CC BY
82
Особенности пластической деформации и разрушения тонких металлических пленок при термическом и механическом нагружении
А.В. Панин1, А.Р. Шугуров1’ 2, Ю. Шрайбер3, К.В. Оскомов4
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 2 Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия 3 Фраунгоферовский институт неразрушающих методов контроля, Дрезден, 01326, Германия 4 Институт сильноточной электроники СО РАН, Томск, 634021, Россия
Методами атомно-силовой и оптической микроскопии исследованы процессы пластической деформации и разрушения тонких пленок Ag и Т1 при термическом и механическом нагружении. Показано, что данные процессы развиваются последовательно и самосогласованно на различных масштабных уровнях. При термическом отжиге пленок Ag изменения рельефа поверхности регулируются двумя конкурирующими процессами: ростом зерен и агломерацией материала в более крупные структуры, с последующим формированием отдельных островков. Пластическое течение тонких пленок Т при одноосном растяжении сопровождается формированием на их поверхности двойных спиралей локализованной деформации. Разрушение пленок происходит в результате образования поперечных и продольных трещин.
Peculiarities of plastic deformation and fracture of thin metal films under thermal and mechanical loading
A.V. Panin, A.R. Shugurov, J. Schreiber, and K.V. Oskomov
The processes of plastic deformation and fracture of Ag and Ti thin films under thermal treatment and mechanical loading are studied with atomic-force and inverted incident-light microscopes. The processes are shown to develop sequentially at different scale levels. Changes in the surface topography of the Ag films under thermal treatment are governed by competitions between two processes: grain growth and material agglomeration into larger structures followed by the formation of separate islands. Plastic flow of the Ti films under uniaxial tension is accompanied by the formation of twin spirals of localized plastic deformation on their surface. The film fracture results from the formation of the longitudinal and transverse cracks.
1. Введение
Тонкие металлические пленки широко используются в микроэлектронике при производстве интегральных схем, микросенсоров, датчиков и т.п. Несмотря на то, что основные функции тонких металлических пленок определяются их электрическими свойствами, прочностные характеристики пленок также имеют очень важное значение. В частности, из-за различия коэффициентов термического расширения пленки и подложки при нагревании и охлаждении тонкопленочных структур, в процессе их производства и эксплуатации в них возникают сильные внутренние напряжения [1-3]. Релаксация напряжений обусловливает пластическую деформацию пленок с последующим их разрушением посредством образования трещин, пор, холмиков, а также отслаивания от подложки. Кроме того, внутренние напряжения существенно влияют на эволюцию микроструктуры и текстуры тонких пленок, что может приводить к деградации их физических свойств и, тем самым, к ухудшению эксплуатационных характеристик микросхем.
Традиционно, пластическая деформация тонких пленок исследуется методом термоциклирования, позволяющим создать в пленке биаксиальные напряжения [2, 4]. Однако использование данного метода может иметь
© Панин А.В., Шугуров А.Р., Шрайбер Ю., Оскомов К.В., 2004
целый ряд нежелательных последствий, которые оказывают влияние на получаемые результаты. Так как повышение температуры способствует увеличению диффузионной подвижности атомов, то, во-первых, в ходе эксперимента имеет место рост зерна, а, во-вторых, может изменяться фазовый состав пленок вследствие взаимной диффузии между пленкой и подложкой, а также между различными слоями в многослойных структурах. Наконец, при повышенной температуре может формироваться или изменяться текстура пленок.
Исключить влияние высоких температур на механическое поведение образцов позволяет метод активного нагружения, широко используемый для испытаний объемных материалов. Представляет интерес сравнить механическое поведение тонких металлических пленок при термическом и механическом нагружении.
В связи с вышеизложенным целью данной работы явилось исследование характера пластической деформации и разрушения тонких металлических пленок при термическом отжиге и одноосном растяжении.
