CC BY
4ТЕХНОЛОГИЯ МИКРО- И НАНОЭЛЕКТРОНИКИ
Обзор УДК 621.385.002
Автоэмиссия из наноструктур на основе карбида кремния и влияние на нее образующихся субоксидных SiO^-покрытий II. Эмиссионные свойства SiC-нанопротрузий
П.Г Бобовников1, А.С. Ермаков1, И.В. Матюшкин1'2, С.Н. Орлов1,
1 12 3 3
К.П. Свечкарев , Н.А. Шелепин ,, А.Н. Михайлов , А.И. Белов
1ОАО «НИИмолекулярной электроники» (г. Москва) 2Национальный исследовательский университет «МИЭТ» 3Нижегородский государственный университет им. Н.И.Лобачевского
На качественном уровне рассмотрено влияние кислорода на деградацию SiC-микрокатода в условиях плохого вакуума. Приведены результаты экспериментов по CVD-пленкам SiC, подвергшимся отжигу в среде N2 и Н2. Для нановключений SiC в приповерхностный слой Si, синтезированных путем высокодозной имплантации С+, обнаружена слабая автоэмиссия с порогом < 20 В/мкм и максимальным током 0,17 мА/см2.
Ключевые слова: карбид кремния, микрокатод, ионная имплантация, автоэмиссия электронов
Распыление материала острийных катодов, их окисление и деградация при эксплуатации в условиях плохого вакуума являются серьезным препятствием для развития вакуумной микроэлектроники. В этих условиях карбонад кремния SiC имеет преимущество перед другими материалами, так как химически стабилен и инертен. Позитивная роль SiOx-покрытий обсуждалась в работе [1].
В настоящей работе на качественном уровне рассматривается влияние на автоэмиссию субоксидных структур, формирующихся на поверхности эмиттера при работе микроприбора в кислородсодержащей среде. Приводятся результаты нанесения SiC-пленок методом осаждения из газовой фазы (CVD) и их легирования фосфором. Обсуждаются ионно-синтезированные нанопротрузии (нановключения) SiC внутри приповерхностного слоя кремния.
Роль субоксидных SiOx-покрытий SiC-микрокатодов. В работах [2, 3] описан положительный эффект частичного окисления поверхности SiC-микрокатода при толщине покрытия, не превышающей 10 нм (процесс окисления контролировался технологически). Однако окисление во время работы микроприбора может приводить к неста-бильностям и разбросам токовых параметров.
Теоретически не исключается холодная эмиссия из наноразмерных островков кристаллического SiC (работа выхода для 6H-SiC составляет 4,75 эВ), смешанных кластеров SiOxCy и сквозь ультратонкую пленку SiOx. Поверхность микрокатода будем считать поликристаллическим кремнием с внедренными нанопротрузиями SiC размером 40-100 нм. Выделим четыре аспекта этой комплексной проблемы.
© Бобовников П.Г., Ермаков А.С., Матюшкин И.В., Орлов С.Н., Свечкарев К.П., Шелепин Н.А., Михайлов А.Н., Белов А.И., 2013
1. Химические процессы на поверхности эмиттера. В зависимости от напряжения на аноде (плотности катодного тока) возможна ударная ионизация воздуха электронами и генерация радикалов и/или возбужденных кислородных частиц, способных к реакциям с поверхностью SiC. Кроме того, по мере разогрева катода (при переносе электронов к поверхности эмиттера), как показывает практика углеродных эмиттеров, химическое равновесие может сместиться в сторону процессов разложения SiC. Возможен также катализ электрическим полем.
2. Транспортные (диффузионнно-кинетические) процессы в подповерхностном слое эмиттера и наращивание субоксидных островков и пленки. Предположительно, происходит коалесценция островков SiOx, замещающих SiC, и формирование сплошной пленки SiOx/SiO2 (рис.1). Травление происходит по реакциям окисления:
+ О2 ^ SiOx + СО2Т; (1)
SiC + О ^ Si + СО|; (2)
SiC + О ^ SiOx + С. (3)
Однако пленка SiOx/SiO2 будет маскировать нижележащие ряды атомов карбида кремния: во-первых, по отношению к доставке кислородных частиц, а во-вторых, препятствуя уходу к поверхности молекул СО и СО2. Поэтому реакция (3) приобретет большее значение и избыточный углерод может выходить на поверхность.
