CC BY
128
Влияние микроструктуры на механические свойства тонких пленок меди
А.В. Панин, А.Р. Шугуров, И.В. Ивонин1, Л.Л. Анисимова1, К.В. Оскомов2, Т.И. Лисковская3, И.К. Игуменов3
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1 Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия
2 Институт сильноточной электроники СО РАН, Томск, 634021, Россия 3 Институт неорганической химии СО РАН, Новосибирск, 630090, Россия
Исследованы рельеф поверхности, структура и механические свойства тонких пленок Си, полученных методом химического осаждения из паровой фазы. Методами сканирующей туннельной и просвечивающей электронной микроскопии установлена зависимость морфологии поверхности и структуры пленок Си от температуры источника, температуры подложки и длительности процесса осаждения. С помощью наноиндентора получены кривые «нагрузка - разгрузка», определены микротвердость и модуль упругости исследованных пленок. Проведено сравнение экспериментальных значений предела текучести с расчетными значениями, полученными на основе моделей, по-разному учитывающих роль границ зерен. Показано, что механические свойства нанокристал-лических пленок Си подчиняются закону Холла-Петча.
1. Введение
Постоянный рост уровня интеграции и плотности упаковки микросхем на кристалле требует увеличения надежности и улучшения эксплуатационных характеристик материалов для металлизации. В настоящее время основным материалом для межсоединений служит алюминий, а также его сплавы с медью [1]. В качестве потенциальной замены алюминию может рассматриваться медь, обладающая более высокими теплоемкостью, тепло- и электропроводностью, а также значительной устойчивостью к электромиграции [2].
Несмотря на то, что эксплуатационные характеристики тонких металлических пленок в основном определяются электрическими свойствами, их механические свойства также имеют важное значение. Неравновес-ность процесса осаждения, различие коэффициентов термического расширения пленки и подложки, а также химические и структурные изменения обусловливают высокие механические макро- и микронапряжения в тонкопленочных структурах [3-6]. Причем зачастую их величина существенно превышает предельно допустимые напряжения для объемных материалов [5, 7]. Релаксация макронапряжений, которая может происходить даже при небольших внешних нагрузках (нагрев, пропускание электрического тока и др.), приводит к разрушению тонких пленок путем их растрескивания или отслаивания от подложки. В свою очередь, релаксация ло-
кальных микронапряжений вызывает потерю сплошности тонких пленок за счет образования пор или экструзии материала.
В последние годы для исследования механических свойств тонкопленочных материалов стало широко применяться наноиндентирование [8-10]. Данный метод позволяет изучить процессы развития как упругой, так и пластической деформации в очень малых объемах. Тем не менее, пока еще существует ряд трудностей в интерпретации получаемых результатов, связанных с неоднозначным описанием особенностей пластической деформации тонких нанокристаллических пленок [10, 11]. Вследствие высокой неравновесности структуры и малого размера зерна деформацию тонких пленок нельзя описывать лишь с позиций дислокационного скольжения. Как и в случае объемных нанокристаллических материалов [12], деформация в тонких пленках должна рассматриваться как аккомодационный процесс, развивающийся на различных масштабных уровнях.
Подходы, развитые в физической мезомеханике [13], позволяют корректно описать пластическое течение нанокристаллических материалов, учитывая не только сопротивление сдвигу внутри зерна, но и аккомодационные поворотные моды в объеме зерна, а также повороты зерен относительно друг друга. Понимание микро- и макроскопических процессов, ответственных
© Панин А.В., Шугуров А.Р., Ивонин И.В., Анисимова Л.Л., Оскомов К.В., Лисковская Т.И., Игуменов И.К., 2003
Таблица 1
Температура источника Т* температура подложки Т8, время осаждения t, толщина s, поперечные размеры Ь и высота зерен на поверхности пленки среднеквадратичная шероховатость и фрактальная размерность Df пленок Си
)бразца Т* °С Ts, °С t, мин s, нм Ь, нм 1, нм м н Df
1 50 180 35 200 240 70 26.7 2.50
2 60 180 35 200 250 35 14.6 2.49
3 50 190 35 200 320 60 21.8 2.42
4 50 200 60 400 500 100 42.3 2.27
за деформацию и разрушение тонких пленок, обеспечит возможность варьировать их свойства за счет изменения внутренней структуры и состояния их поверхности и, следовательно, позволит конструировать тонкопленочные материалы с улучшенными механическими, электрическими и другими характеристиками.
