CC BY
97
Физикохимия поверхности. Покрытия
Вестник ДВО РАН. 2010. № 5
УДК 539.234; 536.422; 548.522; 544.015.2; 548.74 Н.И.ПЛЮСНИН
Атомно-масштабное управление молекулярно-лучевым ростом тонкопленочных наногетеро структур
Рассмотрена проблема управления ростом первых атомных слоев металл-полупроводниковых наногетероструктур при физическом осаждении на подложку в вакууме. Приведен обзор важнейших экспериментальных и теоретических результатов, полученных нами для системы металл 3d переходной группы—кремний. Исследованы формирование эпитаксиальных, или атомно-резких, границ раздела, методы измерения и влияние параметров управления (температура подложки и пара, скорость осаждения) на формирование границы раздела. Обоснована актуальность данной проблемы для тонкопленочных приборов кремниевой микро- и наноэлектроники, наноспинтроники и нанофотоники. Обобщены экспериментальные результаты, полученные при одинаковых или близких условиях эксперимента. Развиты теоретические и методологические подходы к данной проблеме. Рассмотрены перспективы дальнейших исследований.
Ключевые слова: ультратонкие пленки, поверхность, наногетероструктуры, образование фаз, механизм роста, молекулярный пучок, электронная спектроскопия.
Atomic-scale control of molecular beam growth of thin-film nanoheterostructures. N.I.PLYUSNIN (Institute of Automation and Control Processes, FEB RAS, Vladivostok).
The problem of growth control ofthe first atomic layers ofmetal-semiconductor nanoheterostructures during physical deposition on the substrate in vacuum has been considered. Review of the most important experimental and theoretical results obtained by us in the framework of the given problem in 3d metal—silicon system within several years has been presented. Formation of epitaxial or atomically sharp interfaces, measurement methods and effect of control parameters (substrate temperature, vapor temperature, deposition rate) on interface formation were investigated. Urgency of the given problem for thin-film devices of silicon micro- and nanoelectronics, nanospintronics and nanophotonics has been grounded. Generalization of experimental results obtained under the same or similar conditions has been made. Theoretical and methodological approaches to the given problem have been developed. Prospects for further investigations have been considered.
Key words: ultrathin films, surface, nanoheterostructures, phase formation, growth mechanism, molecular beam, electron spectroscopy.
Особенность кремния как материала полупроводниковой электроники состоит в том, что он не является прямозонным полупроводником. Только германий и твердые растворы германий-кремний имеют близкие ему параметры решетки и могут расти на нем в напряженном состоянии. Поэтому кремний не конкурирует с полупроводниками группы A3B5, которые позволяют создавать объемные монолитные гетероструктуры и приборы на их основе, и занимает свою нишу - тонкопленочных приборов, в которых активная часть формируется в объеме кремния, а пассивная (в виде тонких пленок металлов, диэлектриков и других полупроводников) - на поверхности. К ним относятся приборы на основе структур металл-оксид кремния-полупроводник (МОП), которые из-за дешевизны и простоты технологии используются в интегральных схемах для информационных, измерительных и вычислительных систем.
ПЛЮСНИН Николай Инокентьевич - доктор физико-математических наук, главный научный сотрудник (Институт автоматики и процессов управления ДВО РАН, Владивосток). E-mail: [email protected]
Исследования поддержаны ДВО РАН (гранты 09-І-П27-05 и 09-І-ОФН-08) и Минобрнауки (проект РНП № 6441).
Согласно прогнозам и международной технологической дорожной карте для полупроводников, к 2014 г. интегральные схемы будут иметь размеры элементов 35 нм и конструироваться из кремний-германиевых МОП транзисторов, сформированных в структурах «кремний на изоляторе» с ультратонким слоем отсеченного кремния [1]. Предполагается, что они будут содержать напряженный нанопроволочный кремниевый или кремний-гер-маниевый (выполненый в виде сверхрешетки Ge-Si) канал длиной в десятки нанометров, окруженный затвором. Ультрамелкие контакты к стоку и истоку транзисторов будут изготовлены из силицидов, затвор - из тугоплавких металлов или с прослойкой TiN, подзат-ворный диэлектрик - из оксида тугоплавкого металла с высокой диэлектрической постоянной (HfO2 и др.).