2. Методика эксперимента
В работе исследовали тонкие пленки Ag и Т1, полученные методом магнетронного распыления при комнатной температуре. Пленки наносили на подложки из
кремния и полипропилена. Предварительная очистка кремниевых подложек заключалась в промывке в ацетоне и бидистиллированной воде с последующей сушкой в парах изопропанола. Затем пластины Si покрывали термически выращенным слоем SiO2 толщиной 200 нм. Для проведения испытаний на одноосное растяжение пленки Ti были нанесены на полипропиленовые подложки, изготовленные в форме двусторонней лопатки с размерами рабочей части 33.5x2.6x1.0 мм. Пленки Ag и Ti напыляли в вакууме 3 • 10-3 Торр. Толщина пленок Ag составляла 460 нм, а пленок Ti — 100 нм.
Морфологию поверхностей тонких пленок исследовали с помощью оптической и атомно-силовой (АСМ) микроскопии. АСМ-исследования проводили с использованием стандартных кантилеверов из Si3N4 с константой механической жесткости 0.06 Н/м и радиусом кривизны острия < 50нм (Park Scientific Instruments, USA). Все исследования выполняли в атмосферных условиях при комнатной температуре.
Термический отжиг пленок проводили на воздухе при температурах от 373 до 773 K. Эксперимент включал в себя нагревание исследуемых образцов до указанных температур, изотермический отжиг в течение одного часа и охлаждение до комнатной температуры.
Прочностные характеристики пленок определяли с помощью наноиндентора NanoTest 600. Испытания проводили с трехгранной пирамидкой Берковича при максимальных нагрузках от 0.5 до 200 мН. Зависимость глубины проникновения от приложенной силы на стадиях нагрузки и разгрузки анализировали по методу Оливера и Фарра [5]. Испытания на одноосное статическое растяжение проводили при комнатной температуре на установке ИМАШ-2078.
3. Результаты и обсуждение
АСМ-исследования показали, что пленки Ag характеризуются мелкозернистым рельефом со средним латеральным размером зерен 100 нм (рис. 1, а). Изменение
рельефа поверхности данных пленок в процессе термической обработки обусловлено развитием двух конкурирующих процессов: ростом зерен и агломерацией материала в более крупные структуры (рис. 1, б). Средний размер зерна увеличивается с ростом температуры отжига и при Т = 533 К достигает 500 нм. В то же время, начиная с Т = 473 К, наблюдается формирование крупных кристаллитов с латеральными размерами до 2 мкм, состоящих из более мелких зерен, а также канавок по границам зерен, глубина которых увеличивается с ростом температуры. После отжига при температуре Т =673 К наблюдается полная потеря сплошности пленки Ag за счет формирования отдельных островков (рис. 1, в). Их латеральные размеры составляют 12 мкм, а средняя высота — 500 нм, что превышает толщину пленки. Плотность островков равна 3.6 • 107 см-2. Дальнейшее увеличение температуры отжига приводит к росту размеров островков с одновременным уменьшением их плотности. Так, при Т = 833 К диаметр островков составляет 2.5 мкм, а их плотность — 0.9 • 107 см-2.
Наблюдаемые изменения обусловлены сильными биаксиальными напряжениями, развивающимися в процессе отжига в пленке Ag из-за различия коэффициентов термического расширения Да подложки и пленки. Величину и знак этих напряжений можно оценить путем умножения биаксиального модуля упругости пленки М на Да. Поскольку коэффициент термического расширения Ag (18.8 •Ю-6 К-1) значительно больше, чем у кремния (3.0 • 10-6 К-1), то М ^ Да 81 _ ^ = -2 МПа/К. Таким образом, в процессе нагрева в пленке Ag будут развиваться сжимающие напряжения. Величина этих напряжений составляет 350 МПа при температуре 473 К, а при 673 К термические напряжения могут достигать 750 МПа.
По данным, полученным из анализа кривых нано-индентирования, нанотвердость Н тонких пленок Ag составила 1.3 ГПа. Поскольку в соответствии с соотношением Тейбора значение твердости связано с величи-
Рис. 1. АСМ-изображения и профилограммы поверхности тонкой пленки Ag до (а) и после отжига при температурах 473 (б) и 673 К (в). Размер изображений 8.0х8.0 мкм
Рис. 2. АСМ-изображения поверхности полоски Т1 до (а) и после отжига при температурах 573 (б) и 773 К (в). Размер изображений 2.0х2.0 мкм
ной предела текучести как ау = Н/3, то для исследуемых пленок Ag предел текучести составляет а у = = 0.43 ГПа. Тот факт, что с повышением температуры величина предела текучести существенно уменьшается, позволяет объяснить начало пластической деформации в пленках Ag при температуре 473 К.