Целью данной работы являлось исследование влияния микроструктуры тонких пленок Си, полученных при различных условиях осаждения, на их механические характеристики.
2. Методика эксперимента
Образцы для исследований представляли собой пленки Си, нанесенные на подложки SiO2/Si методом химического осаждения металлоорганических соединений из паровой фазы (MOCVD). Предварительная очистка Si 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. В качестве металлоорганического предшественника для получения пленок Си использовали комплекс гекса-фторацетилацетоната меди (I) с 1.5 циклооктадиеном {(HFA)Cu(I)•1.5-COD}. Осаждение пленок Си проводили на базе вакуумной установки ВУП-5 с использованием молекулярного пучка при давлении 1 • 10-3 Па. Детальное описание установки и процесса синтеза приведено в работе [14]. При нанесении металлических пленок варьировали температуру источника Т * температуру подложки Т8 и длительность осаждения t. Параметры осаждения представлены в таблице 1.
Исследования морфологии поверхностей медных пленок с помощью сканирующего туннельного микроскопа (СТМ) СММ-2000ТА выполняли в атмосферных условиях при комнатной температуре. СТМ-изобра-жения получали платиновой иглой ^ 99.99 %) при напряжении смещения между иглой и образцом 0.3 В и постоянном туннельном токе 6 нА. Площадь сканируемых участков поверхности составляла от 0.1 х0.1 до 20.0x20.0 мкм2. Для количественной оценки рельефа поверхностей тонких пленок вычисляли среднеквадратичную шероховатость \ и фрактальную размерность Df СТМ-изображений. Величину фрактальной размер-
ности определяли методом триангуляции поверхности
[15].
Электронно-микроскопические исследования проводили в просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) ЭМ-200. Методом предварительно оттененных платиной угольных реплик изучали рельеф поверхности образцов. Для исследования внутренней структуры пленок Си приготавливали фольги путем механического утончения подложки с последующим травлением в растворе ОТ :HNO3 (1:3).
Механические свойства пленок Си изучали с помощью наноиндентора NanoTest 600. Максимальная нагрузка составляла 1, 2 и 5 мН. Зависимость глубины проникновения от приложенной силы на стадиях нагрузки и разгрузки анализировали по методу Оливера и Фарра [9]. Микротвердость Н и модуль упругости Е исследуемых пленок вычисляли с помощью следующих соотношений:
Н = рта^ (1)
л/тс
2л/А
йк_
йР
\-1
У Рт
(2)
где Ртах — максимальная приложенная нагрузка; А — площадь контакта индентора с образцом; к — глубина проникновения индентора в пленку. Площадь контакта определяли по формуле:
А = 23.67кС +1.646 • 10-9 кс,
где величина
: ктах - 0,75рт
йк
~йр
) Рт
(3)
(4)
Рис. 1. Схема проникновения индентора внутрь пленки; ке — остаточная глубина отпечатка
есть глубина контакта индентора с образцом; ктах — максимальная глубина проникновения индентора (рте. 1).
3. Результаты эксперимента
3.1. Морфология поверхности и структура пленок
Изображения, полученные с помощью сканирующего туннельного микроскопа, свидетельствуют о том, что все исследуемые пленки Си характеризуются мел-
козернистым рельефом поверхности (рис. 2). Размеры зерен на поверхности пленок определяются параметрами процесса осаждения (табл. 1). Так, при повышении температуры источника от 50 до 60 °С поперечные размеры зерен Ь не изменяются, однако уменьшается их высота I (образцы 1 и 2). При увеличении температуры подложки от 180 до 190 °С наблюдается рост Ь и уменьшение I (образцы 1 и 3). При одновременном увеличении длительности осаждения от 35 до 60 мин и температуры подложки от 180 до 200 °С средний по-
Рис. 3. Микрофотографии реплик свободной поверхности (а, б) (в, г) образцов 1 (а, в) и 4 (б, г)
перечный размер зерен в пленках Си возрастает в два, а высота — почти в полтора раза (образцы 1 и 4).
Анализ СТМ-изображений поверхности пленок Си показал, что уменьшение высоты зерен без изменения их поперечных размеров вызывает значительное снижение среднеквадратичной шероховатости, однако практически не влияет на величину фрактальной размерности (образцы 1 и 2). В то же время, уменьшение высоты и увеличение поперечных размеров зерен сопровождаются падением как £, так и Df (образцы 1и3). Наконец, одновременное увеличение I и Ь обусловливает рост среднеквадратичной шероховатости и снижение фрактальной размерности (образцы 1 и 4).