Поверх этой МОП-транзисторной схемы с помощью технологии «вейф-бондинг» будет расположен слой оптоэлектронных межсоединений с ИК-излучателями на входе и ИК-фотоприемниками на выходе в структуре кремний на изоляторе. Для построения ИК-фотоприемников будут использованы планарные структуры металл-полупроводник ^е^і)-металл либо диодные структуры металл-полупроводник на основе силицидов переходных и редкоземельных металлов. ИК-излучатели, вероятно, создадут на основе композитного материала из твердого раствора или преципитатов силицидов редкоземельных (Er) металлов в кремнии [7]. Очевидно, возможна интеграция в тонкопленочные МОП-схемы и других тонкопленочных приборов на основе металл-полупроводниковых наноструктур, в частности спин-вентильных транзисторов.
Под металл-полупроводниковыми пленочными наноструктурами здесь подразумеваются наноструктуры из пленок наноразмерной толщины с металлической или полупроводниковой проводимостью из металлов, кремния и их соединений на кремнии или на полупроводниковой монолитной структуре, выращенной на кремнии. Эти слои могут иметь различную структуру (эпитаксиальные, монокристаллические, аморфные и др.), но при этом не должны нарушать структуру полупроводниковой подложки. Они могут состоять из нескольких слоев различных металлов (например, магнитных и немагнитных) или чередующихся аморфных слоев металл-полупроводник.
В приборах с использованием металл-полупроводниковых структур возможны три вида токопереноса: поперек или вдоль пленочной наноструктуры и в приповерхностной области полупроводниковой подложки, непосредственно под ней. Используя эти три вида токопе-реноса, можно создать вертикальные токово-баллистические и горизонтальные полевые транзисторы (например, полупроводник-металл-полупроводник), фотодиоды металл-полупроводник и металл-полупроводник-металл, нанопленочные волноводные интерференционные транзисторы, транзисторы со спин-вентильной металлической базой в виде многослойной ультратонкой пленки из слоев магнитных и немагнитных металлов, полевые транзисторы с магнитоуправляемым каналом и др. Это приборы ультратонкопленочной ме-талл-полупроводниковой наноэлектроники, наноспинтроники и нанофотоники.
Принципы управления процессом роста
Схема атомно-масштабного управления молекулярно-лучевым ростом металл-полупроводниковых пленочных наноструктур представлена на рис. 1. Объектами управления являются все процессы, протекающие на поверхности растущей структуры (рис. 2). Для корректного управления процессом объект управления должен быть описан феноменологической или математической моделью, в которой фигурируют контролируемые параметры роста.
Нами построена достаточно простая вероятностная математическая модель роста, учитывающая вероятность зарождения фазы, скорость поверхностной диффузии, роста фазы и диффузии из молекулярного пучка в объем подложки, рассматривающая особенности молекулярно-лучевого осаждения атомарного пучка в вакууме [2]. Эти особенности
Рис. 1. Схема атомно-масштабного управления молекулярно-лучевым ростом пленочных наноструктур
заключаются в том, что теплота реакции атома с подложкой активирует диффузию атома по поверхности и в объем подложки, а взаимодействие атома и подложки зависит от коллективного взаимодействия ее и предыдущих и соседних атомов. В целом это приводит к конкуренции двух параллельных процессов роста: зарождения-разрастания островков пленки и формирования диффузионного слоя. На основе анализа коллективного взаимодействия соседних атомов было показано, что увеличение плотности атомного потока в молекулярном пучке до критического значения может скачкообразно увеличить длину поверхностной диффузии атомов и привести к переходу от диффузионного роста (перемешивания с подложкой) к росту пленки адсорбата.