3. Теплопроводность и термические эффекты. По мере замещения углерода кислородом и трансформации поверхностного слоя атомов будет изменяться теплопроводность эмиттера, прежде всего в отношении излучательного механизма теплопередачи. На степень разогрева поверхности эмиттера будет влиять величина интенсивности и эк-зотермичности реакций (1)-(3).
4. Изменение электронной структуры эмиттера. Рандомизация структуры нано-кластеров SiC за счет смещения связей Si-O, Si—С и, возможно, —С—О— приведет к появлению множественных уровней в запрещенной зоне, если о такой можно вообще говорить в рассматриваемой ситуации, и ее расширению (для объемного SiO2 ширина зоны около
9 эВ). Одновременно с расширением запрещенной зоны будет уменьшаться работа выхода. Однако литературные данные здесь противоречивы. При сравнительно толстом SiO2 резко упадет проводимость слоя и, соответственно, ухудшатся эмиссионные ВАХ.
Поскольку экспериментальных работ по полевой эмиссии из островков SiC мало, следует ориентироваться на углеродные эмиттеры. Авторы [4] исследовали деградацию углеродных нанотрубок (УНТ) при эмиссии в условиях напряжений 200-1000 В на аноде и зазоре анод-катод 100 мкм. При уровне вакуума 10—2, 10—6, 10—10 Па время
—5 —1 3
жизни УНТ составило порядка 10 , 10 , 10 лет из расчета напряженности поля 7—8 В/мкм. Помимо очевидного механизма через образование летучих СО и С02 существует механизм ионного распыления, при котором согласно [4] роль сорта атомов невелика (в пределах 2-3 раз по среднему времени жизни УНТ). Влияние на эмиссионную ВАХ остаточных газов исследовано в [5] для нанографитовых слоев при сходной гео-
Рис.1. Деградация структуры 8Ю-островкового эмиттера. Показаны исходная и окисленная SiC-наноинтрузия (слева направо)
метрии системы, где предложена аппроксимация деградации тока в виде суммы константы и двух экспонент с разными временными параметрами. Адсорбционно-десорбционное равновесие достигалось за первые 10 мин работы прибора, а связанная с ним деградация была частично обратимой.
Сечение ионизации для азота при пороговой энергии электрона около 60 эВ составляет порядка 10 см [5]. Поэтому в условиях микрокатода прямая ионизация кислорода и азота пренебрежимо мала, следовательно, мало и ионное распыление. Однако вместо потенциального образования анионов O и O2 энергии электрона 10-15 эВ достаточно для возбуждения частиц O2 (с переходом электронной пары на внешней оболочке на более высокую орбиту или изменением гибридизации). Этот фактор, как и избыточная кинетическая энергия, дополнительно стимулирует распад молекулы O2 на SiC-поверхности. Энергия связи Si-C составляет 5,5 эВ, что превосходит энергию связей С-С в углеродных материалах, равную 3,6 эВ, и делает материал эмиттера более устойчивым к бомбардировке по сравнению, например, с УНТ. Однако аморфная пленка SiC, подверженная отжигу в среде H2 при высоких температурах (около 1100 °С), теряет углерод, в результате чего на ее поверхности появляются островки Si. Таким образом, протекание реакций диспропорционирования (1)-(3), маловероятных в обычных термодинамических условиях, становится возможным при повышенной температуре и в условиях сильного поля.
Локальное повышение температуры в пределах поверхности нанопротрузии SiC или на ее краях, если электроны эмитируют именно оттуда, вполне возможно. Результаты работы [6] показывают, что для кремниевого острийного катода с радиусом скруг-ления 10 нм и токе 9,6 мкА на острие неизбежно плавление. Для наступления пластической деформации Si и достижения температуры 800 °С необходима плотность тока 7,5 мкА/острие. В случае SiC-островков типичных размеров 40-100 мкм можно ожидать локальное повышение температуры на несколько сотен градусов. Если микрокатоды испытывать без вакуумирования, то концентрация атомарного кислорода на поверхности SiC, например при температуре 400 °С, окажется достаточной для выхода реакций (1)-(3) более 1%. Отметим, что в объеме микроприбора 3 х 3 х 3 мкм в нормальных условиях находится 11,62-108 молекул. Толщина слоя субоксидов, по-видимому, не превысит обычную толщину нативного окисла кремния, равную 1-2 нм.