Исследования с помощью просвечивающей электронной микроскопии выявили хорошую корреляцию между морфологией поверхности и структурой исследуемых образцов.1 Сопоставление микрофотографий реплик свободной поверхности и ПЭМ-изображений Си-пленок (рис. 3) подтвердило, что образцы характеризуются нанокристаллической структурой с равноосными зернами, средний размер d которых увеличивается с ростом толщины пленки от 200 (образец 1) до 400 нм (образец 4).
1 Далее приведены результаты исследования только образцов 1 и 4, имеющих максимальные различия в размерах зерен.
и светлопольные электронно-микроскопические изображения
Так как слой SiO2 является аморфным и его поверхность не обладает ориентирующим эффектом, то возникающие зерна Си не имеют преимущественной ориентации. Средний размер зерен совпадает с толщиной пленки, то есть наблюдаемые зерна зарождаются непосредственно на поверхности подложки. Как видно из рис. 2 и 3, поверхность зерен содержит большое количество изломов и ступеней нанометровых размеров, которые и служат местами встраивания адатомов в растущий кристалл (ступенчато-слоевой механизм роста). Кроме того, на поверхности зерен наблюдаются плоские участки, являющиеся плоскостями с низкими кристаллографическими индексами. Такие плоскости имеют малые скорости роста и поэтому выступают в роли ограночных. Так как рост таких граней происходит по механизму зародышеобразования, то именно на них происходит экспериментально наблюдаемое образование дополнительных центров кристаллизации (рис. 3, а, б), то есть процесс образования новых зерен идет постоянно.
3.2. Механические свойства пленок
На рис. 4 представлены диаграммы нагружения образцов 1 и 4 в координатах «нагрузка - глубина проникновения индентора» при максимальной нагрузке 2 мН. Видно, что максимальная глубина проникновения ин-
Р, мН
О 50 100 150 h, нм
Рис. 4. Диаграммы нагружения образцов 1 (кривая 1) и 4 (кривая 2), а также расчетные зависимости «нагрузка - глубина проникновения» для сферического индентора (кривая 3) и трехгранной пирамидки Берковича (кривая 4)
дентора в образец 1 составляет 140 нм и увеличивается до 170 нм в образце 4.
Значения микротвердости и модуля упругости исследуемых образцов, полученные из анализа диаграмм нагружения, снятых при различных максимальных нагрузках, приведены в таблице 2. Как видно из таблицы 2, пленка Си с меньшим размером зерна (образец 1) обладает более высокой микротвердостью. В то же время, обе пленки характеризуются одинаковыми значениями модуля упругости. Следует отметить, что для обоих образцов величины Е и Н зависят от максимальной приложенной нагрузки. При этом микротвердость одинакова при испытаниях с максимальными нагрузками 1 и 2 мН, но существенно возрастает при нагрузке 5 мН.
4. Обсуждение результатов
Химическое осаждение из паровой фазы металлоорганических соединений является одним из наиболее перспективных технологических процессов для формирования многоуровневой разводки в интегральных схемах [16-18]. Данный метод заключается в том, что металлоорганический предшественник доставляется к активированной подложке, где разлагается, образуя твердую пленку металла, оксида или нитрида металла в присутствии или при отсутствии газов-носителей и
Таблица 2
Максимальная нагрузка, микротвердость и модуль упругости исследованных пленок Cu
Pmax , мН Образец 1 Образец 4
H, ГПа E, ГПа H, ГПа E, ГПа
1.0 2.7 110 2.1 103
2.0 2.7 134 2.1 134
5.0 3.6 145 2.3 146
газов-реагентов. Структура образующегося конденсированного слоя определяется числом зародышей, их взаимной ориентацией и взаимодействием в процессе роста. Варьируя параметры осаждения (температура, структура подложки, скорость нанесения, уровень вакуума и т.д.) можно изменять условия зародышеобра-зования и роста тонких пленок и, следовательно, получать материалы с различной морфологией поверхности и внутренней структурой.