В дальнейшем модель может быть усовершенствована вводом дополнительных параметров, учитывающих ключевые процессы роста. Как показали наши исследования роста металла на кремнии, таким параметром является тепловая, или кинетическая, энергия атомов металла в осаждаемом пучке [3]. Недавние работы по моделированию формирования границы раздела в переходной гетеросистеме металл-алюминиевая подложка [8] подтверждают наши выводы о роли энергии пучка, падающего на подложку. Расчеты и моделирование методом молекулярной динамики показали, что кинетической энергии атомарного пучка переходного металла 0,1 эВ достаточно для перемешивания осаждаемых атомов с атомами подложки и что изменение этой энергии сильно влияет на степень перемешивания. Если кинетической энергии недостаточно, чтобы атом проник в объем, то он остается на поверхности, конденсируется на ней, образуя связи с соседними верхними атомами подложки (рис. 3а). При этом выделяется теплота, которая соответствует теплоте конденсации и облегчает проникновение другого падающего на поверхность атома в объем решетки. Если падающий атом проник в объем решетки, преодолев поверхностный активационный энергетический барьер, то он вступает в реакцию с окружающими его атомами подложки, образуя химическую связь, подобную связи в объемном силициде (рис. 3б). В этом случае теплота реакции соответствует энергии образования силицида.
Выделившаяся теплота очень быстро (время затухания порядка 10"7-10"10 с) отдается подложке [2]. Но за счет того что энергия образования силицида намного больше, чем
Рис. 2. Процессы на поверхности растущей структуры. Вертикальные стрелки 1-4 - осаждение и конденсация атомов металла на подложку: 1) на островок, 2) в обедненную за счет поверхностной диффузии область около островка, 3, 4) между обедненными областями на подложке; 5) диффузия атомов в объем подложки; горизонтальные стрелки: 2) рост островков металла за счет поверхностной диффузии, 4) зарождение кластеров
энергия конденсации, в случае проникновения атома в объем подложки время для активации диффузии соседних осаждаемых атомов оказывается на порядки больше, чем когда атом находится еще на поверхности. Поэтому с проникновением атома металла в объем решетки кремния будет активироваться перемешивание на границе раздела. Конечно, не все атомы будут перемешиваться с подложкой. Некоторая часть останется на поверхности, образовав поверхностную фазу, а после -пленку адсорбата.
При увеличенной скорости осаждения, но неизменной тепловой (кинетической) энергии атомов увеличение плотности молекулярного пучка приведет к перекрытию областей нагрева от соседних атомов за время отдачи выделившегося в результате реакции тепла. Это перекрытие при пороговой атомной плотности резко увеличит длину поверхностной диффузии атомов и, соответственно, вероятность зарождения и роста островков пленки [2]. В результате рост пленки металла будет проходить быстрее, чем его перемешивание с подложкой.
С дальнейшим увеличением скоро -сти осаждения будет расти температура поверхности подложки. В результате островки-зародыши пленки металла после достижения второй критической скорости осаждения станут нестабильны, и металл будет диффундировать в объем подложки. При этом вместо роста пленки металла происходит перемешивание металла с кремнием и формируется пленка объемного силицида.
Таким образом, рост поверхностной фазы и тонкой пленки металла без перемешивания с подложкой кремния требует оптимальной скорости осаждения пучка при минимально возможной кинетической энергии этого пучка [3, 4, 12, 13]. При малых скоростях осаждения и достаточно большой кинетической энергии пучка образуются силицидная поверхностная фаза, затем тонкая пленка необъемного или метастабильного силицида (пленочная нанофаза силицида) и далее - пленка объемного металла с растворенным в нем кремнием. При отжиге этих пленочных силицидных нанофаз в зависимости от их типа зарождается тот или иной эпитаксиальный объемный силицид. На очень больших скоростях осаждения растет сначала поверхностная фаза металла, затем его метастабиль-ная пленочная нанофаза. После критической толщины из последней в зависимости от режима осаждения образуется объемный силицид или металл. При росте кремния на силициде также наблюдается переход от перемешивания кремния с силицидом и островкового роста к послойному росту кремния с изменением скорости осаждения. Введение нами в управление нового параметра (тепловая, или кинетическая, энергия атомного потока) потребовало разработки конструкции новых молекулярно-лучевых источников с использованием принципа напыления из горячей стенки [3].