Дальнейший рост пленки зависит от механизмов транспорта атомов углерода и кислорода через аморфную и нерегулярную структуру оксидов с учетом воздействия электрического поля и, соответственно, зарядового состояния диффундирующих атомов. Важно, что детали этих механизмов должны учитывать трехмерность задачи, а также особенности окружения: изначальной кристаллической/аморфной структуры SiC-протрузий, плотности катодного тока и электрического поля.
Модели окисления углерода в SiC (планарная макроструктура C/SiC) [7] показывают существенность этого фактора уже при температурах выше 600 °С. Здесь не учитывалась активация полем молекул кислорода. Данные [8] предполагают более высокую температуру (около 900 °С): 200 нм SiO2 получают при температуре 950 °С после 14 ч окисления. Детальный термодинамический анализ реакций SiC с атомарным кислородом и озоном проведен в [9].
Легированные фосфором CVD-слои карбида кремния. Аморфные пленки SiC получали методом плазмохимического осаждения из газовой фазы на промышленной установке «Изоплаз-150» на кремниевых пластинах диаметром 100 мм, легированных бором (10 Ом/^), и ориентации (111). Для осаждения карбида кремния использовался 5%-ный моносилан в аргоне и 100%-ный метан. Для легирования пленки SiC в газовую
фазу добавлялся 1,5%-ный фосфин в аргоне. Расход газов по потокам следующий, л/ч: SiH4 - 10, CH4 - 45, PH3 - 6. Осаждение проводилось в течение 1 ч при суммарном рабочем давлении 70 Па, температуре 350 °С, отношении пауза/импульс 15/2 (мс) и частоте осцилляций поля 440 кГц. В этих условиях средняя скорость осаждения составила 115 нм/ч. Контроль толщины пленки (рис.2) проводился по показателю преломления методом эллипсометрии.
Рис. 2. Относительное содержание химических элементов в аморфной пленке SiC до отжига (а) и РЭМ-изображения, полученные на установке Quanta 200, поперечного среза структуры с отчетливой границей пленки (б) и поверхности пленки с локальными неоднородностями (в)
(цена деления - 1мкм)
Затем c целью кристаллизации SiC-слоя проводился термический отжиг в атмосфере азота (N2) или водорода (H2) при температуре около 1150 °С. На рис. 3 показаны Si-протрузии различной формы и среднего размера 2 мкм, образующиеся на поверхности аморфного SiC-слоя из-за его частичного стравливания и синтеза летучих молекул цианов (N=C-) или метана соответственно. При этом фосфор содержался как в SiC-слое, так и в Si-протрузиях, хотя данные РЭМ (EDAX TSL system) косвенно показывают снижение его содержания после отжига. Si-протрузии демонстрируют четко выраженную кристаллическую природу, а поскольку их вертикальный размер (около 1-2 мкм) превышает первоначальную толщину аморфного SiC-слоя (около 0,1 мкм), который содержит в себе неоднородности (см. рис.2) при четко выраженной планарной границе a-SiC/Si, то благодаря термически активированной подвижности атомов Si становятся возможны процессы рекристаллизации и повторного осаждения Si из газовой фазы (Si + 2H2 ^ SiH4 ^ Si* + 2H2). Обеднение приповерхностного слоя атомами углерода, как и фосфора, происходит не только за счет образования летучих соединений, но и за счет диффузии в глубь подложки. В указанных условиях отжига длина проникновения для обеих примесей, полученная методом «шар-шлиф», равна 3-4 мкм. Отметим, что диффузия фосфора в кристаллическом SiC происходит по механизму с участием углеродных вакансий, т.е. транспорт этих примесей взаимозависим и при темпе-
о
ратуре 1150 °С коэффициент диффузии не превышает 10-16 см /с [10]. Если принять коэффициент диффузии P в Si (а не в SiC) равным его значению в объемном кремнии (10 -10 см /с), то глубина проникновения должна составить менее 0,5 мкм.
Таким образом, ускоренная диффузия фосфора требует более глубокого изучения.
