремния состава Na₂ SiO₃+9H₂O) (Фиг.3) и толщиной 480 600 мкм, объект подвергают сушке при температуре +20 +70°С до полного отверждения жидкого стекла, затем облучают источником импульсного рентгеновского излучения со средней энергией квантов ~100 кэВ, длительностью импульса 150 нс.

При воздействии импульсного РИ одним из основных механизмов поглощения энергии квантов является фотоэлектрическое поглощение (фотоэффект), при котором образуется достаточно большое число первичных фотоэлектронов и вторичных фотоэлектронов.

Поскольку энергия использовавшегося РИ меньше порогового значения, при котором становится возможным образование точечных и пространственных дефектов в кристаллографической неупорядоченной силикатной сетке SiO₄ (Na), то естественно предположить, что изменения микротвердости металлических образцов под диэлектриком обусловлены преимущественно перестройкой дислокационной структуры под действием ОУВ. Как было показано в /3/, механизм возникновения ОУВ связан с кулоновским отталкиванием ионизированных атомов кремния и кислорода, составляющих силиконовую сетку. В предположении, что источником упругого импульса является элементарный тетраэдр SiO₄ (силикатный анион ), при однократной ионизации атомов для кулоновского отталкивания имеем энергию Е_к 0,4 эВ, а амплитуда давления будет равна

( - объем тетраэдра ~2,48·10^-23 см³ ). Волны с такой амплитудой вполне способны активировать как консервативную, так и неконсервативную перестройку дислокации в приповерхностном слое металла до глубин в десятки микрометров /1, 4/.

Расширение области обработки поверхности обеспечивают путем Брэгговской дифракции пучка рентгеновских лучей, для чего выбирают диаметр пучка рентгеновских кантов соизмеримым с расстоянием между кристаллическими плоскостями (D_hkl ~d_l). В этом случае зона приповерхностной обработки распространяется от нормали к точке взаимодействия кванта с дифракционными плоскостями на угол _i по обе стороны от нормали (до 2 >90°). Учитывая тот факт, что спектральное распределение рентгеновских квантов РИ практически непрерывно, а число реплик достаточно велико, при достаточных величинах энергии упрочнению подвергается приповерхностная область с телесным сегментом S ₀ (Фиг.5). Предварительная оценка размеров телесного угла позволяет определить процедуру радиационного облучения: количество и позиционирование зон облучения на поверхности S₀ .

После обработки силикатное покрытие удаляют тем или иным способом.

Результаты измерения микротвердости Н, в ГПа, от величины радиационной нагрузки Р (интегральная экспозиционная доза импульсного облучения D), в рентгенах, для образцов стали марки 08ПС толщиной 0,4 мм приведены на Фиг.6.

При обработке внутренних поверхностей, содержащих внутренние полости, слой силикатного стекла наносят на внутреннюю поверхность детали, импульсную рентгеновскую трубку располагают по продольной оси полости и производят радиационную обработку поверхности (Фиг.5).

Основные результаты измерений демонстрируют следующее:

- на исходных образцах профиль изменения микротвердости на глубине достаточно однороден, однако характеризуется высокой дисперсией по поверхности при данной нагрузке на индентор (коэффициент вариации достигает 12 13%);

- после рентгеновского облучения на образцах без силиконового слоя наблюдается снижение микротвердости, наиболее ярко выраженное при малых нагрузках, соответствующих глубинам 1,3 2,0 мкм;

- облучение образцов с диэлектрическим покрытием трансформирует профиль распределения микротвердости по их толщине, который становится резко неоднородным с максимумом на глубинах 4 7 мкм;

- после облучения дисперсия значений микротвердости на поверхности образцов уменьшается и на отдельных участках коэффициент вариации не превышает 3%.

- на глубинах, превышающих 7,5 9,0 мкм, значения микротвердости облученных и контрольных образцов совпадают.