Процесс химического осаждения пленок меди идет по механизму бимолекулярного диспропорционирова-ния [14]. Конечными продуктами реакции термолиза комплекса (HFA)Cu(I) 1.5-COD в паровой фазе являются летучие компоненты Cu(HFA)2, 1.5-COD и медная пленка, осаждаемая на подложке:
2(HFA)Cu+1 COD ^ Cu0 + Cu+2(HFA)2t + 2CODT.
Температура нагрева исходного летучего соединения (HFA)Cu(I)1.5-COD определяет концентрацию предшественника в реакционной камере и, следовательно, скорость роста пленок меди. Повышение температуры источника эквивалентно увеличению количества меди в адсорбционном слое на ростовой поверхности. При больших пересыщениях в газовой фазе и на фронте кристаллизации огранка зерен менее выражена [19]. Это проявляется в том, что поперечный размер зерен на поверхности несколько увеличивается, а высота заметно уменьшается. Увеличение температуры подложки вызывает рост скорости разложения предшественника, что также приводит к увеличению количества меди в адсорбционном слое на ростовой поверхности, а следовательно, к увеличению L и уменьшению l. Наконец, с увеличением толщины нанесенного слоя средний размер зерна растущей пленки также возрастает вследствие преимущественного роста отдельных зерен. Поэтому одновременное увеличение длительности осаждения и температуры подложки приводит к максимальному увеличению среднего размера зерен.
Из анализа таблицы 1 можно сделать ряд выводов относительно использования характеристик шероховатости для описания рельефа тонких пленок Cu. Величина фрактальной размерности поверхности пленок определяется поперечными размерами зерен и слабо зависит от их высоты. Среднеквадратичная шероховатость, наоборот, никак не отражает увеличение поперечных размеров зерен, но хорошо коррелирует с изменением высоты зерен. Таким образом, комбинированное определение ^ и Df позволяет более полно охарактеризовать влияние различных параметров осаждения на морфологию поверхности тонких пленок Cu.
При исследовании тонких пленок с помощью нано-индентора важным параметром, влияющим на достоверность получаемых результатов, является максимальная нагрузка. С одной стороны, она не должна быть слишком малой, чтобы не пришлось учитывать влияние
шероховатости поверхности пленки или присутствие оксида на поверхности образца. С другой стороны, нагрузка не должна быть слишком большой, чтобы не сказывалось влияние подложки. Для пленок с низкой шероховатостью поверхности этим требованиям удовлетворяет нагрузка, при которой максимальная глубина проникновения индентора в пленку составляет примерно 10 % от ее толщины. Однако в наших экспериментах высота неровностей на поверхности пленок Си достигает 120 нм для образца 1 и 150 нм для образца 4. Поэтому для получения достоверных результатов необходимо, чтобы величина Нтх превышала данные значения. Это условие выполняется только при нагрузках 1 мН и выше. В то же время, при максимальной нагрузке 5 мН глубина проникновения индентора в пленку становится сравнимой с ее толщиной. Поэтому достоверными можно считать лишь механические характеристики, определенные при нагрузках 1 и 2 мН. Об этом свидетельствует и тот факт, что значения микротвердости, определенные при данных нагрузках, одинаковы.
На начальном этапе наноиндентирования отклик пленок определяется исключительно их упругими свойствами. Индентор Берковича представляет собой трехгранную алмазную пирамидку, наконечник которой не является идеально острым, а имеет определенный радиус закругления R. Поэтому на первых стадиях упругой деформации зависимость Р(Н) должна быть такой же, как при использовании сферического индентора с аналогичным R. В этом случае соотношение между нагрузкой и глубиной проникновения индентора в пленку имеет вид [10]:
P = - E*h3/2 R1/2, 3
(5)
где
(
E =
1 -v
film
1 -v 2
-1
ind
Efilm Eind
Е&т и ^ ^1т и ^ — модули упругости и коэффициенты Пуассона материалов пленки и индентора соответственно. С увеличением глубины проникновения упругий отклик должен описываться зависимостью для индентора Берковича [10]:
Р = 2.189Е*Н2(1 - 0.2^ - 0.00^ - 0.41/^
(6)
Кривые зависимости Р(Н), рассчитанные для случая чисто упругой деформации исследованных пленок с использованием выражений (5) и (6), приведены на рис. 4. Из рис. 4 видно, что проникновение наноиндентора в пленку не описывается зависимостью Р(Н) для индентора Берковича (кривая 4). На начальном этапе деформации обе экспериментальные кривые практически совпадают с расчетной зависимостью для случая сфери-
Таблица 3
Размер зерна и предел текучести исследованных пленок Си
у, МПа
№ d, нм Экспе- Расчет по Расчет по Расчет по
образца римент Никсу [8] Никсу + Холл-Петч Томпсону [21]
1 200 450±20 200 450 440
4 400 350±20 110 285 240
ческого индентора (кривая 3). Для образца 1 отклонение экспериментальной кривой «нагрузка - разгрузка» от чисто упругого отклика начинается при глубине проникновения индентора Н ~ 20 нм, а для образца 4 — при Н ~ 13 нм. Таким образом, стадия упругопластической деформации наступает в образце 4 раньше, чем в образце 1, что свидетельствует о более низком пределе текучести пленки, имеющей больший размер зерна.