Рис.3. Относительное содержание химических элементов в аморфной пленке БЮ после отжига в Н2 (а) и РЭМ-изображения кристаллита формы обратной пирамиды (б) и участка
поверхности (цена деления - 2 мкм) (в)
В таблице приведены полученные с помощью четырехзондового метода (РготеШх ОтшМар ЯБ35е) значения поверхностного удельного сопротивления Б1С-слоев, подвергшихся термическому отжигу. Они показывают, что примесь фосфора, вводимая в карбид кремния во время СУВ, является электрически активной и способна повысить проводимость пленки на два порядка.
Удельное сопротивление слоев 81С, легированных Р
№ Режим отжига Толщина слоя Удельное Удельное
образца а-БЮ, мкм сопротивление (min), Ом/кв сопротивление (max), Ом/кв
1 (SiC) 1200 °С, Н2, 60 мин 0,27 210 336,2
2 (SiC) 1150 °С, 40 мин 0,43-0,44 670 849
3 (SiC) 1150 °С, N2, 40 мин 0,43-0,44 674 834
3a (SiC) 1150 °С, N2, 40 мин 1200 °С, Н2, 60 мин 0,43-0,44 413 521
4 (SiC-Р) 1150 °С, 40 мин 0,43-0,44 2,115 2,505
5 (SiC-Р) 1150 °С, N2, 40 мин 0,43-0,44 2,140 2,578
Ионно-синтезированные SiC-протрузии. Для стабильной эмиссии из SiC-микрокатода требуются сильные связи Si—С и желательна фиксация политипа SiC. Приемлемый для формирования сплошного SiC-слоя СУВ-процесс характеризуется температурами выше 1000 °С, необходимыми, в частности, для испарения порошков. Для понижения температуры процесса можно использовать метод высокодозной низкоэнергетической имплантации ионов С+ в приповерхностный слой кремния, предполагающий многостадийность с вариацией энергии [11]. Похожая технология (одностадийная с последующим отжигом) применялась для формирования протрузий (бугорков) БЮ [12, 13]. Существенную роль здесь играют постимплантационные процессы самоорганизации атомов углерода в углеродные кластеры или SiC-кластеры. В [11] детально исследовано кластерообразование и кристаллизация в слоях Si, структурно модифицированных высокой дозой С. Показано следующее: 1) высокая темпера-
тура кристаллизации SiC (1200 °C для пленки SiC 1,4 толщиной около 100-120 нм, что гораздо ниже, чем для объемного материала) объясняется наличием стабильных кратных связей Si-C и прочных кластеров углерода; 2) в слое SiC0,12 также присутствуют углеродные кластеры, влияющие на формирование тетраэдрических связей Si-C при температуре 1200-1400 °С; 3) в зависимости от температуры отжига состав слоя SiC0,12 может быть сложным: аморфный Si + поликристаллический Si (размер зерна 5-25 нм) + поликристаллический SiC (размер зерна менее 5 нм); 4) для слоев SiC0,12 тетраэдриче-ские связи Si-C начинают образовываться при 700 °С, при этом 30% углерода находится в связанном в SiCx-кластерах (х<1) состоянии; 5) появление четкой границы раздела SiO2,6/SiC1,4 позволяет считать нестабильными SiC-пленки, подвергнутые отжигу при температуре 1200 °С при наличии кислорода (например, при уровне вакуума 10-4 Па).
Авторами настоящей статьи исследовались образцы Si КДБ-10(111), облученные в импульсном режиме ионами C+ без специальных мер для сепарации разных зарядовых состояний при ускоряющем напряжении 80 кВ с дозами 110 , 210 , 510 , 110 см 2. Накопление дозы достигалось экспонированием разной длительности разных секторов пластины. Отжиг проводился в атмосфере газообразного азота марки ОСЧ (ГОСТ 9293-74), чистотой 99,996 % в течение 2 ч при температуре 1150 и 1200 °С.
Исследование топографии поверхности проводилось АСМ-методом в неконтактном режиме на базе сканирующего зондового микроскопа Solver Pro-M с использованием зондов NSG01 (фирма «НТ-МДТ»). Калибровка датчиков перемещения сканера
Рис.4. Топография участка поверхности 1x1 мкм образцов без отжига. Возрастание номеров
1 П 1 О _-Л
образцов соответствует возрастанию дозы (110 , 210 , 510 , 110 см )
проводилась по серии тестовых решеток TGS1 (фирма «НТ-МДТ»). Данные ИК-спектроскопии получены при комнатной температуре на фурье-спектрометре Varian 4100 Excalibur со спектральным разрешением 4 см . Для увеличения отношения сигнал/шум применялось многократное накопление сигнала. ВАХ образцов регистрировались с использованием анализатора полупроводниковых приборов Agilent B1500A. Для измерения два медных зонда прижимались к имплантированной поверхности с расстоянием между ними около 3 мм.