Неоднородность распределения значений микротвердости по глубине после облучения связана с возрастанием дисперсности субструктуры металла, как это происходит при ударных методах упрочнения поверхностным пластическим деформированием.

2. Обработка полупроводниковых гетероструктур «кремний-на-изоляторе» (КНИ) и «кремний-на-сапфире» (КНС).

В образцах полупроводниковых гетероструктур «кремний-на-диэлектрике» (КНД - общее обозначение структур КНИ и КНС) слой диэлектрика (SiO₂ для КНИ) является либо встроенным, или «скрытым», а Al₂O₃ - сапфир (КНС) представляет из себя подложку для приборного слоя, в котором формируется электронная схема (Фиг.7). Поэтому процедура нанесения жидкого диэлектрика исключалась. Объектами исследования являлись структуры КНИ с толщиной 0,48 мкм приборного слоя Si, толщиной скрытого диэлектрика 0,5-0,52 мкм и суммарной толщиной ~0,25 мм.

Образцы структур КНИ подвергались воздействию импульсного рентгеновского излучения со средней эффективной энергией в максимуме E 75 кэВ 10, 20 и 30 импульсами длительностью 10 не и интервалом 5 мин. Средняя экспозиционная доза в одном импульсе составляла ~30 Р. Отжиг проводился в воздушной среде камеры тепла и холода при температуре 300°С в течение 1 часа. Изображения поверхностей получены на атомно-силовом сканирующем зондовом микроскопе ТМХ-2100 «Accurex» в режиме «Non-Contact». Результаты измерений приведены в табл.1. Изменение морфологии поверхности приведено на Фиг.8-11. Поскольку изменения морфологии связаны с плотностью дислокации в структуре приборного слоя, можно утверждать, что импульсное РИ приводит к упрочнению структуры материала.

Для образцов структуры КНС, выполняли такую же радиационно-термическую обработку, как и для структур КНИ. Изменение морфологии поверхности фиксировалось на атомно-силовом микроскопе «Smena-A» производства фирмы «NT-MDT», Россия.

Часть образцов отжигали при двух температурах 50°С и 100°С и различных временах, например, образцы № 1, 3, 5 отжигали при температуре 50°С в течение 30, 60, 90 минут, соответственно, и такое же время при 100°С. После каждого отжига проводили эллипсометрические измерения, а после последней процедуры отжига выполняли снимки микрорельефа поверхности для этой группы образцов.

Часть образцов (образцы № 2, 4, 6, 8, 10, 12, 14, 16) облучали на импульсной рентгеновской установке с длительностью импульса 5 не и скважностью 300 с. Эти образцы облучали дозой за 10, 20, 30, 40 импульсов, соответственно, со стороны как Si, так и Al₂O₃. После чего отожгли эту группу в тех же температурных режимах, что и предыдущую, а после каждой процедуры отжига проводили эллипсометрические измерения, по результатам которых рассчитывали значения показателя преломления N, коэффициента экстинкции K и оптической толщины приборного слоя D, в Å.

Измерения проводились на автоматизированном лазерном эллипсометре ЛЭФ-753. Длина волны гелий-неонового лазера эллипсометра составляет 0,6328 мкм, допустимая погрешность измерения поляризационных углов - не превышала ±0.09°, приборная пороговая чувствительность 0.01°, приборная погрешность определения показателей преломления и поглощения составила ±0.005, а толщины - ±3Å.

По результатам проведенных экспериментов построены зависимости: зависимость оптической толщины от интегральной дозы (облучение со стороны Si) на рисунке Фиг.12; зависимость коэффициента отражения N в Al₂O₃ от дозы (облучение, со стороны Si) на Фиг.13; зависимость коэффициента отражения N в Si от дозы (облучение со стороны Si) на рисунке Фиг.14.

Из Фиг.12-14 следует, что и отжиг, и облучение приводят к сглаживанию поверхности, т.е. уменьшается максимальная высота поверхности и сглаживается пик в максимуме распределения зерен. Установлено, что облучение со стороны кремния приводит к более значимым эффектам по сравнению с облучением со стороны сапфира.