Определить численное значение предела текучести пленок Си по кривым «нагрузка - разгрузка» не представляется возможным. Поскольку площадь контакта индентора с образцом непрерывно увеличивается, то на графике зависимости Р(Н) нет линейного участка, соответствующего стадии упругой деформации. Поэтому воспользуемся оценкой предела текучести а у в виде И/6. Значения ау, рассчитанные подобным образом из экспериментальных величин Н, представлены в таблице 3. Сравнение полученных результатов показывает, что величина предела текучести исследованных пленок Си уменьшается с ростом размера зерна. Значения а у существенно превышают величину предела текучести для объемной крупнокристаллической меди (70 МПа), однако хорошо согласуются с данными для ультра-мелкозернистой меди (~400 МПа) [20]. В то же время, величина Е исследуемых образцов близка к значениям модуля упругости как для объемной меди (Е = 130 ГПа), так и для поликристаллических пленок Си со случайной ориентацией зерен (Е = 128 ГПа), полученных электронно-лучевым осаждением [10].
Проанализируем причины более высоких значений прочностных характеристик тонких пленок по сравнению с объемными материалами. Одним из основных факторов, приводящих к повышению прочности тонких пленок, служат ограничения, накладываемые подложкой на движение дислокаций в пленке. Согласно модели, разработанной Никсом [8], минимальное биаксиаль-ное напряжение, необходимое для начала движения дислокаций в монокристаллической пленке, нанесенной на подложку и имеющей свободную поверхность, т.е. напряжение течения, можно записать в виде:
ст у = 3.464--------------
2п(1 -v)5 Мfilm +М
где Ь — длина вектора Бюргерса, V — коэффициент Пуассона, цй1т, ц — модули сдвига пленки и подложки соответственно, в — постоянная. Как следует из выражения (7), предел текучести тонкой пленки должен повышаться с уменьшением ее толщины, что полностью согласуется с нашими результатами.
В случае поликристаллических пленок деформация распространяется путем образования скоплений дислокаций у границ зерен, наиболее благоприятно ориентированных для внутризеренного скольжения. Поля напряжений от образовавшихся скоплений инициируют зарождение и движение дислокаций в соседних зернах и деформация распространяется дальше. Легкость образования дислокационных скоплений, длина пробега дислокаций и их плотность зависят от размера зерна. Одним из способов учета размера зерна, а также влияния поверхности и зернограничных источников дислокаций в процессе передачи скольжения от зерна к зерну является использование соотношения Холла-Петча:
а = ап + Ы'
4/2
(8)
где а0 определяется выражением (7), k — постоянная для данного материала.
В ряде работ [21, 22] предлагается вместо зависимости ау ~ d_12 использовать для учета упрочнения, связанного с уменьшением размера зерна, зависимость
а
7-1
у то есть рассматривать перераспределение на-
пряжений только вследствие трансляционной деформации. Так, в модели Томпсона [21], напряжение течения при комнатной температуре определяется следующим выражением:
ау = 3.464 ЬЦе1т 1пГЙ¥—2— +1 у 4п(1 -V) I Ь II 0.943Й ^
(9)
которое непосредственно учитывает изменение механических свойств тонких пленок при изменении размера зерна.