При дозе 110 см (образец № 10) на поверхности наблюдается большое количество бугорков, неоднородно распределенных в основном линейными группами, с расстояниями около 0,07 мкм внутри группы и 0,5 мкм между группами (рис.4). Высота бугорков 10-30 нм, диаметр 20-40 нм. При дозах (2-5)1017см 2 (образцы № 20 и № 30) распределение бугорков более однородное, размеры приблизительно те же, плотность несколько меньше. При дозе 110 см (образец № 40) плотность бугорков резко уменьшается, а их размер возрастает до ~ 100 нм. После отжига при температуре 1150 °С (рис. 5) размеры бугорков сильно возрастают по диаметру (до сотен нанометров), почти смыкаясь между собой, и уменьшаются по высоте (до 2-5 нм). С ростом дозы закономерного изменения топографии не наблюдается. После отжига при температуре 1200 °С картина мало отличается, кроме тенденции к дальнейшему разрастанию бугорков по диаметру при дозах 510 и 110 см . Таким образом, согласно предварительному выводу в рамках эксперимента наиболее выраженная топография наблюдается на образцах без отжига с дозой 5 10 см .
Рис.5. Топография участка поверхности 5x5 мкм образцов, подвергшихся отжигу при температуре
1150 °С. Возрастание номеров образцов соответствует возрастанию дозы (11017, 21017, 51017
11018 см-2)
На спектрах ИК-пропускания образца в области 1400-400 см 1 (7,1-25 мкм) наблюдаются полосы поглощения, связанные с примесями углерода замещения (607 см 1) и междоузельными атомами кислорода (1106 см 1) в подложке кремния (рис.6). Имплантация углерода приводит к появлению ярко выраженной полосы поглощения, связанной с колебаниями связей Si—C. В отсутствие отжига наблюдается полоса, характерная для аморфного SiC, а в отожженных образцах - ТО-линия для кристаллического SiC, интенсивность которой возрастает с дозой. При больших дозах после отжига при температуре 1200 °С в области частот 800-950 см 1 (в области между частотами ТО-и LO-фононов) в спектре поглощения можно видеть тонкую структуру, возможно, связанную с различными типами связей в ионно-синтезированном SiC [11]. Отжиг также приводит к незначительному окислению поверхностного слоя в остаточном кислороде, что выражается в наличии слабой широкой полосы поглощения в области частот 1000-1100 см-1.
В отсутствие отжига при малой дозе С (110 см ) переходное сопротивление
17 17 -2
контактов велико и именно они определяют величину тока. При дозах 210 и 510 см
поверхностный слой Si аморфизуется, что приводит к уменьшению переходного сопро-
18 _2 и
тивления (возрастанию токов). При дозе 110 см слой аморфного SiC синтезируется, что приводит к росту переходного сопротивления и уменьшению тока. После отжига (рис.7) токи резко снижаются по сравнению с неотожженными образцами (на 5-6 порядков при напряжениях более 1 В). При напряжениях более 1 В ВАХ линейны и практически не зависят от дозы. Это связано с образованием кристаллического SiCx. Доми-
Рис. 6. Спектры ИК-пропускания образцов без отжига (а) и подвергнутых отжигу (б) при температуре 1150 °С
Рис.7. ВАХ образцов без отжига (а) и подвергнутых отжигу (б) при температуре 1150 °С (данные приведены в двойном логарифмическом масштабе)
нирующую роль в сопротивлении играет слой SiCx (х < 1 при дозах менее 11018 см 2, х ~ 1
18 _2
при дозе 110 см ), удельное сопротивление которого велико по сравнению с аморфным SiC. Ток протекает по цепочке: зонд - слой SiCx (перпендикулярно поверхности) -подложка (параллельно поверхности) - слой SiCx - зонд. Особенности ВАХ, в частности нелинейность при малых напряжениях, по-видимому, можно объяснить явлением формовки, при котором в слое SiCx образуются низкоомные, но занимающие малую долю площади контактов, каналы. Независимость тока от дозы при напряжениях более 1 В указывает на то, что в исследуемом интервале доз сопротивление этих каналов тоже не зависит от дозы.