Механизм деформации тонких пленок под действием термических напряжений в значительной степени определяется температурой отжига. При температурах ниже 1/3 температуры плавления Тпл (—410 К для Ag) преобладающим механизмом деформации является дислокационная пластичность, контролируемая термически активируемым скольжением дислокаций [4]. В этом случае относительно низкая термическая энергия и деформационное упрочнение пленки приводят к ее высокой прочности.
При температуре выше 1/3 Тпл пластическая деформация в ГЦК-металлах осуществляется посредством диффузионной ползучести. Напряжения могут релак-сировать за счет массопереноса между объемом пленки и поверхностью посредством диффузии по кристаллической решетке, либо по границам зерен. Однако в по-ликристаллических пленках вклад диффузии по кристаллической решетке в релаксацию напряжений является пренебрежимо малым. Поэтому интенсивность ползучести пленки будет зависеть от относительной подвижности атомов по поверхности и границам зерен. Наиболее медленный процесс будет определять скорость ползучести. Какой из процессов будет доминирующим, зависит от того, что растет быстрее — латеральный размер зерен I или высота границ зерен перпендикулярно поверхности подложки к. В отличие от
Рис. 3. АСМ-изображения поверхности тонкой пленки Т1, нанесенной на полипропиленовую подложку, до (а) и после растяжения (б). Размер изображений 2.8 х 2.8 мкм
ползучести Кобла у объемных материалов, для которых скорость ползучести пропорциональна I-3, скорость ползучести тонких пленок пропорциональна I~1к_2, если процесс контролируется диффузией по границам зерен, либо I_2к_15 если процесс контролируется диффузией по поверхности [6]. Поскольку рост зерна в процессе отжига приводит к уменьшению длины границ зерен на единицу площади, то при определенной температуре поток атомов по границам зерен становится недостаточным и приводит к появлению канавок по границам зерен. Закрепление границ вследствие образования канавок подавляет дальнейший рост зерен, что проявляется в снижении скорости их роста в пленках Ag при Т = 533 К. При увеличении температуры до 673 К пленка Ag теряет сплошность по границам кристаллитов, что является конечным результатом развития термических канавок.
В отличие от пленок Ag, для пленок Т1, нанесенных на кремниевую подложку, термические напряжения даже при нагреве до 773 К не превышают 380 МПа (ЛТ1 Да§1 _ Т1 = -0.8 МПа/К), а предел текучести по данным наноиндентирования составляет а у = 2.5 ГПа. Поэтому отжиг данных пленок в диапазоне температур 373-773 К не приводит к пластической деформации и заметным изменениям морфологии поверхности. Средний размер зерен в пленках в процессе отжига практически не изменяется и составляет 100 нм.
В то же время, при термическом нагружении имеет место пластическая деформация аналогичных пленок Т1, нанесенных на кремниевую подложку в виде узких полосок. Прежде всего это проявляется в сглаживании краев полоски вследствие стремления пленки к минимуму поверхностной энергии. Кроме того, уже после отжига при температуре 573 К на поверхности полосок формируются складчатые структуры (рис. 2). При повышении температуры отжига размеры складок увеличиваются и при 773 К их ширина достигает 700 нм.
Качественно иной характер пластического течения наблюдается при одноосном растяжении пленок Т1 (рис. 3). Островковая структура пленки Т1, напыленной на полипропиленовую подложку (рис. 3, а), перестраи-
', - о,.. < Г'
llliiliiliiiMIII
ииииии^^ш
ШВШтт™^
■^ля 5 х
яШШИШ
Рис. 4. Оптические изображения поверхности пленки Т1 до (а) и после одноосного растяжения (б). АСМ-изображение поверхности пленки Т1 после растяжения (в). Размер изображений 600x450 (а, б) и 11.2 х 11.2 мкм (в)
вается при растяжении в структуру двойных спиралей (рис. 3, б). При этом на подложке в процессе нагружения деформационный рельеф не развивается. Формирование подобных двойных спиралей наблюдалось ранее в наноструктурированных поверхностных слоях объемных образцов сталей [7] и титана [8] при их одноосном растяжении.