Е < Екр
Рис. 3. Взаимодействие атомов металла с подложкой кремния в зависимости от кинетической энергии этих атомов, обусловленной различной температурой испарения металла в источнике. ЕКр - критическая (пороговая) кинетическая энергия пучка
Методы контроля процесса роста
Конечно, математическая или феноменологическая модель объекта управления процессами, протекающими на поверхности, позволяет предсказать способы управления, но чтобы выявить детали процесса, определить его параметры, найти оптимальные режимы, необходимо контролировать каждый из процессов на поверхности в отдельности. Для этого требуются соответствующие методы измерения данных параметров и исследования процессов.
К сожалению, не существует прямых методов, позволяющих проследить в динамике за поверхностью кристалла и отдельными атомами на ней, тем более когда речь идет о потоке атомов. В настоящее время хорошо развиты методы электронной и зондовой микроскопии, а также электронной и фотоэлектронной спектроскопии. Они основаны на взаимодействии электронов, фотонов, атомного острия кристаллического зонда, с одной стороны, и поверхности кристалла и атомов на ней - с другой. Характер этого взаимодействия отражает как позицию отдельных атомов, так и форму их скоплений, а также толщину, состав и электронную структуру поверхностного слоя кристалла и атомных скоплений на нем в виде пленки.
Однако чем меньше площадь исследуемой поверхности, чем выше разрешение (в пределе - 1 атом), тем дальше мы удаляемся от интегрального исследования процесса роста всей пленки и поверхности подложки и приближаемся к локальному исследованию поведения отдельных атомов, ближайшего их окружения и других локальных процессов роста. Возникает проблема стратегии самого контроля роста. Начать желательно с интегральных методов контроля и затем перейти к локальным методам для более детального описания процессов на атомном уровне. Степень интегральности может быть разной в зависимости от глубины анализируемого поверхностного слоя.
Опыт изучения роста пленки показал, что оптимальной для исследования формирования границы раздела является глубина зондирования 3 монослоя (МС) [3, 4, 12, 13]. Действительно, если глубина зондирования 1 МС позволяет видеть только поверхностные атомы, то 3 МС - охарактеризовать верхние слои пленки и увидеть состояние границы ее раздела с подложкой на начальной стадии роста при толщине пленки 1-10 МС. В этом диапазоне необъемные пленочные фазы переходят в объемные. Пленки наноразмерной толщины требуются для приборов наноэлектроники, наноспинтроники и нанофотоники.
В качестве интегральных методов мы использовали методы просвечивающей электронной микроскопии и микродифракции, дифракции медленных электронов (ДМЭ), электронной оже-спектроскопии (ЭОС), спектроскопии характеристических потерь энергии электронов (СХПЭЭ), а в последние годы - атомно-силовой микроскопии. Все они по своей чувствительности охватывают диапазон толщин менее 10 МС. Нам удалось охарактеризовать начальную стадию процесса роста пленки и проследить за ее структурным и фазовым состоянием, толщиной, механизмом роста, морфологией и электронной структурой.
Для совершенствования методов контроля нами разработана простая математическая модель, описывающая процесс выхода оже-электронов из пленки сложного состава. На ее основе предложена методика количественного анализа состава и толщины пленки с использованием данных при двух глубинах зондирования [9]. Найдены дополнительные возможности методов ЭОС и СХПЭЭ для анализа электронной структуры границы раздела пленка-подложка [9] и определения поперечной структуры пленки [10]. В последнее время разработана методика анализа механизма роста пленки по совокупности данных ЭОС и СХПЭЭ, основанная на их сопоставлении с расчетными моделями затухания выхода сигналов от подложки и пленки.
Ключевой объект управления - пленочные нанофазы
С помощью метода СХПЭЭ мы выяснили, что двумерное состояние пленки можно охарактеризовать двумя видами фаз: 1) поверхностными при субмонослойных покрытиях (пики А и В на рис. 4а и соответствующий ему ряд межатомных связей В на рис. 4б) и 2) пленочными нанофазами: монослойными - при 1 и 2 МС (пики и ряды связей С и D, соответственно) и псевдообъемными - при 3 МС и более (пик и ряд связей Е). Одновременно мы убедились, что плазмонные потери в СХПЭЭ чувствительны к связям между отдельными атомными слоями (или, возможно, даже атомами) вблизи поверхности.