_2
Данные РЭМ для образца №30 (без отжига, доза 5 10 см ) косвенно свидетельствуют о присутствии на поверхности как SiCx, так и С-протрузий, причем последние преобладают. На рис.8 в координатах Фаулера - Нордгейма представлена автоэмиссионная ВАХ образца №30. Измерения проводились в вакууме при приложенном напряжении около 1000 В сквозь отверстие, сделанное внутри пластины слюды толщиной 40 мкм, что обеспечило фиксацию расстояния катод - анод. Кривая состоит из линейного участка со слабым наклоном, который можно интерпретировать как шум, и другого линейного участка (коэффициент ковариации 88%), что подтверждает отсутствие пробойной природы измеренного тока и выполнение закона Фаулера - Нордгейма. Достигнутая максимальная плотность тока составила 0,17 мА/см , а пороговое поле на границе излома кривой - около 20 В/мкм. Это в целом хуже усредненных значений, приводимых в литературе (соответственно 1 мА/см и 10 В/мкм).
НЕ, мкм/В
0,02 0,04 0,06 0,08 0,1 0,12
12,5-13-
Рис.8. ВАХ в координатах Фаулера - Нордгейма для образца №30
Качественный анализ показывает, что при изготовлении SiC-микрокатодов влияние кислорода может быть как негативным, так и позитивным с точки зрения стабильности эмиссии. Планарные СУВ-слои Б1С показали отсутствие какой-либо автоэмиссии, хотя легирование фосфором позволило на два порядка увеличить проводимость. В случае Б1С-протрузий зафиксирована слабая эмиссия. Здесь лимитирующим фактором выступает низкая проводимость. Учитывая итоги двух экспериментов, можно предложить структуру без этих двух недостатков: легирование углеродом (с последующим отжигом для формирования протрузий) поликристаллического кремния, обогащенного фосфором, с фотолитографически сформированным заранее рельефом из микронного размера пирамидок и столбиков.
Авторы выражают благодарность профессору Тетельбауму Д.И. за обсуждение и полезные замечания в ходе подготовки статьи, а также сотрудникам ННГУ Круглову А.В., Дудину Ю.А. за помощь в проведении экспериментов и измерений.
Литература
1. Автоэмиссия из наноструктур на основе карбида кремния и влияние на нее образующихся субоксидных SiO^-покрытий. I. Конструктивно-технологические особенности SiC-микрокатодов. Обзор / Бобовников П.Г., Ермаков А.С., Матюшкин И.В. и др. // Изв. вузов. Электроника. - 2013. - № 4 (102). -С. 3-12.
2. Wang X.J. Large scale SiC/SiOx nanocables: Synthesis, photoluminescence, and field emission properties // J. of Applied Physics. - 2007. - Vol. 102. - P. 014309-014315.
3. Yonghwan Ryu, Youngjo Tak and Kijung Yong. Direct growth of core-shell SiC-SiO2 nanowires and field emission characteristics // Nanotechnology. - 2005. - Vol. 16. - S370-S374.
4. Бочаров Г.С., Елецкий А.В. Деградация полевого эмиссионного катода на основе углеродных на-нотрубок в результате ионного распыления // ЖТФ. - 2012. - Т. 82, вып. 7. - С. 112-116.
5. Васильева Е.А., Клещ В.И., Образцов А.Н. Влияние уровня вакуума на автоэлектронную эмиссию из нанографитных пленок // ЖТФ. - 2012. - Т. 82, вып. 7. - С. 107-111.
6. Дюжев Н.А., Махиборода М.А. Математическое моделирование тепловых процессов, сопровождающих автоэлектронную эмиссию из наноразмерного острия // Изв. вузов Электроника. - 2011. -№ 2(88). - С. 22-26.
7. Sullivan R.M. A model for the oxidation of carbon silicon carbide composite structures // Carbon. -2005. - Vol. 43. - № 2. - P. 275-285.
8. Benfdila, Zekentes K. On silicon carbide thermal oxidation // African Physical Review. - 2010. -4:0005. - P. 25-30.
9. Chandrika Varadachari, Ritabrata Bhowmick, and Kunal Ghosh. Thermodynamics and oxidation behaviour of crystalline silicon carbide (3C) with atomic oxygen and ozone // ISRN Thermodynamics. -Vol. 2012. - Article ID 108781.