В таблице 3 представлены значения ау для исследованных пленок Си, полученные с помощью выражений (7)-(9). При расчетах использовались следующие параметры материалов пленки и подложки: =
= 40 ГПа, = 66.5 ГПа, Ь = 2.56 А, V = 0.33, в = 2.6 и коэффициента Холла-Петча ^ = 0.112 МН/м-3/2 [23]. Как и следовало ожидать, значения предела текучести, вычисленные по модели Никса, не учитывающей упрочнение пленок при уменьшении размера зерна, весьма далеки от экспериментальных оценок. Напротив, расчетные величины, полученные из выражений (8) и (9), хорошо согласуются с экспериментальными данными, особенно для пленок с меньшим размером зерна (й = 200 нм). Для образцов с размером зерна й = 400 нм теоретическая величина а у остается несколько заниженной. Подобное расхождение расчетных и экспери-
ментальных значений предела текучести, возникающее с увеличением толщины пленок, также было отмечено в работе [8].
Несовпадение теоретических и экспериментальных оценок а у для пленок, имеющих больший размер зерна, можно объяснить ограниченностью используемых моделей, в которых границы зерен рассматриваются только как механические барьеры для скольжения дислокаций. В поликристаллических материалах процессы деформации необходимо рассматривать с учетом концентраторов напряжений, которые являются источниками первичных сдвигов, а также всего спектра аккомодационных процессов, осуществляющих пластическое течение. При этом принимается во внимание вовлечение в самосогласованную деформацию элементов структуры, размер которых существенно меньше размера зерна. Базовым является механизм «сдвиг + поворот», а значение й в уравнении Холла-Петча должно отражать размер структурного элемента, в пределах которого самосогласованные сдвиги аккомодируются поворотными составляющими деформации [24]. В данной работе значение а у оценивалось из величины микротвердости, которая определялась на участке кривой Р(Н), соответствующем максимальной глубине проникновения наноиндентора. Более высокая величина Нтах для образца 4 обусловливает более глубокую деформацию данной пленки (в условиях одинаковой нагрузки образцов 1 и 4). Поэтому можно допустить, что под наноиндентором формируется дислокационная субструктура. Это значит, что вместо размера зерна й в уравнении (8) нужно использовать величину пй, где п < 1 [24].
С другой стороны, с увеличением глубины проникновения индентора уменьшается скорость деформации пленки, что приводит к росту ее прочностных характеристик. Поэтому значения микротвердости и, следовательно, предела текучести для образца 4 могут быть завышены по сравнению с расчетными.
5. Заключение
В работе исследованы тонкие пленки меди, полученные методом MOCVD на основе комплекса гексафтор-ацетилацетоната меди (I) с 1.5-циклооктадиеном в качестве предшественника. Установлена зависимость морфологии поверхности и структуры пленок Си от температуры источника, температуры подложки, а также длительности процесса осаждения. Обоснована возможность комбинированного использования среднеквадратичной шероховатости и фрактальной размерности для количественного описания рельефа поверхности тонких пленок Си.
С помощью наноиндентора исследованы механические свойства пленок Си. Изучено влияние величины максимальной нагрузки на значения микротвердости
и модуля упругости тонких пленок. Показано, что для получения достоверных результатов в случае пленок Cu толщиной 0.2-0.4 мкм максимальная нагрузка не должна превышать 2 мН. Обнаружено, что экспериментальные диаграммы нагружения, построенные в координатах «нагрузка - глубина проникновения инден-тора», не совпадают с теоретически рассчитанными зависимостями для индентора Берковича. На стадии упругой деформации отклик пленок удовлетворительно описывается зависимостью P(h) для сферического ин-дентора. Определены пределы текучести исследованных пленок Cu. Сравнение ст у с расчетными значениями, полученными с использованием моделей, по-разному учитывающих роль границ зерен, показало, что механические свойства нанокристаллических пленок Cu подчиняются закону Холла-Петча.
Работа выполнена при финансовой поддержке Интеграционного проекта СО РАН № 45, а также Молодежного интеграционного проекта СО РАН № 16.
Литература
1. Тонкие пленки — взаимная диффузия и реакции / Под ред. Дж. Поу-та, К. Ту, Дж. Мейера. - М:. Мир, 1982. - 576 с.
2. PaiP.-L., Ting C.H. Copper as future interconnection material // VLSI
Multilevel Interconnection Conf. - 1989. - V. 6. - P. 258-264.
3. Nix WD. Mechanical properties of thin films // Met. Trans. A. - 1989. -
V. 20A. - P. 2217-2245.
4. Flinn P.A. Mechanical stresses in VLSI interconnections: origins, effects, measurement, and modeling // MRS Bulletin. - 1995. - V. 20. -No. 11.- P. 70-73.
5. 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.
6. 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.