Наши результаты показали: свойство пленочных нанофаз состоит в том, что в некоторых условиях и до определенного предела они могут иметь различную толщину. Кроме того, при большой толщине пленочная нанофаза может иметь по крайней мере один слой атомов с симметричным (или квазисимметричным) атомным окружением в направ-
лении, поперечном поверхности подложки. Атомная плотность пленочных нанофаз адаптирована к атомной плотности подложки подобно известным псевдоморфным фазам или смачивающим слоям, в которых параметры и тип решетки отличаются от подложки незначительно. Но когда различие параметров решеток и их типа велико (как у металлов и кремния), тогда структура пленочной нанофазы непсевдоморфная. Пленочные нанофазы, относящиеся к ним псевдоморфные фазы и смачивающие слои предшествуют зарождению и росту из них объемных фаз.
В настоящее время даже в такой детально исследованной (в силу ее широкого применения в микроэлектронике) системе, как металл переходной группы-кремниевая подложка, терминология, касающаяся необъемных фаз, стабилизированных подложкой, еще не устоялась. Для систем металл-кремний после отжига пленки металла на кремнии были найдены предшествовавшие объемным ме-тастабильные фазы. Хотя структуру этих фаз описывают моделями объемных решеток, подразумевается, что они все-таки необъемные благодаря стабилизации их структуры подложкой [6]. Фазы, которые не имеют однородной по объему решетки (например, в пленках, осажденных при комнатной и более низких температурах), относят к объемным метаста-бильным фазам либо к объемным твердым растворам. Такая точка зрения - следствие первоначально сложившегося стереотипа, когда на межфазной границе раздела и в тонких пленках рассматривались исключительно объемные фазы [5].
Таким образом, понятия объемной и необъемной фазы противоречивы. С одной стороны,
•сі2М/сіЕ2
15 20 25
Енергия потерь, эВ б
д , ооооооооооо <ЛсЛ><Л<Л><Л>о'— В
ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо
ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо
ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо ооооооооооо
Рис. 4. Спектр характеристических потерь энергии электронов (СХПЭЭ) от пленки Со на подложке кремния Si(Ш) после вычитания вклада подложки (а). Ряды межатомных связей (выделены серым), отвечающие за соответствующие пики потерь в СХПЭЭ (А, В, С, D, Е): атомы металла -черные кружки, кремния - белые (б)
их различают по степени стабильности, с другой - по соответствию их структуры фазам на объемной фазовой диаграмме либо объемным фазам другой системы. Наш опыт показывает, что все необъемные пленочные фазы относятся в различной степени к нестабильным или метастабильным фазам, которые переходят в стабильные объемные при увеличении толщины пленки или при отжиге. Критерием различия необъемной и объемной фаз правильнее считать несоответствие ее структуры, в частности атомной плотности, структуре и атомной плотности объемных фаз данной системы.
Конечно, среди пленочных нанофаз при определенных условиях могут существовать фазы, имеющие однородные состав и структуру и подобные объемным фазам в массивном твердом теле. Но в общем случае в тонкой пленке, подверженной влиянию подложки, формируются фазы, стабилизированные подложкой, которые имеют неоднородную структуру по толщине и принципиально не существуют в объемном состоянии. Влияние подложки особенно сильно при толщине пленки меньше длины экранирования Дебая или сравнимой с ней. Но оно может сохраняться и до больших толщин, если условия роста неравновесные либо имеется эпитаксиальное сопряжение решеток пленочной нанофазы и подложки.
Действительно, пленочные нанофазы позволяют уточнить представления о начальной стадии роста тонкой пленки и объясняют множество явлений в неизоморфной системе пленка-подложка с большим различием параметров решеток и с сильным химическим взаимодействием пленки и подложки. Примеры возникновения этих явлений можно найти в литературе, в частности по электронной структуре, но правильнее ограничиться данными, полученными нами при известных и близких условиях. Особое внимание мы уделим информации, полученной с помощью СХПЭЭ. К сожалению, исследований, проведенных этим методом, мало, но он позволяет проследить за изменением плотности химических связей и тем самым - за изменением атомной плотности и обнаружить переход от необъемных фаз к объемным, не вдаваясь в детали структуры фаз.