Из приведенных зависимостей следует: 1) после облучения оптическая толщина слоя Si возрастает, последующий отжиг приводит к ее релаксации практически к исходному состоянию; 2) значения коэффициентов преломления для кремния и для сапфира уменьшаются по сравнению с исходным значением после облучения и последующего отжига.

Коэффициенты экстинкции кремния и сапфира также уменьшаются под воздействием облучения и отжига, но коэффициент экстинкции сапфира меняется несколько больше, чем для кремния. Например, для образца облученного 10 импульсами для кремния: 0,06 (исходное) - 0,028 (облучение) - 0,022 (отжиг); а для сапфира: 0,695 (исходный) - 0,129 (облучение) - 0, 223 (отжиг). Но у сапфира он на порядок выше, чем у кремния. Это объясняется различием материалов по плотности и наличием кислорода в структуре сапфира. Наиболее вероятной причиной этих изменений является перераспределение металлических примесей и дефектов структуры между эпитаксиальным слоем и подложкой под действием ОУВ, возникающих в сапфире в поле ионизирующего излучения.

Неэквивалентность реакций компонентов структур КНС на облучение с разных сторон может быть вызвана несимметричностью, функции плотности распределения поглощенной энергии РИ по толщине композиций. В случае облучения со стороны кремния минимальное значение поглощенной энергии, и, следовательно, и меньшая суммарная амплитуда ОУВ, приходится на эпитаксиальный слой и сопряженную с ним область подложки. При воздействии со стороны сапфира на эту зону воздействует поле волн с большей амплитудой, поскольку оно сформировано суперпозицией упругих импульсов, возникающих во всем объеме сапфирной подложки. В этом случае знакопеременные механические напряжения способны активизировать не только канал неконсервативной перестройки дефектов дислокационного типа в эпитаксиальном слое, но и микропластическую деформацию кремния за счет скольжения. Последний процесс обуславливает различия в характере измерений микрорельефа природных слоев при рентгеновском облучении структур со стороны кремния и сапфира.

Имеет место осциллирующий характер зависимостей K и N от интегральной дозы рентгеновского излучения не зависимо от температуры отжига. Увеличение продолжительности изотермического отжига и температуры приводит к сглаживанию осцилляции коэффициентов K и N, и можно ожидать, что при увеличении продолжительности процесса отжига переход зависимостей в режим насыщения.

Из анализа приведенных данных следует, что: 1) облучение структур КНС импульсами РИ вызывает уменьшение максимального размера микрошероховатостей, к уменьшению латерального разброса. Последующий отжиг после облучения приводит к более заметным изменениям латерального разброса по сравнению с процессом облучения; а увеличение дозы приводит к менее интенсивным изменением контролируемых параметров.

Поверхности облученных структур менее чувствительны к термическому воздействию, чем необлученные. Это объясняется тем, что импульсное РИ, генерируя неравновесные собственные точечные дефекты по «допороговому» механизму, переводит ПДС слоев-компонентов структур в термодинамически более равновесное состояние по сравнению с исходным и это сопровождается изменением микроморфологии поверхности приборных слоев, а также повышением их термостабильности.

Эксперименты, демонстрирующие реализуемость предложенного способа, выполнялись на образцах стали Ст.08 состава: Fe; 0,05÷0,1% С; 0,17÷0,37% Si, на поверхности которых наносились слои жидкого стекла толщиной 480 600 мкм. Состав стекла: Na₂SiO₃+9H ₂O. После сушки покрытия образцы облучались рентгеновским излучением со средней энергией квантов 100 кэВ в