7. Adams DP., Parfitt L.J., Biello J.C., Yalisove S.M., Rek Z. U. Microstructure and residual stress of very thin Mo films // Thin Solid Films. -1995. - V. 266. - P. 52-57.
8. Nix W.D. Elastic and plastic properties of thin films on substrates: nanoindentation techniques // Mater. Sci. Eng. A. - 1997. - V. 234236. - P. 37^4.
9. 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. 15641583.
10. Suresh S., Nieh T.-G., ChoiB.W. Nano-indentation of copper thin films on silicon substrates // Scripta Mater. - 1999. - V. 41. - No. 9. - P. 951957.
11. Qi J., Lai K.H., Lee C.S. et al. Mechanical properties of a-C:H multilayer films // Diamond Relat. Mater. - 2001. - V. 10. - P. 1833-1838.
12. Valiev R.Z. Structure and mechanical properties of ultrafine-grained metals // Mat. Sci. Eng. A. - 1997. - V. 234-236. - P. 59-66.
13. Панин В.Е. Физические основы мезомеханики пластической деформации и разрушения твердых тел // Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов/ Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995. - Т. 1. - С. 7^9.
14. Liskovskaya T.I., Bulusheva L.G., Okotrub A.V et al. (HFA)Cu-1.5-COD as the prospective precursor for CVD-technologies: the electronic structure, thermodynamical properties and process of formation of thin copper films // J. Phys. IV. - 2001. - V. 11. - P. 69-76.
15. Panin A. V, Shugurov A.R., Schreiber J. Fractal analysis of electromigration-induced changes of surface topography in Au conductor lines // Surf. Sci. - 2003. - V. 524. - No. 1-3. - P. 191-198.
16. The chemistry ofmetal CVD / Ed. by T. Kodas, M. Hampden-Smith. -Weinhem-New York-Basel-Cambridge-Tokyo: VCH, 1994. - 534 p.
17. Сыркин В.Г. CVD-метод. Химическая парофазная металлизация. -М.: Наука, 2000. - 496 с.
18. Arita Y., Awaya N., Amazawa T., Mutsuda T. Deep submicron Cu planar interconnection technology using Cu selective chemical vapor deposition // Intl. Electron Devices Meet. Tech. Digest IEEE. - 1989. -P. 893-895.
19. ЛодизР., Паркер Р. Рост монокристаллов. - М.: Мир, 1974. - 540 с.
20. Тюменцев А.Н., Панин В.Е., Дитенберг И.А., Пинжин Ю.П., Ко-ротаев А.Д., Деревягина Л.С., ШубаЯ.В., ВалиевР.З. Особенности пластической деформации ультрамелкозернистой меди при разных температурах // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 6. -С. 77-85.
21. Thompson C. V The yield stress of polycrystalline thin films // J. Mater. Res. - 1993. - V. 8. - No. 2. - P. 237-238.
22. Venkatraman R., Bravman J.C. Separation of film thickness and grain boundary strengthening effects in Al thin films on Si // J. Mater. Res. -
1992. - V. 7. - No. 8. - P. 2040-2048.
23. Courtney T.H. Mechanical behavior of materials. - New York: McGraw-Hill, 1990. - 710 p.
24. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Данилов В.И. и др. Структурные уровни пластической деформации и разрушения / Под ред. В.Е. Панина. -Новосибирск: Наука, 1990. - 255 с.
Influence of microstructure on mechanical properties of thin copper films
A.V. Panin, A.R. Shugurov, I.V Ivonin1, L.L. Anisimova1, K.V. Oskomov2, T.I. Liskovskaya3, and I.K. Igumenov3
Institute of Strength Physics and Materials Science, SB RAS, Tomsk, 634021, Russia 1 Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia
2 High-Current Electronics Institute, SB RAS, Tomsk, 634021, Russia
3 Institute of Inorganic Chemistry, SB RAS, Novosibirsk, 630090, Russia
Surface relief, structure and mechanical properties of thin copper films obtained by chemical vapor deposition were studied. The relation of surface morphology and Cu-film structure to source temperature, substrate temperature and deposition time was revealed by scanning tunnel and transmission electron microscopy. Using a nanoindenter, the “loading - unloading” curves were plotted, microhardness and elastic modulus of the films under study were determined. The experimental values of the yield stress were compared with the calculated values obtained in the framework of models variously allowing for the role of grain boundaries. The mechanical properties of nanocrystalline copper films were demonstrated to obey the Hall-Petch law.