Методом СХПЭЭ в системе пленка-подложка обнаружены следующие явления: особый характер химических связей на границе раздела, приводящий в системе металл переходной группы-кремний к сильному перераспределению электронов на границе раздела [4, 12], низкую атомную плотность пленок переходного металла толщиной 3-6 МС на кремнии [3, 4, 12, 13], пониженную атомную плотность 1-2 бислоев аморфного кремния на реконструированной поверхности монокристаллического кремния [11], повышенную атомную плотность 1-2 бислоев аморфного кремния на силициде [3]. Следствием этих явлений является скачкообразное изменение морфологии пленок после перехода от пленочной нанофазы к объемной фазе, которое показывают изображения в атомно-силовом микроскопе (АСМ) [4, 13]. Кроме того, пленочные нанофазы имеют неоднородную структуру атомной плотности поперек границы раздела с подложкой, что выражается в асимметрии пика и появлении двух и более пиков объемных плазменных потерь в спектре СХПЭЭ (рис. 4).
По существу, пленочные нанофазы - это несколько атомных слоев объемно-подобной (по плотности) решетки соответствующего состава, растянутой (в неплотных решетках -сжатой) вблизи границы раздела до образования прочных атомных связей с решеткой подложки. Именно наличие этих прочных связей обеспечивает стабильность пленочной нанофазы до определенной толщины и температуры. Дополнительную стабильность обеспечивают квантовые размерные эффекты вблизи толщин, кратных квантовому размеру [14], а также присутствие сверхструктурных сопряжений решеток на границе раздела.
Но просто растянуть твердотельную решетку нельзя. Ведь длины межатомных связей измениться не могут, так как обусловлены балансом межъядерных сил притяжения и межатомных сил отталкивания. Однако в решетке возможно замещение атомов вакансиями, могут измениться и углы связей. Это приведет к изменению атомной плотности до той, которая необходима для сопряжения атомных рядов на границе раздела.
Таким образом, в очень тонкой пленке могут сформироваться пленочные нанофазы, насыщенные вакансиями и имеющие деформированную решетку на границе раздела. Вакансий вблизи границы раздела в этих фазах будет больше, если плотность у объемных фаз адсорбата больше, чем у подложки. Кроме того, изменятся углы связей вблизи границы раздела. Вдали же от нее концентрация вакансий уменьшится, при этом углы связей приблизятся к объемным. Таким образом, пленочные нанофазы, если они не образованы метастабильными фазами с идеальным совпадением параметров решетки и подложки, могут иметь неоднородную по толщине структуру, стабилизированную подложкой.
Поскольку пленочные нанофазы предшествуют объемным фазам и являются материнской средой для их зарождения и роста, напрашивается вывод, что управление их формированием является ключевым в росте объемных фаз, особенно при низких, комнатных или умеренных температурах (неравновесных или недостаточных для зарождения и роста объемных фаз). Очевидно, прогресс в твердофазном росте ультратонких пленок для сильно взаимодействующих систем пленка-подложка связан с успехами в управлении процессом самоорганизующегося формирования пленочных нанофаз и их перехода к объемным.
От нанопленок - к росту многослойных наноструктур
Таким образом, нами разработаны стратегия, методы управления процессом формирования атомно-резких границ раздела и ультратонких пленок металлов и силицидов на кремнии наноразмерной толщины и контроля процесса. Это позволило создать пленочные наноструктуры металл (Сг, Со, Fe, Си) или его силицид-кремниевая подложка с нано- и субнаноразмерной толщиной пленок [3, 4, 12, 13]. Атомно-гладкий рельеф поверхности пленок Со и Fe иллюстрируют АСМ-изображения (рис. 5). Ультратонкие пленки Со
О 0,10 0,20 0,30 0,40
пт
0 0.1 0.2 ! 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7
пт
Рис. 5. Изображения в атомно-силовом микроскопе и распределение высоты рельефа (в верхнем правом углу картин) для пленок металлов субнано- и наноразмерной толщины на кремнии: Со (28 МС Бе) на Si(Ш) без отжига (а); Бе (1,5 МС Бе) на Si(001) (б); FeSi (4,5 МС Бе) на 81(001) (в); Бе^ (7,5 МС Бе) на 81(001) (г) после отжига при 250°С. Масштаб: а - 0,5 х 0,5 мкм, б-г - 2 х 2 мкм
имеют высоту рельефа около 0,6 нм, Fe - 0,2-0,3 нм, что сопоставимо с высотой атомных ступеней на поверхности подложки.