Таблица 1
Влияние РИ и отжига на размер микрошероховатостей поверхности кремния структур КНИ
№	Вид обработки	Ra, нм	Rz, нм	D1, нм	Ra/Ra	Rz/Rz	dl/dl
1	Облучение 10 импульсами	51,09	24,45	193,75	0,74	1,89	-0,55
	Облучение 10 импульсами и отжиг	88,85	70,74	87,9
2	Облучение 20 импульсами	50,5	26,72	158,80	0,66	0,88	-0,37
	Облучение 20 импульсами и отжиг	83,65	50,24	100,70
3	Облучение 30 импульсами	46,47	25,01	166,07	0,72	0,86	-0,27
	Облучение 30 импульсами и отжиг	80,07	46,60	121,35
4	Контрольный без обработки	51,19	24,79	204,68	1,32	0,80	-0,41
	Контрольный без облучения после отжига	119,06	44,50	121,34
Ra - максимальный размер микрошероховатостей, нм
Rz - средний размер микрошероховатостей, нм
dl - распределения латеральных размеров, нм.

импульсном режиме с длительностью импульса порядка 150 нс. Суммарная экспозиционная доза составляла 12±3,6 Р. До, и после облучения на образцах измерялась микротвердость на приборе ПМТ-3 в диапазоне нагрузок 20 200 г. Погрешность измерений микротвердости не превышала ±7%.

При этом непосредственно вблизи поверхности под диэлектрическим слоем этот процесс идет наиболее интенсивно и сопровождается уменьшением размеров зерен (блоков) до уровня, когда не исключено возникновение «эффекта сверхпластичности». В случае облучения без диэлектрика спад микротвердости при малых нагрузках на индентор, скорее всего, связан с растворением коттреловских аблеосфер вследствие ионизации образующих их примесей и разблокированием дислокации, которые становятся подвижными в процессе локального нагружения и снижают твердость.

Представленные результаты свидетельствуют о реализации поставленной цели - упрочнения поверхности деталей, в том числе и сложной формы, и результаты свидетельствуют о перспективности применения специальных диэлектрических покрытий (которые после обработки легко удаляются) для упрочнения поверхностных слоев изделий любой формы, поскольку такие покрытия наносятся любым из традиционных методов, включая обычную выдержку в растворе (расплаве), а поле ионизирующего излучения, создаваемого рентгеновскими источниками, имеет много меньшую степень анизотропии пространственного распределения по сравнению с лазерным или корпускулярным излучением.

Литература

1. Folkes J / Surface Modification and Coating With Lasers / Materials Science Forum, Vol.246 (1997) pp.261-278 // Trans. Tech. Publication, Switzerland.

2. Lampa C., Vomaca P., Tengwall G. Transformation Hardening with Diode and Nd:YAG Lasers / Proceedings of 7^th Nordic Conference in Laser / Processing of Materials. 23-24 Aug. 1999 Finland, Section A-ICALEO 1999, pp.198-206.

3. Кочкаров А.А. Стойкость, графы, синергетика / Нелинейный мир. - № 1 - 2006. - c.3-17.

4. Гусева М.И. Ионная имплантация в металлах // Поверхность, 1982. - № 4. - с.27-52.

5. Аброян И.Я., Андронов А.Н., Титов А.И. Физические основы электронной и ионной технологии / М.: Высшая школа, 1984. - 319 с.

6. Киселев В.К., Скупов В.Д. Новые области применения радиационных технологий в производстве полупроводниковых приборов / / Вестник ННГУ / сер. ФТТ, 1988. - вып.2. - с.125-130.

7. Быков В.Н., Малынкин В.Г., Хмелевская B.C. Эффект дальнодействия при ионном облучении // Вопросы атомной науки и техники / Сер.; Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение, 1989. - вып.3 (50). - с.45-52.

8. Surface Modification and Coating with Lasers / Materials Science Forum, Vol.246 (1997) pp.261-278 // Trans. Tech. Publication, Switzerland.

9. Скупов В.Д., Тетельбаум Д.И. ФТП, 1987, т.21, вып.8, с.1495-1496.

10. Семин Ю.А., Скупов В.Д., Тетельбаум Д.И. Письма в ЖТФ. 1988, т.14, вып.3, с.273-276.