10. Мохов Е.Н., Горнушкина Е.Д., Дидик В.А., Козловский В.В. Диффузия фосфора в карбиде кремния // ФТТ. - 1992. - Т. 34, вып. 06. - С. 1956-1958.
11. Структурные исследования тонких слоев кремния, многократно имплантированных ионами углерода / К.Х. Нусупов, Н.Б. Бейсенханов, И.В. Валитова и др. // ФТП. - 2006. - Т. 48, вып.7. -С. 1187-1199.
12. Dihu Chen, Wong S.P., Cheung W. Y. Electron field emission from SiC/Si heterostructures synthesized by carbon implantation using a metal vapor vacuum arc ion source // Appl. Phys. Lett. - 1998. - Vol. 72. -№ 15. - April. - P. 1926-1928.
13. Tsang W.M., Wong S.P., Lindner J.K.N. Origins of field enhancement in electron field emission from ion beam synthesized SiC layers // Appl. Phys. Lett. - 2002. - Vol. 81. - № 21. - November. - P. 3942-3944.
Статья поступила 11 ноября 2012 г.
Бобовников Павел Геннадьевич - инженер-конструктор отдела исследования перспективных технологий наноэлектроники ОАО «НИИМЭ» (г. Москва). Область научных интересов: проблемы современной наноэлектроники, автоэмиссия, high-k-диэлектрики, углеродные материалы.
Ермаков Александр Сергеевич - ведущий инженер-технолог отдела исследования перспективных технологий наноэлектроники ОАО «НИИМЭ» (г. Москва). Область научных интересов: физические основы формирования и модифицирования тонкопленочных структур и материалов опто- и наноэлектроники с использованием плазмохимических процессов.
Матюшкин Игорь Валерьевич - кандидат физико-математических наук, доцент кафедры проектирования и конструирования интегральных микросхем МИЭТ, начальник лаборатории отдела исследования перспективных технологий наноэлек-
троники ОАО «НИИМЭ» (г. Москва). Область научных интересов: проблемы на-нотехнологий, автоэмиссия, математическое моделирование наноразмерных структур и технологических процессов наноэлектроники, клеточные автоматы. E-mail: imatyushkin@mikron.ru
Орлов Сергей Николаевич - начальник лаборатории отдела исследования перспективных технологий наноэлектроники ОАО «НИИМЭ» (г. Москва). Область научных интересов: проблемы нанотехнологий, автоэмиссионные элементы, МЭМС, НЭМС, биоэлектронные системы, искусственная жизнь.
Свечкарев Константин Петрович - инженер-конструктор отдела измерений и исследований ОАО «НИИМЭ» (г. Москва). Область научных интересов: проблемы современной наноэлектроники, автоэмиссия, измерения наноразмерных величин.
Шелепин Николай Алексеевич - доктор технических наук, профессор кафедры интегральной электроники и микросистем МИЭТ, 1-й заместитель генерального директора ОАО «НИИМЭ» (г. Москва). Область научных интересов: проблемы современной нанотехнологии, пути развития и реализации промышленной технологии наноэлектроники.
Михайлов Алексей Николаевич - кандидат физико-математических наук, заведующий лабораторией физики и технологии тонких пленок Научно-исследовательского физико-технического института Нижегородского государственного университета имени Н.И. Лобачевского. Область научных интересов: физические основы формирования и модифицирования тонкопленочных структур и материалов опто- и наноэлектроники с использованием ионной имплантации.
Белов Алексей Иванович - кандидат физико-математических наук, младший научный сотрудник лаборатории физики и технологии тонких пленок Научно -исследовательского физико-технического института Нижегородского государственного университета имени Н.И. Лобачевского. Область научных интересов: физические основы ионно-лучевого синтеза и свойства полупроводниковых наноструктур (на базе элементов IV группы, металлов и оксидов).
Вниманию читателей журнала «Известия высших учебных заведений. Электроника»
Оформить годовую подписку на электронную копию журнала можно на сайтах •Научной Электронной Библиотеки: WWW.elibrary.ru •Национального цифрового ресурса «Руконт»: WWW.ruC0nt.ru