Этот эффект объясняется пластическим течением сильнонеравновесных систем по механизму волн локализованной неупругой деформации [9]. Согласно теории [9], волна локализованной неупругой деформации распространяется по траектории логарифмической спирали. При деформации равновесного кристалла наблюдать ее невозможно, так как кристаллографическое движение дислокаций диспергирует волны локализованной деформации. В наноструктурированных поверхностных слоях и неравновесных тонких пленках распространяются спиралевидные волны локализованного пластического течения. Термодинамически это означает движение сильнонеравновесной системы к равновесию в механическом поле деформируемого материала. Более подробно данный вопрос будет рассмотрен в самостоятельной работе.
При дальнейшем нагружении происходит разрушение пленки за счет формирования сначала поперечных, а затем и продольных трещин (рис. 4). Расстояние между трещинами составляет 30-50 мкм. Следует отметить, что при образовании трещин спирали локализованного пластического течения не разрушаются, что хорошо видно из рис. 4, в.
4. Заключение
В работе показано, что процессы пластической деформации и разрушения тонких пленок Ag и Ti при термическом и механическом нагружении развиваются последовательно и самосогласованно на различных масштабных уровнях. Установлено, что изменения рельефа поверхности пленок Ag при термообработке регулируются двумя конкурирующими процессами: ростом зерен и агломерацией материала в крупные кристаллиты. При высоких температурах образование канавок между зернами подавляет их дальнейший рост. В результате сплошная пленка трансформируется в остров-ковую.
Пластическая деформация тонких пленок Ti в процессе отжига в исследованном диапазоне температур имеет место только в случае их нанесения на подложку в виде узких полосок. Наблюдается сглаживание краев полосок и образование складок на их поверхности.
Пластическое течение тонких пленок Ti при одноосном растяжении сопровождается формированием на их поверхности двойных спиралей, которые интерпретируются как волны локализованной пластической деформации. Разрушение пленок происходит в результате образования поперечных и продольных трещин. В зоне трещин спирали локализованного пластического течения сохраняются.
Работа выполнена при финансовой поддержке молодежного интеграционного проекта СО РАН № 16, Российского фонда содействия науке, а также Министерства образования и науки РФ и CRDF в рамках программы BRHE (проект № Т0-016-02).
Литература
1. Nix W.D. Mechanical properties of thin films // Met. Trans. A. - 1989. -V. 20A. - P. 2217-2245.
2. Vinci R.P., Zielinski E.M., Bravman J. C. Thermal strain and stress in copper thin films // Thin Solid Films. - 1995. - V. 262. - P. 142-153.
3. Smith U., Kirstensen N., Ericson F., Schweitz J.-A. Local stress relaxation
phenomena in thin aluminum films // J. Vac. Sci. Technol. A. - 1991. -V. 9. - No. 4. - P. 2527-2535.
4. Kobrinsky M.J., Thompson C.V Activation volume for inelastic deformation
in polycrystalline Ag thin films // Acta Mater. - 2000. - V. 48. - P. 625633.
5. Oliver W., Pharr G. An improved technique for determining hardness and elastic modulus using load and displacement sensing indentation experiments // J. Mater. Res. - 1992. - V. 7. - No. 6. - P. 1564-1583.
6. Thouless M.D. Effect of surface diffusion on the creep of thin films and sintered arrays of particles // Acta Metall. Mater. - 1993. - V.41. - No. 4. -P. 1057-1064.
7. Панин A.B., Клименов B.A., Абрамовская Н.Л., Сон А.А. Зарождение и развитие потоков дефектов на поверхности деформируемого твердого тела // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 1. - С. 83-93.
8. Панин A.B., Панин B.E., Почивалов Ю.И., Клименов B.A., Чернов И.П.,
Bалиев P.3., Казаченок M.C., Сон A.A. Особенности локализации деформации и механического поведения титана ВТ1-0 в различных структурных состояниях // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 5. - № 4. - С. 7384.
9. Егорушкин B.E. Динамика пластической деформации. Волны локализо-
ванной пластической деформации в твердых телах // Изв. вузов. Физика. - 1992. - № 4. - С. 19-41.