В настоящее время лаборатория технологии полупроводников и диэлектриков ИАПУ ДВО РАН изучает методы роста для получения многослойных пленочных наноструктур в системах металл-металл и металл-кремний. В ближайшее время наши исследования будут сконцентрированы на управлении магнитными, электрофизическими и оптическими свойствами многослойных пленочных наноструктур для приборов наноспинтроники, наноэлектроники и нанофотоники.
ЛИТЕРАТУРА
1. Орликовский А.А. Наноэлектроника, квантовые компьютеры и электронная отрасль в России // Электроника: наука, технология, бизнес. 2007. № 5. С. 4-10.
2. Плюснин Н.И., Миленин А.П. Моделирование процесса атомного перемешивания на границе раздела металл-полупроводник // Дальневост. матем. сб. 1996. № 2. С. 153-160.
3. Плюснин Н.И. Низкоразмерные фазы и формирование наногетероструктур в системе переходный 3d-металл-кремний // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2005. № 1. С. 17-27.
4. Плюснин Н.И., Ильященко В.М., Китань С.А. и др. Формирование, электронная структура и стабильность пленочных нанофаз переходных металлов на кремнии // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2009. № 9. С. 86-98.
5. Ту К., Мейер Дж. Тонкие пленки. Взаимная диффузия и реакции / под ред. Дж.Поута, К.Ту, Дж.Мейера. М.: Мир, 1982. 576 с.
6. Kataoka K., Hattori K., Miyatake Y. et al. Iron silicides grown by solid phase epitaxy on a Si(III) surface: Schematic phase diagram // Phys. Rev. B: Condens. Matter. 2006. Vol. 74. P 155406.
7. Krasilnik Z.F., Aleshkin V.Ya., Andreev B.A. et al. SMBE grown uniformly and selectively doped Si: Er structures for LEDs and lasers // Towards the First Silicon Laser / еd. L.Pavesi, S.Gaponenko, L. Dal Negro. NATO Science Series: II: Mathem., Phys. and Chem. Dordrecht: Kluwer Academic Publishers, 2003. Vol. 93. P. 445-454.
8. Lee S.-G., Chung Y.-Ch. Molecular dynamics investigation of interfacial mixing behavior in transition metals (Fe, Co, Ni)-Al multilayer system // J. Appl. Phys. 2009. Vol. 105. P. 034902 (1-4).
9. Plusnin N.I. Application of AES and EELS for surface/interface characterization // J. Electron. Spectrosc. Relat. Phenom. 2004. Vol. 137-140. P. 161-164.
10. Plusnin N.I., Soldatov V.Y., Milenin A.P EELS-peak intensity dependence on primary electron energy for the Si(111)7 x 7 and Si(111)-Cr surface structures // Surf. Sci. 1999. Vol. 426. P. 38-47.
11. Plusnin N.I. Evolution of EELS and AES during formation of the Si(III) 7 x 7 / a-Si interface // Phys. LowDimensional Struct. 1997. N 8/9. P. 51-62.
12. Plusnin N.I., Il’yashenko V.M., Kitan’ S.A. et al. Formation of Co ultrathin films on Si(111): growth mechanisms, electronic structure and transport // Appl. Surf. Sci. 2007. Vol. 253. P. 7225-7229.
13. Plusnin N.I., Il’iashchenko V.M., Kitan’ S.A. et al. Metal thin-film nanophases and their interface with silicon // J. Phys: Conf. Ser. 2008. Vol. 100. P. 052094.
14. Zhang Z. Quantum stability of ultrathin metal overlayers on semiconductor substrates // Surf. Sci. 2004. Vol. 571. P. 1-4.
